KR101702794B1 - Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
강관 소재용으로서 바람직한 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판을 제공하기 위해, C:0.03∼0.10%, Si:0.01∼0.50%, Mn:1.4∼2.2%, P:0.025%이하, S:0.005%이하, Al:0.005∼0.10%, Nb:0.02∼0.10%, Ti:0.001∼0.030%, Mo:0.01∼0.50%, Cr:0.01∼0.50%, Ni:0.01∼0.50%를 포함하고, 바람직하게는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키도록 함유하는 조성을 갖고, 내층이 평균 입경 10㎛이하의 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서, 면적율에서 1.4∼15%의 애스펙트비:5.0미만의 괴상 마텐자이트를 포함하는 조직이고, 표층이 템퍼트 마텐자이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상으로 이루어지는 조직으로 한다.The steel sheet according to any one of claims 1 to 3, wherein the steel sheet comprises 0.03 to 0.10% of C, 0.01 to 0.50% of Si, 1.4 to 2.2% of Mn, 0.025% 0.001 to 0.10% of Al, 0.02 to 0.10% of Nb, 0.001 to 0.030% of Ti, 0.01 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.50% of Cr and 0.01 to 0.50% of Ni, And an inner layer of bainitic ferrite having an average particle diameter of 10 탆 or less as a main phase and an aspect ratio of 1.4 to 15% as an area ratio of less than 5.0 And the surface layer is a structure composed of a temperate martensite phase or a tempered martensite phase and a tempered bainite phase.
Description
본 발명은 라인 파이프에 사용되는 스파이럴 강관 혹은 전봉 강관의 소재로서 바람직한 저항복비 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 조관 후의 항복 강도의 저하를 방지하면서, 저항복비 및 우수한 저온 인성의 안정 확보에 관한 것이다.The present invention relates to a low-resistance, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet suitable for use as a spiral steel pipe or a seamless steel pipe used for a line pipe, and a method of manufacturing the same. In particular, the present invention relates to securing the stability of low resistance toughness and excellent low temperature toughness while preventing deterioration of yield strength after torsion.
강판을 나선형상으로 감으면서 조관하는 스파이럴 강관은 대경의 강관을 효율적으로 제조할 수 있기 때문에, 최근, 원유, 천연 가스를 수송하는 라인 파이프용으로서 다용되도록 되어 오고 있었다. 특히, 장거리 수송하는 파이프 라인에서는 수송 효율을 높이는 것이 요구되어 고압화되고 있고, 또 유정이나 가스정이 한랭지에 많이 존재하는 경우도 있으며, 한랭지를 경유하는 경우가 많다. 이 때문에, 사용되는 라인 파이프는 고강도화, 고인성화되는 것이 요구되고 있다. 또, 내좌굴성, 내진성의 관점에서, 라인 파이프는 저항복비인 것이 요구되고 있다. 스파이럴 강관의 관 긴쪽 방향의 항복비는 조관에 의해서 거의 변화하지 않으며, 소재인 열연 강판의 그것과 대략 일치한다. 그 때문에, 스파이럴 강관제의 라인 파이프를 저항복비로 하기 위해서는 소재인 열연 강판의 항복비를 낮게 하는 것이 필요하게 된다.Spiral steel pipes which are rolled and spirally wound in the shape of a spiral have been widely used as line pipes for transporting crude oil and natural gas, because large-diameter steel pipes can be efficiently produced. Particularly, in a pipeline for long-distance transportation, it is required to increase the transportation efficiency and the pressure is increased. In addition, there are many oil wells and gas wells in the cold region. For this reason, it is required that the line pipe to be used is made stronger and more intensive. Further, from the viewpoint of buckling resistance and seismic resistance, it is required that the line pipe has a low resistance. The yield ratio of the spiral steel pipe in the longitudinal direction of the pipe is hardly changed by the pipe, and substantially coincides with that of the hot-rolled steel material. For this reason, in order to make the line pipe made of the spiral steel pipe a low resistance, it is necessary to lower the yield ratio of the hot-rolled steel sheet.
이러한 요구에 대해, 예를 들면 특허문헌 1에는 저온 인성이 우수한 저항복 비 고장력 라인 파이프용 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1에 기재된 기술에서는 중량%로, C:0.03∼0.12%, Si:0.50%이하, Mn:1.70%이하, Al:0.070%이하를 함유하고, 또한, Nb:0.01∼0.05%, V:0.01∼0.02%, Ti:0.01∼0.20%중의 적어도 1종을 함유하는 강 슬래브를 1180∼1300℃로 가열한 후, 거친 압연 종료 온도:950∼1050℃, 마무리 압연 종료 온도:760∼800℃의 조건에서 열간 압연을 실행하고, 5∼20℃/s의 냉각 속도로 냉각하여, 670℃에 이르기까지의 동안에 공랭을 개시하고 5∼20s간 유지하며, 다음에 20℃/s이상의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃이하의 온도에서 권취하며, 열연 강판으로 한다고 하고 있다. 특허문헌 1에 기재된 기술에 의하면, 인장 강도 60kg/㎟이상(590MPa이상)에서 항복비가 85%이하, 파면 전이 온도:-60℃이하의 고인성을 갖는 열연 강판을 제조할 수 있다고 하고 있다.As to this demand, for example, Patent Document 1 discloses a method for producing a hot-rolled steel sheet for a high-resistance-ratio high-tension line pipe excellent in low-temperature toughness. In the technique described in Patent Document 1, the steel contains 0.03 to 0.12% of C, 0.50% or less of Si, 1.70% or less of Mn and 0.070% or less of Al and contains 0.01 to 0.05% 0.01 to 0.02%, and Ti: 0.01 to 0.20% is heated to 1180 to 1300 캜 and then subjected to a coarse rolling finish temperature of 950 to 1050 캜 and a finish rolling finish temperature of 760 to 800 캜 , Cooling is carried out at a cooling rate of 5 to 20 캜 / s to start air cooling for up to 670 캜 and maintained for 5 to 20 seconds, followed by cooling at a cooling rate of 20 캜 / Rolled at a temperature of 500 ° C or lower, and is referred to as a hot-rolled steel sheet. According to the technique described in Patent Document 1, a hot rolled steel sheet having a toughness of not higher than 85% and a fracture surface transition temperature of not higher than -60 캜 can be produced at a tensile strength of 60 kg / mm 2 or higher (590 MPa or higher).
또, 특허문헌 2에는 고강도 저항복비 파이프용 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 2에 기재된 기술은 C:0.02∼0.12%, Si:0.1∼1.5%, Mn:2.0%이하, Al:0.01∼0.10%를 함유하고, 또한 Mo+Cr:0.1∼1.5%를 함유하는 강을 1000∼1300℃로 가열하고, 750∼950℃의 범위에서 열간 압연을 종료하며, 냉각 속도:10∼50℃/s에 있어서 권취 온도까지 냉각하고, 480∼600℃의 범위에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법이다. 특허문헌 2에 기재된 기술에 의하면, 오스테나이트 온도역으로부터의 급랭을 실행하지 않고, 페라이트를 주체로 하며, 면적율에서 1∼20%의 마텐자이트를 갖고, 항복비가 85%이하이고 또한 조관 후의 항복 강도 저하량이 적은 열연 강판이 얻어진다고 하고 있다.Patent Document 2 discloses a method for manufacturing a hot-rolled steel sheet for a high-strength-resistant double-walled pipe. The technique described in Patent Document 2 is characterized in that a steel containing 0.02 to 0.12% of C, 0.1 to 1.5% of Si, 2.0% or less of Mn, 0.01 to 0.10% of Al and 0.1 to 1.5% of Mo + Rolled at a cooling rate of 10 to 50 占 폚 / s to a coiling temperature and rolled in a range of 480 to 600 占 폚, . According to the technique described in Patent Document 2, it is possible to perform a rapid quenching from the austenite temperature region without using a ferrite as a main component, having a martensite in an area ratio of 1 to 20%, a yield ratio of not more than 85% A hot-rolled steel sheet with a small amount of strength reduction can be obtained.
또, 특허문헌 3에는 저온 인성이 우수한 저항복비 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술에서는 질량%로, C:0.01∼0.09%, Si:0 . 50%이하, Mn:2.5%이하, Al:0.01∼0.10%, Nb:0.005∼0.10%를 포함하고, 또한 Mo:0.5%이하, Cu:0.5%이하, Ni:0.5%이하, Cr:0.5%이하 중의 1종 또는 2종 이상을, Mn, Si, P, Cr, Ni, Mo의 함유량의 관계식인 Mneq가 2.0이상을 만족시키도록 함유하는 조성의 슬래브를 열간 압연하고, 5℃/s이상의 냉각 속도로 500∼650℃까지 냉각해서 권취하며, 이 온도 범위에서 10min이상 체류시키고 나서 500℃미만의 온도까지 냉각해서 열연 강판으로 하고, 해당 열연 강판을 조관해서 전봉 강관으로 한다. 특허문헌 3에 기재된 기술에 의하면, 베이니틱 페라이트를 주상(主相)으로 하고, 3%이상의 마텐자이트와, 필요에 따라 1%이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직을 가지며, 파면 전이 온도가 -50℃이하이고, 저온 인성이 우수하며 또한 높은 소성 변형 흡수능을 갖는 전봉 강관을 제조할 수 있다고 하고 있다.Patent Document 3 discloses a method for producing a low-temperature-resistant double-walled steel pipe excellent in low-temperature toughness. In the technique described in Patent Document 3, the content of C: 0.01 to 0.09%, Si: 0. 0.5% or less of Mo, 0.5% or less of Cu, 0.5% or less of Ni, 0.5% or less of Cr, 0.5% or less of Cr, 0.01% A slab having a composition containing at least one of the following at least one of Mbeq, Mn, Si, P, Cr, Ni and Mo satisfying Mneq of not less than 2.0 is hot- Cooled to 500 to 650 占 폚, and wound up in this temperature range for at least 10 minutes, then cooled to a temperature of less than 500 占 폚 to obtain a hot-rolled steel sheet, and the hot- According to the technique described in Patent Document 3, the bainitic ferrite has a main phase, a structure containing 3% or more of martensite and, if necessary, 1% or more of retained austenite, It is possible to produce a seamless steel pipe having a temperature of 50 占 폚 or less, excellent low temperature toughness and high plastic deformation absorbing ability.
또, 특허문헌 4에는 저항복비 고인성의 두꺼운 강판이 기재되어 있다. 특허문헌 4에 기재된 기술에서는 C:0.03∼0.15%, Si:1.0%이하, Mn:1.0∼2.0%, Al:0.005∼0.060%, Ti:0.008∼0.030%, N:0.0020∼0.010%, O:0.010%이하를 포함하는 조성의 슬래브에, 바람직하게는 950∼1300℃로 가열하고, (Ar3 변태점+100℃)∼(Ar3 변태점+150℃)의 온도 범위에서의 압하율을 10%이상으로 하고, 마무리 압연 온도를 800∼700℃로 한 열간 압연을 실시한 후, 마무리 압연 온도로부터 -50℃ 이내에서 가속 냉각을 개시하고, 5∼50℃/s의 평균 냉각 속도로 400∼150℃까지 수랭한 후, 공랭하는 것에 의해, 평균 입경이 10∼50㎛의 페라이트와, 1∼20면적%의 섬형상 마텐자이트가 분산된 베이나이트의 혼합 조직을 갖는 저항복비이고 고인성의 두꺼운 강판을 얻는 것이 가능하다고 하고 있다. 또한, 섬형상 마텐자이트의 형상(봉상, 괴상: 후술)에 대한 언급은 없다.In Patent Document 4, a thick steel sheet with a high resistivity and a high tensile strength is disclosed. In the technique disclosed in Patent Document 4, the content of C is 0.03 to 0.15%, the content of Si is 1.0% or less, the content of Mn is 1.0 to 2.0%, the content of Al is 0.005 to 0.060%, the content of Ti is 0.008 to 0.030%, the content of N is 0.0020 to 0.010% 0.010% or less, preferably 950 to 1300 占 폚, and the reduction rate in the temperature range from (Ar3 transformation point + 100 占 폚) to (Ar3 transformation point + 150 占 폚) is 10% , The hot rolling is carried out at a finish rolling temperature of 800 to 700 占 폚 and then accelerated cooling is started within -50 占 폚 from the finish rolling temperature and water is cooled to 400 to 150 占 폚 at an average cooling rate of 5 to 50 占 폚 / It is possible to obtain a steel sheet having a low resistance and a high tensile strength with a mixed structure of ferrite having an average particle diameter of 10 to 50 占 퐉 and bainite dispersed with 1 to 20 area% of island martensite by air cooling . Further, there is no mention of the shape of the island-shaped martensite (stick-shaped, massive: described later).
그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는 공랭 전후, 특히 공랭 후의 냉각 속도가 크기 때문에, 냉각 속도, 냉각 정지 온도 등을 신속하고 또한 적정하게 제어할 필요가 있고, 특히, 두께가 두꺼운 열연 강판을 제조하기 위해서는 대규모의 냉각 설비 등을 필요로 한다고 하는 문제가 있다. 또, 특허문헌 1에 기재된 기술에서 얻어지는 열연 강판은 연질의 다각형(polygonal) 페라이트를 주로 하는 조직을 가지며, 원하는 고강도를 얻기 어렵다고 하는 문제도 있다.However, in the technique described in Patent Document 1, since the cooling rate before and after air cooling, particularly after air cooling, is large, it is necessary to control the cooling rate and the cooling stop temperature quickly and appropriately. Particularly, There is a problem that a large-scale cooling facility is required. In addition, the hot-rolled steel sheet obtained by the technique described in Patent Document 1 has a structure mainly composed of soft polygonal ferrite and has a problem that it is difficult to obtain desired high strength.
또, 특허문헌 2에 기재된 기술에서는 여전히 조관 후의 항복 강도의 저하가 보이며, 최근의 강관 강도의 증가 요구를 만족시킬 수 없는 경우가 생긴다고 하는 문제가 있다.In the technique described in Patent Document 2, there is still a problem that the yield strength after the bare tube is lowered and the demand for the recent increase in the steel pipe strength can not be satisfied.
또, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는 최근의 한랭지 사양인 파면 전이 온도 vTrs가 -80℃이하라고 하는 우수한 저온 인성을 안정하게 확보할 수 있을 때까지는 이르고 있지 않다는 문제가 있다.In the technique described in Patent Document 3, there is a problem that it is not reached until stable low temperature toughness such as wave cranking temperature vTrs of -80 deg. C or less, which is a recent cold paper specification, can be stably secured.
또, 특허문헌 4에 기재된 기술에서 얻어진 두꺼운 강판에서는 파면 전이 온도 vTrs에서 고작 -30∼-41℃ 정도의 인성밖에 확보할 수 없어, 최근의 가일층의 인성 향상의 요망에는 대처할 수 없다고 하는 문제가 있다.In the thick steel sheet obtained by the technique described in Patent Document 4, only the toughness of about -30 to -41 占 폚 can be secured at the fracture transition temperature vTrs, and there is a problem in that it can not cope with recent demand for toughness improvement .
또, 근래, 원유 등을 고효율로 수송한다고 하는 요구로부터, 고강도이고 또한 두께가 두꺼운 강관용 소재가 요구되고 있다. 그러나, 고강도화를 위해 합금 원소량이 증대하는 것, 후육화에 수반하여 열연 강판 제조 공정에서의 급랭 처리가 부득이하게 된다고 하는 문제가 있다. 열연 강판은 한정된 길이의 수냉대를 고속으로 반송받아 코일형상으로 권취되기 때문에, 판 두께가 두꺼워질수록 강한 냉각을 실행할 필요가 있다. 이 때문에, 강판의 표면 경도가 필요 이상으로 높아진다고 하는 문제가 있다.In recent years, there has been a demand for a steel pipe material having a high strength and a large thickness from a demand for transporting crude oil or the like with high efficiency. However, there is a problem that the amount of the alloy element is increased for the purpose of high strength, and the quenching treatment in the hot-rolled steel sheet manufacturing process is inevitably accompanied by thickening. Since the hot-rolled steel sheet is wound at a high speed in a coil-like shape by feeding a limited length of cold-rolled steel sheet at a high speed, it is necessary to perform strong cooling as the plate thickness becomes thicker. Therefore, there is a problem that the surface hardness of the steel sheet becomes higher than necessary.
특히, 예를 들면, 10㎜이상으로 판 두께가 두꺼운 열연 강판을 제조하는 경우, 마무리 압연에서는 100∼250mpm이라는 고속으로 통판하기 때문에, 마무리 압연 후의 냉각대도 마찬가지로 고속으로 통판된다. 이 때문에, 판 두께가 두꺼워질수록 큰 열 전달 계수를 갖는 냉각을 실행할 필요가 있다. 이 때문에, 열연 강판의 표면 경도가 필요 이상으로 높아지고, 열연 강판 표면은 판 두께 내부에 비해 경화하며, 또한 불균일한 분포를 나타내는 경우가 많아진다고 하는 문제가 있다. 이러한 경도의 불균일한 분포는 강관 특성의 편차를 발생시킨다고 하는 문제도 발생시키고 있다. 또, 이 표면 경도 분포에 있어서의 불균일화는 냉각 과정의 전이 비등 온도역(막 비등과 핵 비등의 경계)에 강판 표면이 체류하는 것에 의해 생긴다. 이것을 회피하기 위해서는 강판의 표면 온도가 500℃이하로 되지 않도록 할 필요가 있지만 판 두께가 두꺼운 경우에는 내부의 냉각 속도가 너무 느려져, 원하는 내층 조직을 형성할 수 없게 된다. 한편, 강판 표면 온도를 전이 비등 영역보다 낮은 온도역까지 저하시키는 것에 의해, 표면 경도의 균일화를 실현할 수 있지만, 단면 최고 경도가 HV0.5에서 300포인트를 넘게 된다. 이 경도의 상승에 의해. 조관 후의 파이프형상의 불합리에 그치지 않고, 강관 특성의 불합리, 더 나아가서는 조관할 수 없다고 하는 문제도 현재화된다.Particularly, when a hot rolled steel sheet having a thickness of 10 mm or more is manufactured, for example, the hot rolled steel sheet is conveyed at a high speed of 100 to 250 mpm in the finish rolling. For this reason, it is necessary to perform cooling with a large heat transfer coefficient as the plate thickness becomes thicker. As a result, the surface hardness of the hot-rolled steel sheet becomes higher than necessary, and the surface of the hot-rolled steel sheet is harder than the inside of the sheet thickness, and the non-uniform distribution is often increased. This nonuniform distribution of hardness also causes a problem that the steel pipe characteristics are varied. The nonuniformity in the surface hardness distribution is caused by the surface of the steel sheet staying at the transition boiling temperature range (boundary between film boiling and nucleate boiling) of the cooling process. In order to avoid this, it is necessary to prevent the surface temperature of the steel sheet from becoming 500 DEG C or less. However, when the thickness of the steel sheet is too thick, the cooling rate of the inside becomes too slow, and a desired inner layer structure can not be formed. On the other hand, by lowering the surface temperature of the steel sheet to a temperature lower than the transition boiling range, the surface hardness can be made uniform, but the maximum hardness of the cross section exceeds 300 points at HV0.5. Due to this increase in hardness. There is a problem that the characteristics of the steel pipe are unreasonable, and furthermore, the steel pipe can not be stuck, irrespective of the irregularity of the pipe shape after the pipe making.
본 발명은 이러한 종래 기술의 문제를 해결하고, 복잡한 열 처리를 실시하지 않으며, 또, 대규모의 설비 개조를 실행하는 일 없이, 강관용 소재, 특히 스파이럴 강관용으로서 바람직한 스파이럴 조관 후의 강도 저하를 방지할 수 있는 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 특히, 판 두께 8㎜이상(더욱 바람직하게는 10㎜이상) 50㎜이하(더욱 바람직하게는 25㎜이하)의 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 여기서 말하는 「고강도」는 압연 방향으로부터 30도 방향의 항복 강도가 480MPa이상, 판 폭 방향의 인장 강도가 600MPa이상인 경우를, 또 「저온 인성이 우수한」은 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 -80℃이하인 경우를, 또 「저 항복비」는 연속 항복형의 응력 왜곡선을 나타내고, 항복비가 85%이하인 경우를 각각 말하는 것으로 한다. 또,「강판」에는 강판 및 강대(steel strip)를 포함하는 것으로 한다.It is an object of the present invention to solve such a problem of the prior art and to prevent a decrease in strength after spiral drilling which is preferable for a steel pipe material, particularly for a spiral steel pipe, without complicated heat treatment, Resistant high-strength hot-rolled steel sheet excellent in low-temperature toughness. In particular, the object of the present invention is to provide a low-temperature-resistance, high-strength, high-strength hot-rolled steel sheet excellent in low temperature toughness of 8 mm or more (more preferably 10 mm or more) and 50 mm or less (more preferably 25 mm or less). Quot; high strength " means a case where the yield strength in the direction of 30 degrees from the rolling direction is 480 MPa or more, the tensile strength in the plate width direction is 600 MPa or more, and the "excellent low temperature toughness" means that the wavefront transition temperature vTrs of the Charpy impact test is -80 ° C., and the "low yield ratio" refers to the continuous yield type stress-strain curve, and the yield ratio is 85% or less, respectively. In addition, "steel sheet" shall include steel sheet and steel strip.
본 발명자들은 상기 목적을 달성하기 위해, 조관 후의 강관 강도 및 강관 인성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 연구하였다. 그 결과, 조관에 의한 강도의 저하는 압축 응력이 작용하는 관내면측에서의 바우싱거(Bauschinger) 효과에 의한 항복 강도의 저하와, 인장 응력이 작용하는 관외면측에서의 항복 신장의 소실에 의해서 야기되고 있는 것을 알아내었다.In order to achieve the above object, the inventors of the present invention have extensively studied various factors affecting the steel pipe strength and the steel pipe toughness after the steel pipe manufacturing. As a result, it has been found that the decrease in the strength by the tube tube is caused by the lowering of the yield strength due to the Bauschinger effect at the inner surface of the tube where the compressive stress acts and the loss of the yield strength at the tube outer surface side where the tensile stress acts I found out.
그래서, 본 발명자들은 가일층 연구한 결과, 강판의 조직을, 미세한 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 해당 베이니틱 페라이트 중에 경질의 괴상 마텐자이트를 미세 분산시킨 조직으로 하는 것에 의해, 조관 후, 특히 스파이럴 조관 후의 강도 저하를 방지할 수 있는 동시에, 85%이하의 저항복비를 갖고, 또한 우수한 인성도 겸비하는 강관으로 할 수 있는 것에 상도하였다. 이러한 조직으로 하는 것에 의해, 강관 소재인 강판의 가공 경화능이 향상하기 때문에, 조관시에 있어서의 관외면측에서의 가공 경화에 의해 충분한 강도 상승이 얻어지고, 조관 후, 특히 스파이럴 조관 후의 강도 저하를 억제할 수 있는 것, 또한, 괴상 마텐자이트를 미세하게 분산시키는 것에 의해, 인성이 현저하게 향상하는 것을 지견하였다. The inventors of the present invention have conducted intensive research and found that the structure of the steel sheet can be obtained by forming fine bainitic ferrite as the main phase and making the hard bainitic ferrite into finely dispersed massive martensite, It is possible to provide a steel pipe capable of preventing the strength reduction after the pipe making and also having a low resistance ratio of 85% or less and also having excellent toughness. With such a structure, the work hardening ability of the steel sheet as the material of the steel pipe is improved. Therefore, sufficient strength can be raised by the work hardening at the tube outer surface side during the tube making, and the strength decrease after the tube making, especially after the spiral tube making is suppressed And that the toughness is remarkably improved by finely dispersing the massive martensite.
또한, 강판 표면 경도의 불균일한 상승을 방지하고, 성형 후의 파이프 형상이 우수하고, 또한 균일 변형능을 갖는 강관으로 하기 위해서는 강판 표면 조직을 템퍼드 마텐자이트상 단상 혹은 템퍼드 마텐자이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합 상으로 하는 것이 유효한 것도 지견하였다.In order to prevent uneven rise of the surface hardness of the steel sheet, to form a steel pipe having excellent shape of the pipe after molding and having uniform strain, the surface texture of the steel sheet is preferably tempered martensitic phase single phase or tempered martensitic phase, It is also known that it is effective to use a mixed phase of nitrate.
본 발명은 이러한 지견에 의거하여, 또한 검토를 부가해서 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.The present invention has been completed on the basis of such knowledge and additionally with the examination. That is, the gist of the present invention is as follows.
[1] 질량%로, C:0.03∼0.10%, Si:0.01∼0.50%, Mn:1.4∼2.2%, P:0.025%이하, S:0.005%이하, Al:0.005∼0.10%, Nb:0.02∼0.10%, Ti:0.001∼0.030%, Mo:0.01∼0.50%, Cr:0.01∼0.50%, Ni:0.01∼0.50%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 내층은 평균 입경 10㎛이하의 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서 면적율에서 1.4∼15%의 애스펙트비:5.0미만의 괴상 마텐자이트를 포함하는 조직이고, 표층은 템퍼드 마텐자이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상으로 이루어지는 조직인 것을 특징으로 하는 열연 강판.The steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein the steel sheet contains, by mass%, 0.03 to 0.10% of C, 0.01 to 0.50% of Si, 1.4 to 2.2% of Mn, 0.025% or less of P, 0.005% or less of S, 0.005 to 0.10% And the balance Fe and inevitable impurities, and the inner layer has an average particle diameter of 10 to 10%, a Ti content of 0.001 to 0.030%, a Mo content of 0.01 to 0.50%, a Cr content of 0.01 to 0.50% and a Ni content of 0.01 to 0.50% M or less of bainitic ferrite as a main phase and an area ratio of 1.4 to 15% of aspect ratio of less than 5.0 as a second phase, and the surface layer is a tempered martensite phase or a tempered martensite phase Wherein the hot-rolled steel sheet is a structure consisting of a hot-rolled steel sheet and a tempered bainite sheet.
[2] [1]에 있어서, 상기 조성은 질량%로, 하기 (1)식[2] The composition according to [1], wherein the composition is expressed by mass%
Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)Moeq (%) = Mo + 0.36Cr + 0.77Mn + 0.07Ni ... (One)
(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%))(Here, Mn, Ni, Cr, Mo: content (mass%) of each element)
에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판.Is in the range of 1.4 to 2.2%. ≪ RTI ID = 0.0 > 11. < / RTI >
[3] [1] 또는 [2]에 있어서, 상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.[3] The copper alloy according to [1] or [2], further comprising one or more selected from the group consisting of Cu in an amount of not more than 0.50%, V in an amount of not more than 0.10%, and B in an amount of not more than 0.0005% By weight based on the total weight of the hot-rolled steel sheet.
[4] []1 내지 [3] 중의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.[4] The hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [3], further comprising 0.0005 to 0.0050% by mass of Ca in addition to the above composition.
[5] [1] 내지 [4] 중의 어느 한 항에 있어서, 상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.[5] The hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [4], wherein the massive martensite has a maximum size of 5.0 μm or less and an average of 0.5 to 3.0 μm.
[6] [1] 내지 [5] 중의 어느 하나에 있어서,판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.[6] The hot-rolled steel sheet according to any one of [1] to [5], wherein the hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction is 95% or less of the maximum hardness in the thickness direction.
[7] 강 소재에, 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서,[7] The steel material is subjected to a hot rolling process, a cooling process, and a winding process to obtain a hot-rolled steel sheet,
상기 강 소재를 질량%로,The steel material in mass%
C:0.03∼0.10%, Si:0.01∼0.50%, Mn:1.4∼2.2%, P:0.025%이하, S:0.005%이하, Al:0.005∼0.10%, Nb:0.02∼0.10%, Ti:0.001∼0.030%, Mo:0.01∼0.50%, Cr:0.01∼0.50%, Ni:0.01∼0.50%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 열연 공정을, 상기 강 소재를 가열 온도:1050∼1300℃에서 가열하고, 해당 가열된 강 소재에 거친 압연을 실시하여 시트 바로 하고, 해당 시트 바에, 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율:50%이상으로 되는 마무리 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 공정으로 하고, 상기 냉각 공정을, 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하고, 표면 온도에서, 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도에서 1s이상 체류시키는 2차 냉각과, 해당 2차 냉각 종료 후, 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 5∼30℃/s의 냉각 속도로 600∼450℃의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3차 냉각과, 또한, 해당 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 2℃/s이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역에서 20s이상 체류시키는 4차 냉각을 순차 실시하는 공정으로 하고, 상기 권취 공정을, 표면 온도에서 권취 온도:450℃이상에서 권취하는 공정으로 하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.0.005 to 0.10% of Al, 0.005 to 0.10% of Al, 0.02 to 0.10% of Nb, 0.002 to 0.10% of Ti, 0.001 to 0.10% of Sn, 0.01 to 0.50% And the balance Fe and inevitable impurities, wherein the steel material is a steel material having a composition of 0.01 to 0.30%, Mo: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 0.50% and Ni: 0.01 to 0.50% Is heated at a heating temperature of 1050 to 1300 占 폚 and subjected to coarse rolling to the heated steel material so as to be subjected to finish rolling at a cumulative rolling reduction ratio of not less than 50% And the cooling step is started immediately after finishing rolling and cooling is performed at a surface temperature at an average cooling rate of 100 DEG C / s or higher to a temperature not higher than the martensite transformation start temperature , And after the completion of the primary cooling, the secondary cooling is carried out at a temperature of 600 ° C or more at the surface temperature for 1 second or more After the second cooling, the third cooling is carried out at a central temperature of the plate thickness to a cooling stop temperature in the temperature range of 600 to 450 DEG C at an average cooling rate of 5 to 30 DEG C / s, The cooling from the cooling stop temperature to the coiling temperature is carried out at a cooling rate of 2 DEG C / s or less at the central portion of the plate thickness or at a temperature in the range from the cooling stop temperature of the third cooling to the coiling temperature for 20 seconds or longer And the fourth cooling step are sequentially carried out, and wherein the winding step is a step of winding at a surface temperature of not less than 450 캜 at a coiling temperature of not less than 450 캜.
[8] [7]에 있어서, 상기 조성은 질량%로, 하기 (1)식[8] The composition according to [7], wherein the composition is expressed by mass%
Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)Moeq (%) = Mo + 0.36Cr + 0.77Mn + 0.07Ni ... (One)
(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%))(Here, Mn, Ni, Cr, Mo: content (mass%) of each element)
에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.Is in a range of 1.4 to 2.2%. ≪ RTI ID = 0.0 > 11. < / RTI >
[9] [7] 또는 [8]에 있어서, 상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.[9] The steel sheet according to any one of [7] to [8], further comprising one or more selected from the group consisting of 0.50% or less of Cu, 0.10% or less of V and 0.0005% or less of B, By weight based on the total weight of the hot-rolled steel sheet.
[10] [7] 내지 [9] 중의 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.[10] The production method of a hot-rolled steel sheet according to any one of [7] to [9], further comprising, in mass%, 0.0005 to 0.0050% Ca.
본 발명에 따르면, 특히, 스파이럴 강관용 소재로서 바람직한 조관 후의 강도 저하가 적고, 표면 경도의 불균일 분포가 없어지며, 단면 겅도도 저하하여, 조관시의 파이프 형상 및 균일 변형능이 우수하고, 압연 방향으로부터 30도 방향의 항복 강도가 480MPa이상이고, 판 폭 방향의 인장 강도가 600MPa이상, 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 -80℃이하이고, 또한 항복비가 85%이하인 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판이 얻어진다. 그리고, 본 발명의 저항복비 고강도 열연 강판은 특별한 열 처리를 실시하는 것도 아니며, 용이하고 또한 저렴하게 제조할 수 있다. 이와 같이, 본 발명에서는 산업상 현격한 효과를 갖는다. 또, 본 발명에 따르면, 릴 바아지(reel barge)법으로 부설되는 라인 파이프나, 내진성이 요구되는 라인 파이프용의 전봉 강관을 저렴하고 또한 용이하게 제조할 수 있다고 하는 효과도 있다. 또한, 본 발명이 되는 저항복비 고강도 열연 강판을 소재로서 이용하면, 내진성이 우수한 건축용 부재 및 항만 부재로 되는 고강도 스파이럴 강관 말뚝도 제조할 수 있다고 하는 효과도 있다. 또, 이러한 열연 강판을 이용한 스파이럴 강관은 관 긴쪽 방향의 항복비가 낮기 때문에, 고부가 가치의 고강도 강관 말뚝에도 적용할 수 있다고 하는 효과도 있다.According to the present invention, in particular, as a spiral steel pipe material, there is little decrease in strength after gauging, no nonuniform distribution of surface hardness, and a reduction in cross-sectional gauging, thereby exhibiting excellent pipe shape and uniform deformability at the time of gauging, Having a yield strength of 480 MPa or more in the 30-degree direction, a tensile strength in the plate width direction of 600 MPa or more, a fracture transition temperature vTrs of the Charpy impact test of -80 占 폚 or less and a yield ratio of 85% A hot-rolled steel sheet is obtained. The low-resistance, high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention is not subjected to a special heat treatment, and can be easily and inexpensively manufactured. As described above, the present invention has a remarkable effect in the industry. Further, according to the present invention, it is possible to manufacture the line pipe installed by the reel barge method and the line pipe for the line pipe which requires the anti-vibration property inexpensively and easily. In addition, when the low-resistance high-strength hot-rolled steel sheet according to the present invention is used as a material, it is also possible to produce a structural member having excellent vibration resistance and a high-strength spiral steel pipe pile as a harbor member. In addition, since the spiral steel pipe using such a hot-rolled steel sheet has a low yield ratio in the longitudinal direction of the pipe, there is an effect that it can be applied to a high-strength steel pipe pile having a high added value.
도 1은 괴상 마텐자이트의 생성과, 열간 압연 후의 냉각에 있어서의 2차 냉각의 관계를 모식적으로 나타내는 설명도이다.1 is an explanatory view schematically showing the relationship between the generation of massive martensite and the secondary cooling in cooling after hot rolling.
우선, 본 발명의 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 특히 단정하지 않는 한, 질량%는 단지 %로 나타낸다.First, the reason for limiting the composition of the hot-rolled steel sheet of the present invention will be described. Hereinbelow, unless otherwise specified, the mass% is expressed in% only.
C:0.03∼0.10%C: 0.03 to 0.10%
C는 탄화물로서 석출하며, 석출 강화를 통해 강판의 강도 증가에 기여한다. 결정립 미세화를 통해 강판의 인성 향상에도 기여하는 원소이기도 하다. 또한, C는 강 중에 고용되고 오스테나이트를 안정화하며, 미변태 오스테나이트의 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.03%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10%를 넘는 함유는 결정립계에 조대한 세멘타이트를 형성하는 경향이 강해지고, 인성이 저하한다. 이 때문에, C는 0.03∼0.10%의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.04∼0.09%이다.C precipitates as carbide and contributes to the increase in strength of the steel sheet through precipitation strengthening. It is also an element contributing to the improvement of toughness of the steel sheet through grain refinement. Further, C has a function of being solidified in the steel, stabilizing austenite, and promoting the formation of untransformed austenite. In order to obtain these effects, a content of 0.03% or more is required. On the other hand, inclusion of more than 0.10% tends to form a coarse cementite at grain boundaries, and toughness is lowered. For this reason, C is limited to the range of 0.03 to 0.10%. Further, it is preferably 0.04 to 0.09%.
Si:0.01∼0.50%Si: 0.01 to 0.50%
Si는 고용 강화를 통해 강판의 강도 증가에 기여한다. 또, 경질 제2상(예를 들면, 마텐자이트)의 형성을 통해, 항복비 저감에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.01%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50%를 넘는 함유는 철감람석(fayalite)을 포함하는 산화 스케일의 생성이 현저하게 되며, 강판 외관 성상이 저하한다. 이 때문에, Si는 0.01∼0.50%의 범위로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.20∼0.40%이다.Si contributes to the strength of the steel sheet through strengthening of the solid solution. In addition, through the formation of a hard second phase (for example, martensite), it contributes to yield reduction. In order to obtain these effects, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, in the case of exceeding 0.50%, generation of an oxide scale including fayalite becomes remarkable, and appearance of the steel sheet deteriorates. For this reason, Si is limited to a range of 0.01 to 0.50%. It is also preferably 0.20 to 0.40%.
Mn:1.4∼2.2%Mn: 1.4-2.2%
Mn은 고용되어 강의 담금질성을 향상시키고, 마텐자이트의 생성을 촉진시킨다. 또, 베이니틱 페라이트 변태 개시 온도를 저하시키고, 조직의 미세화를 통해 강판 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 1.4%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.2%를 넘는 함유는 용접 열 영향부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn은 1.4∼2.2%의 범위로 한정하였다. 또한, 괴상 마텐자이트의 안정 생성이라는 관점에서는 바람직하게는 1.6∼2.0%이다.Mn is solubilized to improve the hardenability of the steel and to promote the formation of martensite. In addition, it is an element that contributes to the improvement of the toughness of the steel sheet by reducing the bainitic ferrite transformation start temperature and making the structure finer. In order to obtain these effects, a content of 1.4% or more is required. On the other hand, the content exceeding 2.2% lowers the toughness of the weld heat affected zone. For this reason, Mn is limited to a range of 1.4 to 2.2%. From the viewpoint of stable formation of massive martensite, it is preferably 1.6 to 2.0%.
P:0.025%이하P: not more than 0.025%
P는 고용되어 강판 강도의 증가에 기여하지만, 동시에 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 P는 불순물로서 가급적 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.025%까지는 허용할 수 있다. 이러한 것으로부터, P는 0.025%이하로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.015%이하이다. 과도한 저감은 정련 코스트를 앙등시키기 때문에, 0.001%이상 정도로 하는 것이 바람직하다.P is solved to contribute to an increase in steel sheet strength, but at the same time toughness is lowered. Therefore, in the present invention, P is preferably reduced as impurities as possible. However, up to 0.025% is acceptable. From this, P was limited to 0.025% or less. Further, it is preferably 0.015% or less. It is preferable that the excessive reduction is about 0.001% or more because the refining cost is increased.
S:0.005%이하S: not more than 0.005%
S는 강 중에서는 MnS 등의 조대한 황화물계 개재물을 형성하고, 슬래브 등의 깨짐을 발생시킨다. 또, 강판의 연성을 저하시킨다. 이러한 현상은 0.005%를 넘는 함유에서 현저하게 된다. 이 때문에, S는 0.005%이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.004%이하이다. 또, S함유량은 0%라도 문제없지만, 과도한 저감은 정련 코스트를 앙등시키기 때문에, 0.0001%이상 정도로 하는 것이 바람직하다.S forms coarse sulfide inclusions such as MnS in the steel and causes cracking of the slab and the like. Further, the ductility of the steel sheet is lowered. This phenomenon becomes remarkable when the content exceeds 0.005%. Therefore, S is limited to 0.005% or less. Further, it is preferably not more than 0.004%. Although there is no problem even if the S content is 0%, it is preferable that the excessive reduction is 0.0001% or more in order to increase the refining cost.
Al:0.005∼0.10%Al: 0.005 to 0.10%
Al은 탈산제로서 작용한다. 또, 왜곡 시효의 원인으로 되는 N을 고정시키는데 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.005%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10%를 넘는 함유는 강 중 산화물이 증가하고 모재 및 용접부의 인성을 저하시킨다. 또, 슬래브 등의 강 소재, 강판을 가열로에서 가열할 때에, 표층에서 질화층을 형성하기 쉽고, 항복비의 증가를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Al은 0.005∼0.10%의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.08%이하이다.Al acts as a deoxidizer. It is also an element effective for fixing N, which is a cause of distortion aging. In order to obtain these effects, a content of not less than 0.005% is required. On the other hand, the content exceeding 0.10% increases oxide in the steel and lowers the toughness of the base material and the welded portion. In addition, when a steel material such as a slab or a steel sheet is heated in a heating furnace, a nitrided layer is easily formed in the surface layer, which may increase the yield ratio. For this reason, Al is limited to a range of 0.005 to 0.10%. Further, it is preferably 0.08% or less.
Nb:0.02∼0.10%Nb: 0.02 to 0.10%
Nb는 강 중에 고용하거나, 혹은 탄질화물로서 석출하고, 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 동시에, 오스테나이트립의 재결정을 억제하는 작용을 가지며, 오스테나이트의 미재결정 온도역 압연을 가능하게 한다. 또, 탄화물 혹은 탄질화물로서 미세하게 석출되어, 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이기도 하다. 열간 압연 후의 냉각 중에, 열간 압연에 의해 도입된 전위상에 탄화물 혹은 탄질화물로서 석출하고, γ→α 변태의 핵으로서 작용하며, 베이니틱 페라이트의 입내 생성을 촉진하고, 미세한 괴상의 미변태 오스테나이트, 더 나아가서는 미세한 괴상의 마텐자이트의 생성에 기여한다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.02%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10%를 넘는 과잉의 함유는 열간 압연시의 변형 저항이 증대하고, 열간 압연이 곤란하게 될 우려가 있다. 또, 0.10%를 넘는 과잉의 함유는 주상인 베이니틱 페라이트의 항복 강도의 증가를 초래하며, 85%이하의 항복비를 확보하는 것이 곤란하게 된다. 이 때문에, Nb는 0.02∼0.10%의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03∼0.07%이다.Nb is dissolved in the steel or precipitates as carbonitride to inhibit the coarsening of the austenitic grains and to inhibit the recrystallization of the austenite grains and to enable the reverse rolling of the austenite at the non-recrystallization temperature. It is also an element contributing to the increase in the strength of the steel sheet due to fine precipitation as carbide or carbonitride. During cooling after hot rolling, it precipitates as carbide or carbonitride in the entire phase introduced by hot rolling, acts as nuclei of? -? Transformation, promotes the generation of bainitic ferrite in the grain and forms fine brittle untransformed austenite , And further contributes to the formation of fine massive martensite. In order to obtain these effects, a content of 0.02% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 0.10%, the deformation resistance during hot rolling increases, and hot rolling may become difficult. In addition, the excessive content exceeding 0.10% causes an increase in the yield strength of the bainitic ferrite, which is the main phase, and it is difficult to secure a yield ratio of 85% or less. For this reason, Nb is limited to a range of 0.02 to 0.10%. Further, it is preferably 0.03 to 0.07%.
Ti:0.001∼0.030%Ti: 0.001 to 0.030%
Ti는 N을 질화물로서 고정시키며, 슬래브 깨짐의 방지에 기여한다. 또, 탄화물로서 미세하게 석출되어 강판 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.030%를 넘어 다량으로 함유하면, 베이니틱 페라이트 변태점을 과도하게 상승시키고, 강판의 인성이 저하한다. 이 때문에, Ti는 0.001∼0.030%의 범위로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.005∼0.025%이다.Ti fixes N as nitride and contributes to prevention of slab cracking. It also has an action of fine precipitation as carbide to increase the steel sheet strength. In order to obtain such an effect, a content of 0.001% or more is required. On the other hand, if it is contained in a large amount exceeding 0.030%, the bainitic ferrite transformation point is excessively increased, and the toughness of the steel sheet is lowered. For this reason, Ti is limited to a range of 0.001 to 0.030%. Also, it is preferably 0.005 to 0.025%.
Mo:0.01∼0.50% Mo: 0.01 to 0.50%
Mo는 담금질성 향상에 기여하며, 베이니틱 페라이트 중의 C를 미변태 오스테나이트 중에 끌어당기고, 미변태 오스테나이트의 담금질성을 향상시키기는 것을 통해 마텐자이트 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 또, 강 중에 고용되고 고용 강화에 의해 강판 강도의 증가에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.01%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50%를 넘는 함유는 필요 이상으로 마텐자이트를 형성시키며, 강판의 인성을 저하시킨다. 또, Mo는 고가의 원소이며, 다량의 함유는 재료 코스트의 앙등을 초래한다. 이러한 점에서 Mo는 0.01∼0.50%의 범위로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.10∼0.40%이다.Mo contributes to improvement of hardenability and has an action of promoting martensite formation through attracting C in bainitic ferrite to untransformed austenite and improving hardenability of untransformed austenite. It is also an element contributing to the increase of the strength of steel by solidification of solid solution in steel. In order to obtain these effects, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, a content exceeding 0.50% results in formation of martensite more than necessary and lowers the toughness of the steel sheet. In addition, Mo is an expensive element, and the presence of a large amount causes an increase in the material cost. In this respect, Mo is limited to a range of 0.01 to 0.50%. Also, it is preferably 0.10 to 0.40%.
Cr:0.01∼0.50%Cr: 0.01 to 0.50%
Cr은 γ→α 변태를 지연시키고, 담금질성 향상에 기여하며, 마텐자이트 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50%를 넘는 함유는 용접부에 결함을 다발시키는 경향으로 된다. 이 때문에, Cr은 0.01∼0.50%의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.20∼0.45%이다.Cr delays γ → α transformation, contributes to improvement of hardenability, and has an action of promoting martensite formation. In order to obtain such an effect, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, a content exceeding 0.50% tends to cause a lot of defects in the welded portion. For this reason, Cr is limited to a range of 0.01 to 0.50%. Further, it is preferably 0.20 to 0.45%.
Ni:0.01∼0.50%Ni: 0.01 to 0.50%
Ni는 담금질성 향상에 기여하며, 마텐자이트 형성을 촉진한다. 또한, 가일층의 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 0.01%이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50%를 넘어 함유해도, 효과가 포화하고 함유량에 적합한 효과를 기대할 수 없기 때문에 경제적으로 불리하게 된다. 이 때문에, Ni는 0.01∼0.50%의 범위로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.30∼0.45%이다.Ni contributes to improvement of hardenability and promotes martensite formation. It is also an element contributing to improvement of toughness of a further layer. In order to obtain these effects, a content of 0.01% or more is required. On the other hand, even if the content exceeds 0.50%, the effect becomes saturated and an effect suitable for the content can not be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, Ni is limited to a range of 0.01 to 0.50%. Also, it is preferably 0.30 to 0.45%.
상기한 성분이 기본의 성분이지만, 본 발명에서는 상기한 성분을 상기한 함유 범위내이고, 또한 다음의 (1)식Although the above-mentioned components are basic components, in the present invention, the above-mentioned components are contained within the above-mentioned content range, and the following (1)
Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)Moeq (%) = Mo + 0.36Cr + 0.77Mn + 0.07Ni ... (One)
(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%))(Here, Mn, Ni, Cr, Mo: content (mass%) of each element)
에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키도록 조정하는 것이 바람직하다.Is preferably adjusted to satisfy the range of 1.4 to 2.2%.
Moeq는 냉각 공정을 거친 후에, 강판 중에 잔존하는 미변태 오스테나이트의 담금질성을 나타내는 지표이다. Moeq가 1.4%미만에서는 미변태 오스테나이트의 담금질성이 부족하고, 그 후의 권취 공정 중에 펄라이트 등으로 변태한다. 한편, Moeq가 2.2%를 넘으면, 필요 이상으로 마텐자이트가 생성하며, 인성이 저하한다. 이 때문에, Moeq는 1.4∼2.2%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. Moeq가 1.5%이상이면, 저항복비로 되고, 또한 변형능이 향상한다. 이 때문에, 1.5%이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.Moeq is an index showing the hardenability of the untransformed austenite remaining in the steel sheet after the cooling process. When the Moeq is less than 1.4%, the hardenability of the untreated austenite is insufficient, and it transforms into pearlite or the like during the subsequent winding process. On the other hand, when the Moeq exceeds 2.2%, martensite is produced more than necessary and the toughness is lowered. For this reason, Moeq is preferably limited to a range of 1.4 to 2.2%. When the Moeq is 1.5% or more, the resistance is reduced and the deformability is improved. Therefore, it is more preferable to set it to 1.5% or more.
본 발명에서는 상기한 성분의 범위에서, 또한 필요에 따라 선택 원소로서, Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 및/또는 Ca:0.0005∼0.0050%를 함유할 수 있다.In the present invention, at least one element selected from the group consisting of 0.50% or less of Cu, 0.10% or less of V, 0.0005% or less of B, and / or Ca: 0.0005 To 0.0050%.
Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상0.50% or less of Cu, 0.10% or less of V and 0.0005% or less of B
Cu, V, B는 모두, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택해서 함유할 수 있다.Cu, V, and B all contribute to the enhancement of the strength of the steel sheet, and can be selected and contained as needed.
V, Cu는 고용 강화 혹은 석출 강화를 통해, 강판의 고강도화에 기여한다. 또, B는 결정립계에 편석해서 담금질성 향상을 통해, 강판의 고강도화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Cu:0.01%이상, V:0.01%이상, B:0.0001%이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, V:0.10%를 넘는 함유는 용접성을 저하시킨다. B:0.0005%를 넘는 함유는 강판의 인성을 저하시킨다. Cu:0.50%를 넘는 함유는 열간 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하로 한정하는 것이 바람직하다.V and Cu contribute to the strengthening of the steel sheet through solid solution strengthening or precipitation strengthening. B is segregated at grain boundaries to improve the hardenability and contribute to the strengthening of the steel sheet. In order to obtain such an effect, it is preferable that Cu: 0.01% or more, V: 0.01% or more, and B: 0.0001% or more. On the other hand, if V exceeds 0.10%, the weldability is deteriorated. B: Content exceeding 0.0005% lowers the toughness of the steel sheet. Cu: Content exceeding 0.50% lowers the hot workability. Therefore, when it is contained, it is preferable that it is limited to 0.50% or less of Cu, 0.10% or less of V, and 0.0005% or less of B.
Ca:0.0005∼0.0050%Ca: 0.0005 to 0.0050%
Ca는 조대한 황화물을 구형상의 황화물로 하는 황화물의 형태 제어에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ca:0.0005%이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ca:0.0050%를 넘는 함유는 강판의 청정도를 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Ca:0.0005∼0.0050%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.Ca is an element contributing to the control of the morphology of the sulfide in which the coarse sulfide is a spherical sulfide, and may be contained if necessary. In order to obtain such an effect, Ca is preferably contained in an amount of 0.0005% or more. On the other hand, the content of Ca exceeding 0.0050% lowers the cleanliness of the steel sheet. For this reason, when it is contained, it is preferable that the content is limited to a range of Ca: 0.0005 to 0.0050%.
상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 불가피한 불순물로서는 N:0.005%이하, O:0.005%이하, Mg:0.003%이하, Sn:0.005%이하를 허용할 수 있다.The remainder other than the above-mentioned components is composed of Fe and unavoidable impurities. As an inevitable impurity, it is possible to allow the content of N: 0.005% or less, O: 0.005% or less, Mg: 0.003% or less, and Sn: 0.005% or less.
다음에, 본 발명의 저항복비 고강도 열연 강판의 조직 한정 이유에 대해 설명한다.Next, the reason for defining the structure of the low-resistance, high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention will be described.
본 발명의 저항복비 고강도 열연 강판은 상기한 조성을 가지며, 또 판 두께 방향 표면측 층(이하, 단지 표층이라고도 함)과 판 두께 방향 내면측 층(이하, 단지 내층이라고도 함)이 다른 조직을 갖는다. 이와 같이, 판 두께 방향 각 위치에서 다른 조직을 갖는 것에 의해, 강관으로 한 경우의 저항복비와 균일 변형능을 구비시킬 수 있다. 여기서 말하는 「판 두께 방향 표면측 층(표층)」은 강판 표리면으로부터 판 두께 방향으로 깊이 1.5㎜미만의 영역을 말하는 것으로 한다. 또, 「판 두께 방향 내면측 층(내층)」은 강판 표리면으로부터 내측에 판 두께 방향으로 깊이 1.5㎜이상의 영역을 말하는 것으로 한다.The low-resistance, high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention has the above-described composition, and has a different structure in the thickness direction surface side layer (hereinafter, simply referred to as surface layer) and the thickness direction inner side surface layer (hereinafter simply referred to as inner layer). By having different structures at angular positions in the plate thickness direction as described above, it is possible to provide a low resistance and a uniform deformability in the case of a steel pipe. Here, the " surface side layer (surface layer) in the plate thickness direction " refers to a region having a depth of less than 1.5 mm from the front and back surfaces of the steel sheet in the sheet thickness direction. The " inner layer in the plate thickness direction (inner layer) " refers to an area of 1.5 mm or more in depth in the sheet thickness direction from the front and back surfaces of the steel sheet.
판 두께 방향 표면측 층(표층)은 템퍼드 마텐자이트상 단상 조직 또는 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상의 혼합 조직을 띤다. 이러한 조직으로 하는 것에 의해, 판 두께 방향 표면측의 경도를 저하시켜, 우수한 균일 변형능을 구비시킬 수 있다. 파이프 성형은 구부림 변형이기 때문에, 판 두께 방향의 가공 왜곡은 판 두께 중심에서 거리가 멀어질수록 크고, 판 두께가 두꺼울수록 현저하게 되므로, 표층 조직을 조정하는 것이 중요하게 된다.The surface side layer (surface layer) in the plate thickness direction has a mixed structure of tempered martensitic phase single phase structure or tempered martensitic phase and tempered bainite phase. By using such a structure, the hardness of the surface side in the thickness direction can be lowered and excellent uniform deformability can be provided. Since the pipe forming is a bending deformation, the work distortion in the plate thickness direction becomes larger as the distance from the center of the plate thickness increases, and becomes greater as the plate thickness becomes thicker, so that it is important to adjust the surface texture.
열연 강판이 냉각 이력의 불균일, 예를 들면 전이 비등 영역을 통과하는 냉각을 받은 경우 등에는 국소적으로 경도 상승이 발생하고, 경도 편차가 발생한다. 이러한 문제는 표층을 템퍼드 마텐자이트상 단상 조직 또는 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상의 혼합 조직으로 하는 것에 의해 회피할 수 있다. 또한, 혼합 조직의 경우, 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상의 혼합 비율은 특히 한정할 필요는 없지만, 템퍼드 마텐자이트상을 면적율에서 60∼100%, 템퍼드 베이나이트상을 면적율에서 0∼40%로 하는 것이 템퍼드 연화 처리의 관점에서 바람직하다. 또한, 상기 조직은 제조 조건, 그 중에서도 마무리 압연에 있어서의 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50%이상으로 하고, 마무리 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서, 표면 온도에서, 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도로 1s이상 체류시키는 2차 냉각과, 해당 2차 냉각 종료 후, 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 5∼30℃/s의 냉각 속도로 600∼450℃의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3차 냉각과, 또한 해당 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 2℃/s이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역에서 20s이상 체류시키는 4차 냉각을 순차 실시하는 것에 의해 얻을 수 있다. 또, 조직 및 면적율은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 관찰, 측정하고, 동정, 산출할 수 있다.In the case where the hot-rolled steel sheet is subjected to uneven cooling history, for example, cooling through the transition boiling region, the hardness is locally increased and a hardness deviation occurs. This problem can be avoided by making the surface layer a mixed structure of a tempered martensitic phase single phase structure or a tempered martensitic phase and a tempered bainite phase. In the mixed structure, the mixing ratio of the tempered martensitic phase to the tempered bainite phase is not particularly limited, but it is preferable that the tempered martensitic phase is 60 to 100% in area ratio, the tempered bainite phase is 0 To 40% is preferable from the viewpoint of temper softening treatment. Further, it is preferable that the structure has a cumulative rolling reduction ratio of 50% or more at a temperature range of 930 DEG C or less in the manufacturing conditions, especially in the finish rolling, and at a surface temperature in the cooling step after the finishing rolling is 100 DEG C / s (Ms point) or less at an average cooling rate equal to or higher than the average cooling rate of the martensite transformation temperature, and secondary cooling in which the temperature is maintained at a temperature of 600 占 폚 or more for 1 s or more at the surface temperature after completion of the primary cooling, After the completion of the secondary cooling, cooling is carried out at a central temperature of the plate thickness to a cooling stop temperature in the temperature range of 600 to 450 DEG C at an average cooling rate of 5 to 30 DEG C / s, Cooling from a stop temperature to a coiling temperature at a cooling rate of 2 DEG C / s or less at an average plate thickness center temperature, or quadratic cooling It can be obtained by sequentially performed. The texture and area ratio can be observed, measured, identified and calculated by the methods described in the following examples.
또, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5㎜의 위치에 있어서의 경도가 판 두께 방향의 최고 경도의 95%이하인 것이 바람직하다. 즉, 강판 표면으로부터 판 두께 방향으로 0.5㎜의 위치의 경도가 판 두께 방향의 최고 경도로 되지 않는 것이 열연 강판의 가공성 및 조관 후의 파이프 형상의 확보라는 관점에서 중요하다. 또한, 판 두께 방향의 최고 경도는 비커스 경도 HV0.5이고, 165포인트 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 바람직하게는 300포인트 이하, 더욱 바람직하게는 280포인트 이하이다. 또한, 상기 경도는 제조 조건, 그 중에서도 마무리 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서, 표면 온도에서 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로, 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도로 1s이상 체류시키는 2차 냉각을 실시하는 것에 의해 얻을 수 있다. 또, 경도는 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.It is also preferable that the hardness at a position of 0.5 mm in the sheet thickness direction from the steel sheet surface is 95% or less of the highest hardness in the sheet thickness direction. That is, it is important that the hardness at the position of 0.5 mm in the plate thickness direction from the surface of the steel sheet does not become the maximum hardness in the plate thickness direction from the viewpoint of the workability of the hot-rolled steel sheet and the ensuring of the pipe shape after the steel making. The maximum hardness in the plate thickness direction is Vickers hardness HV0.5, preferably 165 points or more. Further, it is preferably 300 points or less, and more preferably 280 points or less. The hardness is preferably in the range of from 1 to 5 at the time of cooling to a temperature equal to or lower than the martensite transformation starting temperature (Ms point) at an average cooling rate of 100 DEG C / s or more at the surface temperature in the manufacturing conditions, Followed by cooling and secondary cooling in which the temperature is maintained at a surface temperature of 600 ° C or more for at least 1 second after completion of the primary cooling. The hardness can be measured by the method described in the following Examples.
한편, 판 두께 방향 내면측 층(내층)은 베이니틱 페라이트상을 주상으로 하고, 제2상으로서 애스펙트비:5.0미만의 괴상 마텐자이트를 분산시킨, 주상과 제2상으로 이루어지는 조직을 띤다. 여기서, 주상은 면적율에서 50%이상의 점유 면적을 갖는 상을 말한다. 베이니틱 페라이트는 면적율에서 85%이상으로 하는 것이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 88.3%이상이다. 주상인 베이니틱 페라이트는 전위 밀도가 높은 하부 조직을 갖는 상이며, 침상 페라이트, 아시큘러(acicular) 페라이트를 포함한다. 또한, 베이니틱 페라이트에는 전위 밀도가 극히 낮은 다각형 페라이트나, 미세한 아결정립 등의 하부 조직을 수반하는 준(의(擬)) 다각형 페라이트는 포함되지 않는다. 또한, 원하는 고강도를 확보하기 위해, 주상인 베이니틱 페라이트에는 미세한 탄질화물이 석출되고 있는 것이 필요하게 된다. 또한, 주상인 베이니틱 페라이트는 10㎛이하의 평균 입경을 갖는다. 평균 입경이 10㎛를 넘어 커지면, 5%미만의 저왜곡역에서의 가공 경화능이 불충분하고, 스파이럴 조관시의 구부림 가공에 의해 항복 강도가 저하한다. 주상의 평균 입경을 미세하게 하는 것에 의해, 마텐자이트를 많이 포함하는 경우에도, 원하는 저온 인성을 확보할 수 있게 된다.On the other hand, the inner surface side layer (inner layer) in the plate thickness direction has a structure composed of a primary phase and a secondary phase in which a bainitic ferrite phase is a main phase and a massive martensite having an aspect ratio of less than 5.0 is dispersed as a secondary phase. Here, the columnar phase refers to an image having an occupied area of 50% or more in the area ratio. The area ratio of bainitic ferrite is preferably 85% or more, more preferably 88.3% or more. The main phase bainitic ferrite is a phase having a substructure with high dislocation density, and includes needle-shaped ferrite and acicular ferrite. The bainitic ferrite does not include a polygonal ferrite having an extremely low dislocation density or a quasi (polygonal) polygonal ferrite accompanied by a substructure such as fine sagittal grains. Further, in order to secure a desired high strength, fine carbonitride must be precipitated in the bainitic ferrite as the main phase. The main phase bainitic ferrite has an average grain size of 10 탆 or less. When the average particle diameter exceeds 10 탆, the work hardening ability in a low-strain region of less than 5% is insufficient and the yield strength is lowered by bending at the time of spiral gouging. By making the average particle size of the main phase finer, even when a large amount of martensite is contained, desired low temperature toughness can be ensured.
그리고, 내층에 있어서의 제2상은 면적율에서 1.4∼15%의 애스펙트비:5.0미만의 괴상 마텐자이트로 한다. 본 발명에서 말하는 괴상 마텐자이트는 압연 후의 냉각 과정에서 미변태 오스테나이트로부터 구 γ립계 혹은 구 γ립내에 생성한 마텐자이트이다. 본 발명에서는 이러한 괴상 마텐자이트를 구 γ립계, 혹은 주상인 베이니틱 페라이트립과 베이니틱 페라이트립의 사이에 분산시킨다. 마텐자이트는 주상에 비해 경질이며, 가공시에 베이니틱 페라이트 중에 가동 전위를 다량으로 도입할 수 있으며, 항복 거동을 연속 항복형으로 할 수 있다. 또, 마텐자이트는 베이니틱 페라이트보다 높은 인장 강도를 갖기 때문에, 저항복비를 달성할 수 있게 된다. 또, 마텐자이트를 애스펙트비:5.0미만의 괴상 마텐자이트로 하는 것에 의해, 주위의 베이니틱 페라이트에 더 많은 가동 전위를 도입할 수 있고, 변형능 향상에 효과를 발휘한다. 마텐자이트의 애스펙트비가 5.0이상에서는 봉상의 마텐자이트(비괴상 마텐자이트)로 되고, 원하는 저항복비를 달성할 수 없게 되지만, 봉상 마텐자이트가 마텐자이트 전량에 대한 면적율에서 30%미만이면 허용할 수 있다. 괴상 마텐자이트는 마텐자이트 전량의 면적율에서 70%이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 애스펙트비는 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.The second phase in the inner layer is a massive martensite having an aspect ratio of less than 5.0 of 1.4 to 15% in terms of area ratio. The massive martensite referred to in the present invention is a martensite produced in a spherical or spherical γ phase from untransformed austenite during the cooling process after rolling. In the present invention, this massive martensite is dispersed between the spherical or oval bainitic ferrite grains and the bainitic ferrite grains. The martensite is harder than the main phase and can introduce a large amount of the movable potential into the bainitic ferrite at the time of processing, and the yielding behavior can be made into a continuous yielding type. In addition, since the martensite has higher tensile strength than bainitic ferrite, it is possible to achieve a low resistance. Further, by making the martensite into a massive martensite having an aspect ratio of less than 5.0, more movable potentials can be introduced into the surrounding bainitic ferrite, and the effect of improving the deformability is exhibited. When the aspect ratio of the martensite is 5.0 or more, the rod-shaped martensite (non-massive martensite) becomes unable to attain the desired resistance ratio, but when the rod-shaped martensit is less than 30% It is acceptable. The massive martensite is preferably 70% or more of the total area ratio of the martensite. In addition, the aspect ratio can be measured by a method described in Examples to be described later.
이러한 효과를 확보하기 위해서는 면적율에서 1.4%이상의 괴상 마텐자이트를 분산시키는 것이 필요하게 된다. 괴상 마텐자이트가 1.4%미만에서는 원하는 저항복비를 확보하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 괴상 마텐자이트가 면적율에서 15%를 넘으면, 저온 인성이 현저하게 저하한다. 이 때문에, 괴상 마텐자이트는 1.4∼15%의 범위로 한정하였다. 또한 바람직하게는 10%이하이다. 또한, 제2상은 괴상 마텐자이트 이외에, 면적율에서 7.0%이하 정도의 베이나이트 등을 함유해도 좋다.In order to secure such effects, it is necessary to disperse at least 1.4% of the massive martensite in the area ratio. When the massive martensite is less than 1.4%, it becomes difficult to secure a desired resistance ratio. On the other hand, when the massive martensite exceeds 15% in the area ratio, the low-temperature toughness remarkably decreases. For this reason, the massive martensite is limited to a range of 1.4 to 15%. It is also preferably 10% or less. In addition to the massive martensite, the second phase may contain bainite of about 7.0% or less in area ratio.
또한, 상기 조직은 제조 조건, 그 중에서도 마무리 압연에 있어서의 930℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50%이상으로 하고, 마무리 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서, 표면 온도에서, 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도로 1s이상 체류시키는 2차 냉각과, 해당 2차 냉각 종료 후, 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 5∼30℃/s의 냉각 속도로 600∼450℃의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3차 냉각과, 또한 해당 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 2℃/s이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지 온도역에서 20s이상 체류시키는 4차 냉각을 순차 실시하는 것에 의해 얻을 수 있다.Further, it is preferable that the structure has a cumulative rolling reduction ratio of 50% or more at a temperature range of 930 DEG C or less in the manufacturing conditions, especially in the finish rolling, and at a surface temperature in the cooling step after the finishing rolling is 100 DEG C / s (Ms point) or less at an average cooling rate equal to or higher than the average cooling rate of the martensite transformation temperature, and secondary cooling in which the temperature is maintained at a temperature of 600 占 폚 or more for 1 s or more at the surface temperature after completion of the primary cooling, After the completion of the secondary cooling, cooling is carried out at a central temperature of the plate thickness to a cooling stop temperature in the temperature range of 600 to 450 DEG C at an average cooling rate of 5 to 30 DEG C / s, Cooling from a stop temperature to a coiling temperature at a cooling rate of 2 DEG C / s or less at an average plate thickness center temperature or a quadratic cooling which stays for at least 20 seconds in a temperature range from the cooling stop temperature of the above-Can be obtained by sequentially performing the above processes.
또, 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛로 하는 것이 바람직하다. 괴상 마텐자이트의 크기가 평균 3.0㎛를 넘어 조대화되면, 취성 파괴의 기점으로 되기 쉽거나, 혹은 균열의 전파를 촉진시키기 쉽고, 저온 인성이 저하한다. 또, 평균 0.5㎛미만으로 되면, 알갱이가 너무 가늘어져, 주변의 베이니틱 페라이트에의 가동 전위의 도입량이 적어진다. 또, 최대 5.0㎛초과에서는 인성이 저하한다. 이 때문에, 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛로 하는 것이 바람직하다. 또한, 크기는 긴 변 길이와 짧은 변 길이의 합의 1/2을 「직경」으로 하였다. 그리고, 그 중의 최대의 것을 괴상 마텐자이트의 크기의 「최대」로 하고, 얻어진 각 알갱이의 「직경」을 산술 평균한 값을 괴상 마텐자이트의 크기의 「평균」으로 하였다. 또한, 측정하는 마텐자이트는 100개 이상으로 한다.The size of the massive martensite is preferably 5.0 m or less at maximum and 0.5 to 3.0 m on average. If the size of the massive martensite exceeds 3.0 mu m on average, it tends to be a starting point of brittle fracture or promotes propagation of cracks and low temperature toughness is lowered. On the other hand, when the mean is less than 0.5 mu m, the grains become too thin, and the amount of the movable potential introduced to the peripheral bainitic ferrite decreases. When the maximum is more than 5.0 mu m, the toughness decreases. For this reason, it is preferable that the size of the massive martensite is 5.0 mu m or less at maximum and 0.5 to 3.0 mu m on average. In addition, the size is defined as " diameter ", which is half of the sum of the long side length and the short side length. The maximum value of the masses was determined as the "maximum" of the size of the massive martensite, and the value obtained by arithmetically averaging the "diameters" of the obtained particles was regarded as the "average" of the masses of the massive martensite. In addition, the number of martensite to be measured is 100 or more.
또한, 상기 조직은 제조 조건, 그 중에서도 마무리 압연에 있어서의 930℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50%이상으로 하고, 마무리 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서, 표면 온도에서 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로, 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도에서 1s이상 체류시키는 2차 냉각과, 해당 2차 냉각 종료 후, 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 5∼30℃/s의 냉각 속도로 600∼450℃의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3차 냉각과, 또한 해당 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 2℃/s이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역에서 20s이상 체류시키는 4차 냉각을 순차 실시하는 것에 의해 얻을 수 있다.Further, it is preferable that the above-mentioned structure has a cumulative rolling reduction of not less than 50% at a temperature range of not more than 930 DEG C in the manufacturing conditions, particularly in the finish rolling, and in the cooling step after finishing rolling, Primary cooling in which cooling is carried out at an average cooling rate to a temperature equal to or lower than the martensitic transformation starting temperature (Ms point), secondary cooling in which the cooling is carried out at a temperature of 600 占 폚 or more at the surface temperature for 1 second or more, After the completion of the secondary cooling, cooling is carried out at a central temperature of the plate thickness to a cooling stop temperature in the temperature range of 600 to 450 DEG C at an average cooling rate of 5 to 30 DEG C / s, Cooling from the stop temperature to the coiling temperature at a cooling rate of not more than 2 占 폚 / s on average at the center of the plate thickness, or in a temperature range from the cooling stop temperature of the third cooling to the coiling temperature for not less than 20 seconds, A it can be obtained by sequentially performed.
또한 조직, 면적율 및 평균 입경은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 관찰, 측정하고, 동정, 산출할 수 있다.The texture, area ratio, and average particle diameter can be observed, measured, identified and calculated by the methods described in the following examples.
다음에, 본 발명의 저항복비 고강도 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.Next, a preferable manufacturing method of the low-resistance high-strength hot-rolled steel sheet of the present invention will be described.
본 발명에서는 상기한 조성을 갖는 강 소재에, 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 한다.In the present invention, the steel material having the above composition is subjected to a hot rolling process, a cooling process, and a winding process to obtain a hot-rolled steel sheet.
또한, 사용하는 강 소재의 제조 방법은 특히 한정할 필요는 없으며, 상기한 조성의 용강을 전로, 전기로 등의 통상 공지의 용제 방법을 이용해서 용제하고, 연속 주조법 등의 통상 공지의 용제 방법에 의해, 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.The method for producing the steel material to be used is not particularly limited. The molten steel of the above composition may be dissolved in a commonly known solvent such as a converter, an electric furnace or the like, and may be subjected to a commonly known solvent method such as a continuous casting method It is preferable to use a steel material such as a slab.
얻어진 강 소재에는 열연 공정을 실시한다.The obtained steel material is subjected to a hot rolling process.
열연 공정은 상기한 조성을 갖는 강 소재를 가열 온도:1050∼1300℃로 가열하고, 거친 압연을 실시하여 시트 바로 한 후, 해당 시트 바에 930℃이하의 온도역에서 누적 압하율: 50%이상으로 되는 마무리 압연을 실시하고 열연 강판으로 하는 공정으로 한다.In the hot rolling process, a steel material having the above composition is heated to a heating temperature of 1050 to 1300 占 폚 and subjected to coarse rolling. After the sheet is subjected to rough rolling, a cumulative rolling reduction of 50% or more at a temperature range of 930 占 폚 or less And subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet.
가열 온도:1050∼1300℃Heating temperature: 1050 ~ 1300 ℃
본 발명에서 사용하는 강 소재는 상기한 바와 같이 Nb, Ti를 필수 함유한다. 석출 강화에 의해 원하는 고강도를 확보하기 위해서는 이들 조대의 탄화물, 질화물 등을 일단 용해시켜, 그 후 미세 석출시키는 것이 필요하게 된다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1050℃이상으로 한다. 1050℃미만에서는 각 원소가 미고용인 채로 되며, 원하는 강판 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 1300℃를 넘어 고온이 되면, 결정립의 조대화가 생겨, 강판 인성이 저하한다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1050∼1300℃로 한정하였다.The steel material used in the present invention essentially contains Nb and Ti as described above. It is necessary to dissolve these coarse carbides, nitrides or the like once and then precipitate it finely in order to secure a desired high strength by precipitation strengthening. Therefore, the heating temperature of the steel material should be 1050 ° C or higher. When the temperature is lower than 1050 DEG C, each element remains unused and the desired steel sheet strength is not obtained. On the other hand, when the temperature exceeds 1300 deg. C, coarsening of crystal grains occurs and the toughness of the steel sheet deteriorates. For this reason, the heating temperature of the steel material is limited to 1050 to 1300 占 폚.
상기한 가열 온도로 가열된 강 소재는 거친 압연이 실시되어 시트 바로 된다. 거친 압연의 조건은 특히 한정할 필요는 없으며, 원하는 치수 형상의 시트 바를 확보할 수 있는 조건이면 좋다.The steel material heated to the heating temperature described above is subjected to coarse rolling to make the sheet straight. The conditions of the rough rolling are not particularly limited, and it is sufficient that the condition for securing a sheet bar having a desired dimension shape is satisfied.
얻어진 시트 바는 다음에 마무리 압연되고, 원하는 치수 형상의 열연 강판으로 된다. 마무리 압연은 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율: 50%이상의 압연으로 한다.The obtained sheet bar is then subjected to finish rolling to obtain a hot-rolled steel sheet having a desired dimensional shape. The finish rolling is rolling at a cumulative rolling reduction of 50% or more at a temperature range of 930 占 폚 or less.
930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율: 50%이상Cumulative rolling reduction at a temperature of 930 ° C or lower: 50% or more
내층 조직에 있어서의 베이니틱 페라이트의 미세화 및 괴상 마텐자이트의 미세 분산을 위해, 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50%이상으로 한다. 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율이 50%미만에서는 압하량이 부족하고, 내층 조직에 있어서의 주상인 미세한 베이니틱 페라이트를 확보할 수 없다. 또, γ→α 변태의 핵 생성을 촉진하는 NbC 등의 석출 사이트로 되는 전위가 부족하고, 베이니틱 페라이트의 입내 생성이 부족하며, 괴상 마텐자이트를 형성하기 위한 괴상의 미변태 γ를 미세하고 또한 다수 분산해서 잔류시킬 수 없게 된다. 이 때문에, 마무리 압연에 있어서의 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50%이상으로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 누적 압하율은 80%이하이다. 압하율이 80%를 넘어 크게 해도, 효과가 포화하며, 또한 세버레이션의 발생이 현저하게 되고, 샤르피 충격 시험 흡수 에너지의 저하를 초래하는 경우가 있다.The cumulative reduction ratio at a temperature range of 930 DEG C or lower is set to 50% or more for the fineness of bainitic ferrite in the inner layer structure and the fine dispersion of the massive martensite. If the cumulative rolling reduction at a temperature range of 930 占 폚 or lower is less than 50%, the amount of reduction is insufficient and fine bainitic ferrite, which is the columnar phase in the inner layer structure, can not be secured. In addition, there is a disadvantage in that the dislocations as precipitation sites such as NbC which promote the nucleation of the? -? Transformation are insufficient, the generation of bainitic ferrite in the grain is insufficient, and the mass unconverted gamma for forming massive martensite is finely A large number of particles can not be dispersed and remain. Therefore, the cumulative rolling reduction at the temperature range of 930 DEG C or less in the finishing rolling is limited to 50% or more. The cumulative reduction ratio is preferably 80% or less. Even if the reduction rate exceeds 80%, the effect becomes saturated and the occurrence of the evanescence becomes remarkable, which may cause a decrease in the absorption energy of the Charpy impact test.
또한, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 강판 인성, 강판 강도, 압연 부하 등의 관점에서 850∼760℃으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연의 압연 종료 온도가 850℃를 넘어 고온으로 되면, 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50%이상으로 하기 위해, 1패스당 압하량을 크게 할 필요가 있고, 압연 하중의 증가를 초래하는 경우가 있다. 한편, 760℃미만으로 저온이 되면, 압연 중에 페라이트가 생성되고, 조직, 석출물의 조대화를 초래하며, 저온 인성, 강도가 저하하는 경우가 있다.The rolling finish temperature of finish rolling is preferably 850 to 760 占 폚 in terms of steel sheet toughness, steel sheet strength, rolling load and the like. When the rolling finish temperature of finish rolling exceeds 850 占 폚 and the temperature becomes high, it is necessary to increase the rolling reduction amount per one pass in order to make the cumulative rolling reduction rate at the temperature range of 930 占 폚 or less 50% . ≪ / RTI > On the other hand, when the temperature is lower than 760 占 폚, ferrite is formed during rolling, resulting in coarsening of the structure and precipitates, and low-temperature toughness and strength may be lowered.
얻어진 열연 강판은 다음에 냉각 공정이 실시된다.The obtained hot-rolled steel sheet is then subjected to a cooling step.
냉각 공정은 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하며, 표면 온도에서, 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로, 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도에서 1s이상 체류시키는 2차 냉각과, 해당 2차 냉각 종료 후, 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 5∼30℃/s의 냉각 속도로 600∼450℃의 온도역의 냉각 정지 온도까지를 냉각하는 3차 냉각과, 또한 해당 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서 평균 2℃/s이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역에서 20s이상 체류시키는 4차 냉각을 순차 실시하는 공정으로 하고, 상기 권취 공정을 표면 온도에서 권취 온도:450℃이상에서 권취 공정으로 한다.The cooling process starts cooling immediately after completion of the finish rolling and includes a primary cooling in which cooling is performed at a surface temperature at an average cooling rate of 100 DEG C / s or higher to a temperature not higher than the martensite transformation start temperature (Ms point) After secondary cooling, secondary cooling is carried out at a temperature of 600 占 폚 or more at a surface temperature of 1 second or more, and after completion of the secondary cooling, a cooling rate at an average temperature of 5 to 30 占 폚 / Cooling temperature to the cooling stop temperature in the temperature range of the third cooling step and cooling the cooling temperature from the cooling stop temperature of the tertiary cooling to the coiling temperature at a cooling rate of not more than 2 DEG C / And fourth cooling in which the cooling is stopped for at least 20 seconds in the temperature range from the cooling stop temperature of the tertiary cooling to the winding temperature, and the winding step is a winding step at a surface temperature of 450 占 폚 or more .
마무리 압연 종료 후 즉시, 바람직하게는 15s 이내에 냉각을 개시한다.The cooling is started immediately after finishing rolling, preferably within 15 seconds.
1차 냉각에서는 표면 온도에서 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로 또한 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 될 때까지 냉각한다. 1차 냉각에 있어서의 냉각 속도는 표면 온도에서 600∼450℃의 온도 범위의 평균을 말하는 것으로 한다. 이 1차 냉각에 의해, 강판 표층에, 마텐자이트상 단상 조직 혹은 마텐자이트상과 베이나이트상의 혼합 조직이 형성된다. 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 한정되지 않는다. 사용하는 냉각 장치의 능력에 따라서는 더욱 높은 속도로 냉각하는 것도 가능하다. 또한, 표면 온도에서 마텐자이트 변태 개시 온도(Ms점) 이하로 체류하는 시간은 원하는 표면 조직에 따라 정하면 좋지만, 10s이내, 바람직하게는 7s 이내이다. Ms점 이하의 온도역에 장시간 체류하면, 마텐자이트상 단상 혹은 마텐자이트상과 베이나이트상의 혼합 조직으로 되는 영역이 너무 증가하여, 원하는 조직이 차지하는 판 두께 비율이 저하한다.In the primary cooling, the cooling is carried out at an average cooling rate of 100 ° C / s or more at the surface temperature and until the martensite transformation start temperature (Ms point) or less is reached. The cooling rate in the primary cooling refers to the average of the temperature range from 600 to 450 캜 at the surface temperature. By this primary cooling, a martensite single phase structure or a mixed structure of a martensitic phase and a bainite phase is formed on the steel sheet surface layer. The upper limit of the average cooling rate of the primary cooling is not limited. It is also possible to cool at a higher speed depending on the capability of the cooling apparatus to be used. In addition, the time of staying at the surface temperature below the martensite transformation start temperature (Ms point) may be determined according to the desired surface texture, but is within 10s, preferably within 7s. When staying at a temperature range of Ms point or less for a long time, the area of the martensitic phase single phase or the mixed structure of the martensite phase and bainite phase is excessively increased, and the plate thickness ratio occupied by the desired structure is lowered.
1차 냉각에 계속해서, 2차 냉각을 실시하지만, 2차 냉각에서는 특히 냉각을 실시하지 않고 내부로부터의 복열 혹은 가열에 의해 표면 온도에서 600℃이상의 온도에서 1s이상 체류시킨다. 이 2차 냉각에 의해, 마텐자이트상, 베이나이트상이 템퍼링되고, 표층 조직이 템퍼드 마텐자이트상 단상 조직 또는 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상의 혼합 조직으로 된다. 강판 표면 온도가 600℃미만, 체류 시간이 1s미만인 경우에는, 표층 조직의 템퍼링이 불충분하게 된다. 이 때문에, 2차 냉각은 강판 표면 온도에서 600℃이상의 온도에서 1s이상 체류시키는 처리로 하였다. 또한, 바람직하게는 600℃이상의 온도에서 2s이상이다. 600℃이상의 온도에서의 체류 시간의 상한은 특히 한정되지 않는다. 단, 판 두께 중앙부의 3차 냉각 조건을 충분히 확보하고 다각형 페라이트의 생성을 억제하는 관점에서, 6s이하가 바람직하다. 또한, 600℃이상의 온도로 강판 표면 온도를 승온시키는 방법은 판 두께 방향 내부의 열을 이용하는 방법이나, 외부 가열 설비를 이용하는 방법 등이 있지만, 특히 한정할 필요는 없다. 1차 냉각과 2차 냉각에 의해, 강판 표면 조직을 형성시킨 후, 3차 냉각을 실시하고, 베이니틱 페라이트를 주상으로 하며, 괴상 마텐자이트를 제2상으로 하는 강판 내층 조직을 형성한다.Subsequent to the primary cooling, the secondary cooling is carried out. In the secondary cooling, the cooling is not particularly performed, but the cooling is carried out at a temperature of 600 占 폚 or more for at least 1 second at the surface temperature by double heating or heating from the inside. By this secondary cooling, the martensitic phase, the bainite phase is tempered, and the surface texture becomes a mixed structure of tempered martensitic phase single phase structure or tempered martensitic phase and tempered bainite phase. When the surface temperature of the steel sheet is less than 600 占 폚 and the residence time is less than 1 sec, the tempering of the surface layer structure becomes insufficient. For this reason, the secondary cooling was carried out at a temperature of 600 占 폚 or more at the surface temperature of the steel sheet for 1 s or more. Further, it is preferably 2 s or more at a temperature of 600 캜 or more. The upper limit of the residence time at a temperature of 600 占 폚 or more is not particularly limited. However, from the viewpoint of sufficiently securing the tertiary cooling condition at the center of the plate thickness and suppressing generation of polygonal ferrite, it is preferably 6 s or less. The method of raising the surface temperature of the steel sheet at a temperature of 600 占 폚 or more may be a method of using heat in the thickness direction or a method of using an external heating equipment. After the surface structure of the steel sheet is formed by primary cooling and secondary cooling, tertiary cooling is performed to form a steel sheet inner layer structure having bainitic ferrite as a main phase and massive martensite as a second phase.
3차 냉각의 냉각 속도는 판 두께 중앙부에서, 다각형 페라이트의 생성 온도역인 750∼600℃의 평균의 냉각 속도로 5∼30℃/s의 범위로 한다. 평균 냉각 속도가 5℃/s미만에서는 내층의 조직이 다각형 페라이트 주체의 조직으로 되고, 원하는 베이니틱 페라이트를 주상으로 하는 조직을 확보하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 평균 냉각 속도가 30℃/s를 넘는 급랭으로 하면, 미변태 오스테나이트에의 합금 원소의 농축이 불충분하게 되고, 그 후의 냉각에서 원하는 양의 괴상 마텐자이트를 미세 분산시킬 수 없게 되며, 원하는 저항복비, 원하는 우수한 저온 인성을 갖는 열연 강판으로 하는 것이 곤란하게 된다. 따라서, 판 두께 중앙부에서의 냉각 속도는 5∼30℃/s로 한정되고, 바람직하게는 5∼25℃/s이다. 또한, 판 두께 중앙부의 온도는 강판의 표면 온도, 냉각수의 수온 및 수량 등을 바탕으로, 전열 계산 등에 의해 구할 수 있다.The cooling rate of the tertiary cooling is set in the range of 5 to 30 ° C / s at an average cooling rate of 750 to 600 ° C, which is the generation temperature range of the polygonal ferrite, at the central portion of the plate thickness. If the average cooling rate is less than 5 占 폚 / s, the structure of the inner layer becomes the structure of the polygonal ferrite main body, and it becomes difficult to secure the structure of the desired bainitic ferrite as the main phase. On the other hand, if quenching is carried out at an average cooling rate exceeding 30 ° C / s, the concentration of the alloying element in the untreated austenite becomes insufficient, the desired amount of massive martensite can not be finely dispersed in the subsequent cooling, It is difficult to obtain a hot rolled steel sheet having a desired resistance lowering ratio and an excellent low temperature toughness desired. Therefore, the cooling rate at the center of the plate thickness is limited to 5 to 30 캜 / s, preferably 5 to 25 캜 / s. In addition, the temperature at the center of the plate thickness can be obtained by calculation of heat transfer based on the surface temperature of the steel plate, the water temperature and the quantity of the cooling water, and the like.
3차 냉각에 있어서의 냉각 정지 온도는 600∼450℃의 범위의 온도로 한다. 냉각 정지 온도가 상기한 온도 범위보다 고온에서는 원하는 베이니틱 페라이트를 주상으로 하는 내층의 조직을 확보하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 냉각 정지 온도가 상기한 온도역보다 저온에서는 미변태 γ가 대략 변태를 완료해서 원하는 양의 괴상 마텐자이트를 확보할 수 없게 된다. The cooling stop temperature in the tertiary cooling is set to a temperature in the range of 600 to 450 占 폚. When the cooling stop temperature is higher than the above-mentioned temperature range, it becomes difficult to secure the structure of the inner layer having the bainitic ferrite as the main phase. On the other hand, when the cooling stop temperature is lower than the above-mentioned temperature range, the untransformed gamma completes the transformation substantially and the desired amount of massive martensite can not be secured.
본 발명에서는 상기한 1차 냉각∼3차 냉각에 계속해서, 4차 냉각을 실시한다. 4차 냉각으로서 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역의 냉각을 판 두께 중앙부 온도에서 도 1에 모식적으로 나타낸다. 4차 냉각은 도 1에 나타내는 바와 같은 완만한 냉각으로 한다. 이 온도역을 완만한 냉각으로 하는 것에 의해, C등의 합금 원소가 또한 미변태 γ 중으로 확산하여, 미변태 γ가 안정화되고, 그 후의 냉각에 의해 괴상 마텐자이트의 생성이 용이하게 된다. 이러한 완만한 냉각으로서, 상기한 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 2℃/s이하의 냉각 속도, 바람직하게는 1.5℃/s이하에서 냉각하거나, 혹은 상기한 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역에서 20s이상 체류시키는 냉각으로 한다. 2차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 평균 2℃/s초과의 냉각 속도로 냉각하면, C 등의 합금 원소가 미변태 γ 중에 충분히 확산되지 않아, 미변태 γ의 안정화가 불충분하게 되고, 도 1에 점선으로 나타내는 냉각과 같이, 미변태 γ가 베이니틱 페라이트간에 잔존하는 형태로 봉상으로 되어, 원하는 괴상 마텐자이트의 생성이 곤란하게 된다.In the present invention, the primary cooling to the tertiary cooling is followed by the quaternary cooling. The cooling in the temperature range from the cooling stop temperature to the coiling temperature of the tertiary cooling as the fourth cooling is schematically shown in Fig. 1 at the plate thickness center temperature. The fourth cooling is a gentle cooling as shown in Fig. By gentle cooling in this temperature range, alloying elements such as C also diffuse into untransformed gamma, stabilizing the unconverted gamma, and facilitating the formation of massive martensite by subsequent cooling. As such gentle cooling, the cooling from the cooling stop temperature to the coiling temperature of the above-mentioned third cooling is carried out at a cooling rate of 2 DEG C / s or less, preferably 1.5 DEG C / s or less, Cooling is carried out so as to stagnate for at least 20 seconds in the temperature range from the cooling stop temperature of one tertiary cooling to the winding temperature. If the cooling from the cooling stop temperature of the secondary cooling to the coiling temperature is carried out at a cooling rate exceeding 2 deg. C / s on the average, the alloying element such as C does not sufficiently diffuse into the untransformed gamma and the stabilization of the untransformed gamma becomes insufficient, As in the cooling indicated by the dotted line in Fig. 1, the unconverted gamma is in the form of a bar remaining in the bainitic ferrite, which makes it difficult to produce the desired massive martensite.
또한, 이 4차 냉각은 런 아웃 테이블의 후단에서의 물 분사를 정지해서 실행하는 것이 바람직하다. 판 두께가 얇은 강판에서는 원하는 냉각 조건을 확보하기 위해, 강판상에 잔존하는 냉각수의 완전 제거, 보온 커버의 설치 등으로 조정하는 것이 바람직하다. 또, 상기한 온도역에서 20s이상의 체류 시간을 확보하기 위해서는 반송 속도를 조정하는 것이 바람직하다.It is preferable that the fourth cooling is performed by stopping the water injection at the rear end of the run-out table. In the case of a thin steel sheet having a small thickness, it is preferable to adjust the temperature by completely removing the cooling water remaining on the steel sheet and installing a heat insulating cover in order to secure a desired cooling condition. In order to secure a residence time of 20 seconds or longer in the above temperature range, it is preferable to adjust the conveying speed.
4차 냉각 후, 열연 강판에는 권취 공정이 실시된다.After the fourth cooling, the hot-rolled steel sheet is subjected to a winding step.
권취 공정은 표면 온도에서 권취 온도: 450℃이상에서 권취 공정으로 한다.The winding process is a winding process at a surface temperature of 450 占 폚 or more.
권취 온도가 450℃미만에서는 원하는 저항복비화를 실현할 수 없게 된다. 이 때문에, 권취 온도는 450℃이상으로 한정하였다. 상기한 공정으로 하는 것에 의해, 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 온도역에서 소정 시간 이상 체류시킬 수 있다.If the coiling temperature is less than 450 DEG C, the desired resistance reduction ratio can not be realized. For this reason, the coiling temperature is limited to 450 DEG C or higher. With the above-described process, it is possible to stagnate for a predetermined time or more at a temperature range in which ferrite and austenite coexist.
상기한 제조 방법으로 제조된 열연 강판을 조관 소재로 하여, 통상의 조관 공정을 거쳐, 스파이럴 강관, 전봉 강관으로 된다. 조관 공정은 특히 한정할 필요는 없으며, 통상의 공정을 모두 적용할 수 있다.The hot-rolled steel sheet produced by the above-described manufacturing method is used as a tearing material, and is subjected to a normal tube making process, thereby forming a spiral steel pipe and a seamless steel pipe. The tube making process is not particularly limited, and any of ordinary processes can be applied.
이하, 실시예에 의거하여. 또한 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.Hereinafter, based on the examples. The present invention will be described in detail below.
<실시예><Examples>
표 1에 나타내는 조성의 용강을 연속 주조법으로 슬래브(두께 220㎜)로 하고, 강 소재로 하였다. 다음에, 이들 강 소재를 표 2에 나타내는 가열 온도로 가열하여, 거친 압연을 실행하고, 시트 바로 한 후, 해당 시트 바에, 표 2에 나타내는 조건으로 마무리 압연을 실행하고 열연 강판(판 두께: 8∼25㎜)으로 하는 열연 공정을 실시하였다. 얻어진 열연 강판에, 마무리 압연 종료 후 즉시, 표 2에 나타내는 1차 냉각 내지 4차 냉각으로 이루어지는 냉각 공정을 실시하였다. 냉각 공정 후, 표 2에 나타내는 권취 온도에서, 코일형상으로 권취한 후, 방랭하는 권취 공정을 실시하였다.Molten steel having the composition shown in Table 1 was formed into a slab (220 mm in thickness) by continuous casting to be a steel material. Next, these steel materials were heated to the heating temperatures shown in Table 2, and rough rolling was performed. After the sheets were immediately subjected to finish rolling, the sheet rolls were subjected to finish rolling under the conditions shown in Table 2, To 25 mm). The obtained hot-rolled steel sheet was subjected to a cooling step consisting of primary cooling to quaternary cooling shown in Table 2 immediately after finishing rolling. After the cooling step, the coiling-up step was carried out at a coiling temperature shown in Table 2, followed by coiling.
얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험, 경도 시험을 실시하였다. A test piece was taken from the obtained hot-rolled steel sheet, and subjected to a structure observation, a tensile test, an impact test, and a hardness test.
시험 방법은 다음과 같다.The test method is as follows.
(1) 조직 관찰(1) Tissue observation
얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향 단면(L단면)이 관찰면으로 되도록, 조직 관찰용 시험편을 채취하였다. 시험편을 연마하고, 나이탈 부식하여, 광학 현미경(배율: 500배) 또는 전자 현미경(배율: 2000배)을 이용해서, 조직 관찰을 실행하고, 촬상하였다. 얻어진 내층의 조직 사진으로부터, 화상 해석 장치를 이용해서, 조직의 종류, 각 상의 조직분율(면적률), 평균 입경을 측정하였다. 또한, 표층에 대해서는 조직 사진으로부터 조직의 종류의 동정만을 실행하였다.From the obtained hot-rolled steel sheet, a test piece for tissue observation was taken so that the cross section in the rolling direction (L section) became the observation surface. The specimens were polished, detached and corroded, and subjected to tissue observation using an optical microscope (magnification: 500X) or an electron microscope (magnification: 2000X) and imaging. From the tissue photographs of the obtained inner layer, types of tissues, texture fractions (area ratio) and average particle sizes of the respective phases were measured using an image analyzer. For the surface layer, only the identification of the type of tissue was performed from the photograph of the tissue.
내층 조직에 있어서의 주상인 베이니틱 페라이트의 평균 입경은 JISG 0552에 준거하여 절단법으로 구하였다. 또, 마텐자이트립의 애스펙트비는 각 알갱이에 있어서의 긴쪽 방향 즉 입경이 최대인 방향의 길이(긴 변)와 그것에 직각인 방향의 길이(짧은 변)의 비, (긴 변)/(짧은 변)으로 산출하는 것으로 한다. 애스펙트비가 5.0미만인 마텐자이트립을 괴상 마텐자이트로 정의한다. 애스펙트비가 5.0이상인 마텐자이트는 「봉상」 마텐자이트로 한다. 또, 괴상 마텐자이트의 크기는 괴상 마텐자이트 각 알갱이의 긴 변 길이와 짧은 변 길이의 합의 1/2을 직경으로 하고, 얻어진 각 알갱이의 직경을 산술 평균하며, 그 강판에 있어서의 괴상 마텐자이트의 크기의 평균으로 하였다. 또한, 괴상 마텐자이트 각 알갱이의 직경 중의 최대의 값을 괴상 마텐자이트의 크기의 최대로 하였다. 측정한 마텐자이트립은 100개 이상으로 하였다.The average grain size of bainitic ferrite, which is the main phase in the inner layer structure, was determined by the cutting method according to JIS G 0552. In addition, the aspect ratio of the martensitic trip is determined by the ratio of the length (long side) in the direction of the longest direction in each grain, that is, the direction in which the grain size is the maximum, ). A martensiticide having an aspect ratio of less than 5.0 is defined as a massive martensite. A martensite with an aspect ratio of 5.0 or greater is referred to as a " rod-shaped " martensite. The size of the massive martensite was determined by taking the diameter of each of the obtained grains as a diameter of a half of the sum of the long side length and the short side length of each grain of the massive martensite, The average size of the jets was used. Also, the maximum value of the diameter of each grain of the massive martensite was defined as the maximum size of the massive martensite. The number of martensitic trips measured was 100 or more.
(2) 인장 시험(2) Tensile test
얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향과 직각 방향(판 폭 방향)및 압연 방향으로부터 30도 방향으로 되도록, 각각 인장 시험편(API-5L에 규정되는 전체 두께 시험편(폭 38.1㎜; GL 50㎜))을 채취하고, ASTM A 370의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성(항복 강도 YS, 인장 강도 TS)을 구하였다.A total thickness specimen (width 38.1 mm; GL 50 mm) specified in the API-5L was measured so that the pulling direction of the obtained hot-rolled steel sheet was 30 degrees in the direction perpendicular to the rolling direction (plate width direction) ) Was taken and subjected to a tensile test in accordance with the provisions of ASTM A 370 to determine the tensile properties (yield strength YS and tensile strength TS).
(3) 충격 시험(3) Impact test
얻어진 열연 강판으로부터, 시험편 긴쪽 방향이 압연 방향에 직각 방향으로 되도록, V 노치 시험편을 채취하고, ASTM A 370의 규정에 준거하여, 샤르피 충격 시험을 실시하고, 파면 전이 온도 vTrs(℃)을 구하였다.From the obtained hot-rolled steel sheet, a V-notch test piece was taken so that the longitudinal direction of the test piece was perpendicular to the rolling direction, and the Charpy impact test was carried out in accordance with ASTM A 370, and the wave front transition temperature vTrs .
(4) 경도 시험(4) Hardness test
얻어진 열연 강판으로부터, 경도 측정용 시험편을 채취하고, 비커스 경도계(시험력:4.9N)(하중:500g)을 이용해서, 단면 경도를 측정하였다. 강판 표면으로부터, 0.5㎜간격으로 판 두께 방향으로 연속적으로 측정하고, 표면에서 판 두께 방향(깊이 방향)으로 0.5㎜위치에서의 경도, 및 판 두께 방향의 최고 경도를 구하였다. 그리고, 판 두께 방향의 최고 경도가 300포인트 이하, 표면으로부터 깊이 0.5㎜위치의 경도의 판 두께 방향의 최고 경도에 대한 비율이 95%이하인 경우를 경도 분포가 양호하다고 평가하였다.From the obtained hot-rolled steel sheet, a test piece for hardness measurement was taken and the section hardness was measured using a Vickers hardness tester (test force: 4.9 N) (load: 500 g). Measurements were made continuously from the surface of the steel sheet in the thickness direction at intervals of 0.5 mm, and the hardness at the position of 0.5 mm in the plate thickness direction (depth direction) and the maximum hardness in the plate thickness direction were obtained from the surface. It was evaluated that the hardness distribution was good when the ratio of the maximum hardness in the plate thickness direction to the maximum hardness in the plate thickness direction of not more than 300 points and the depth of 0.5 mm from the surface was not more than 95%.
다음에, 얻어진 열연 강판을 관 소재로 해서, 스파이럴 조관 공정에 의해, 스파이럴 강관(외경:1067㎜φ)을 제조하였다. 얻어진 강관으로부터, 인장 방향이 관둘레 방향으로 되도록, 인장 시험편(API에 정하는 시험편)을 채취하고, ASTMA 370의 규정에 준거하여, 인장 시험을 실시하고, 인장 특성(항복 강도 YS, 인장 강도 TS)을 측정하였다. 얻어진 결과로부터, ΔYS(=강관 YS-강판 30°YS)를 산출하고, 조관에 의한 강도 저하의 정도를 평가하였다.Next, a spiral steel pipe (outer diameter: 1067 mm phi) was produced by the spiral drilling process using the obtained hot-rolled steel sheet as a pipe material. A tensile test piece (a test piece specified by the API) was taken from the obtained steel pipe so that the tensile direction was in the pipe circumferential direction. The tensile test was carried out in accordance with ASTMA 370, and the tensile strength (yield strength YS, tensile strength TS) Were measured. From the obtained results,? YS (= steel tube YS-steel plate 30 ° YS) was calculated and the degree of strength reduction by the tube tube was evaluated.
얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.The obtained results are shown in Table 3.
[표 1] [Table 1]
[표 2] [Table 2]
[표 3] [Table 3]
본 발명예는 모두 특별한 열 처리를 실시하는 일도 없이, 압연 방향으로부터 30도 방향의 항복 강도가 480MPa이상이고, 판 폭 방향의 인장 강도가 600MPa이상에서, 파면 전이 온도 vTrs가 -80℃이하로 우수한 인성과, 항복비가 85%이하인 저항복비 고강도 고인성 열연 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 인성이 저하해 있거나, 저항복비를 확보할 수 없으므로, 원하는 특성을 갖는 열연 강판이 얻어지고 있지 않다.In the present invention, all of the heat treatment is not performed, the yield strength in the direction of 30 degrees from the rolling direction is 480 MPa or more, the tensile strength in the plate width direction is 600 MPa or more, the wave front transition temperature vTrs is -80 deg. Toughness and high-strength, high-tensile hot-rolled steel sheet with a yield ratio of 85% or less. On the other hand, the comparative example deviating from the scope of the present invention is not able to obtain a hot-rolled steel sheet having desired properties because the toughness is deteriorated or the frictional resistance can not be ensured.
또한, 본 발명예는 모두 조관되어 강관으로 된 후에도, 조관에 의한 강도 저하도 적으며, 스파이럴 강관 혹은 전봉 강관용 소재로서 바람직한 열연 강판으로 되어 있다.
Further, all of the present invention is a hot-rolled steel sheet which is less likely to be deteriorated in strength due to the tubular pipe and becomes a spiral steel pipe or a material for a seamless steel pipe even after it has been made into a steel pipe.
Claims (22)
내층은 평균 입경 10㎛이하의 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서 면적율에서 1.4∼15%의 애스펙트비:5.0미만의 괴상 마텐자이트를 포함하는 조직이고,
표층은 템퍼드 마텐자이트상 또는 템퍼드 마텐자이트상과 템퍼드 베이나이트상으로 이루어지는 조직인 것을 특징으로 하는 열연 강판.Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.4 to 2.2%, P: not more than 0.025%, S: not more than 0.005%, Al: 0.005 to 0.10%, Nb: 0.02 to 0.10% 0.001 to 0.030% of Ti, 0.01 to 0.50% of Mo, 0.01 to 0.50% of Cr and 0.01 to 0.50% of Ni, the balance being Fe and inevitable impurities,
The inner layer is a structure containing bainitic ferrite having an average particle diameter of 10 占 퐉 or less as a main phase and a massive martensite having an aspect ratio of less than 5.0 of 1.4 to 15%
Wherein the surface layer is a structure composed of a tempered martensitic phase or a tempered martensitic phase and a tempered bainite phase.
상기 조성은 질량%로, 하기 (1)식에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판:
Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)
여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%).The method according to claim 1,
Wherein the composition is a composition that, by mass%, satisfies the range of 1.4 to 2.2% Moeq defined by the following formula (1): "
Moeq (%) = Mo + 0.36Cr + 0.77Mn + 0.07Ni ... (One)
Here, Mn, Ni, Cr, and Mo: content (mass%) of each element.
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
Further comprising, in mass%, at least one selected from the group consisting of Cu: not more than 0.50%, V: not more than 0.10%, and B: not more than 0.0005% in addition to the above composition.
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
Further comprising, in mass%, 0.0005 to 0.0050% of Ca in addition to the above composition.
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.The method of claim 3,
Further comprising, in mass%, 0.0005 to 0.0050% of Ca in addition to the above composition.
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein the size of the massive martensite is 5.0 mu m or less at maximum and 0.5 to 3.0 mu m on average.
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.The method of claim 3,
Wherein the size of the massive martensite is 5.0 mu m or less at maximum and 0.5 to 3.0 mu m on average.
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.5. The method of claim 4,
Wherein the size of the massive martensite is 5.0 mu m or less at maximum and 0.5 to 3.0 mu m on average.
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.6. The method of claim 5,
Wherein the size of the massive martensite is 5.0 mu m or less at maximum and 0.5 to 3.0 mu m on average.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.3. The method according to claim 1 or 2,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.The method of claim 3,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.5. The method of claim 4,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.6. The method of claim 5,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.The method according to claim 6,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.8. The method of claim 7,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.9. The method of claim 8,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.10. The method of claim 9,
Wherein a hardness at a depth of 0.5 mm from the surface in the thickness direction of the plate is 95% or less of a maximum hardness in the thickness direction.
상기 강 소재를 질량%로,
C:0.03∼0.10%, Si:0.01∼0.50%, Mn:1.4∼2.2%, P:0.025%이하, S:0.005%이하, Al:0.005∼0.10%, Nb:0.02∼0.10%, Ti:0.001∼0.030%, Mo:0.01∼0.50%, Cr:0.01∼0.50%, Ni:0.01∼0.50%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고,
상기 열연 공정을, 상기 강 소재를 가열 온도:1050∼1300℃로 가열하고, 해당 가열된 강 소재에 거친 압연을 실시하여 시트 바로 하고, 해당 시트 바에, 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율:50%이상으로 되는 마무리 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 공정으로 하고,
상기 냉각 공정을, 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하고, 표면 온도에서, 100℃/s이상의 평균 냉각 속도로 마텐자이트 변태 개시 온도 이하의 온도까지 냉각하는 1차 냉각과, 해당 1차 냉각 종료 후, 표면 온도에서 600℃이상의 온도에서 1s이상 체류시키는 2차 냉각과, 해당 2차 냉각 종료 후, 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 5∼30℃/s의 냉각 속도로 600∼450℃의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 3차 냉각과, 또한, 해당 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지를 판 두께 중앙부 온도에서, 평균 2℃/s이하의 냉각 속도로 냉각하거나, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각 정지 온도에서 권취 온도까지의 온도역에서 20s이상 체류시키는 4차 냉각을 순차 실시하는 공정으로 하고,
상기 권취 공정을, 표면 온도에서 권취 온도:450℃이상에서 권취하는 공정으로 하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.The steel material is subjected to a hot rolling process, a cooling process, and a winding process to form a hot-rolled steel sheet,
The steel material in mass%
0.005 to 0.10% of Al, 0.005 to 0.10% of Al, 0.02 to 0.10% of Nb, 0.002 to 0.10% of Ti, 0.001 to 0.10% of Sn, 0.01 to 0.50% And the balance Fe and unavoidable impurities, the steel material having a composition of 0.01 to 0.30%, Mo: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.01 to 0.50% and Ni: 0.01 to 0.50%
The hot rolling step is performed by heating the steel material at a heating temperature of 1050 to 1300 占 폚 and subjecting the heated steel material to coarse rolling to form a sheet and a cumulative rolling reduction rate at a temperature range of 930 占 폚 or less : 50% or more to obtain a hot-rolled steel sheet,
Wherein the cooling step is started by cooling immediately after finishing rolling and cooling at a surface temperature to a temperature not higher than the martensite transformation start temperature at an average cooling rate of 100 deg. C / s or more, The secondary cooling is carried out at a temperature of 600 占 폚 or more at the surface temperature for at least 1 second and after the completion of the secondary cooling at a cooling rate of 5 to 30 占 폚 / Cooling to the cooling stop temperature of the third cooling step and cooling the cooling temperature from the cooling stop temperature of the tertiary cooling to the coiling temperature at the center of the plate thickness at a cooling rate of not more than 2 DEG C / And quenching cooling in which the cooling is stopped for at least 20 seconds in the temperature range from the cooling stop temperature to the coiling temperature,
Wherein the winding step is a step of winding at a surface temperature of not less than 450 占 폚 at a coiling temperature of not less than 450 占 폚.
상기 조성은 질량%로, 하기 (1)식에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법:
Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)
여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%).19. The method of claim 18,
Wherein the composition is a composition in mass%, wherein Moeq defined by the following formula (1) satisfies a range of 1.4 to 2.2%:
Moeq (%) = Mo + 0.36Cr + 0.77Mn + 0.07Ni ... (One)
Here, Mn, Ni, Cr, and Mo: content (mass%) of each element.
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.20. The method according to claim 18 or 19,
Further comprising, in mass%, at least one selected from the group consisting of Cu: not more than 0.50%, V: not more than 0.10%, and B: not more than 0.0005% in addition to the above composition.
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.20. The method according to claim 18 or 19,
Further comprising, in mass%, 0.0005 to 0.0050% of Ca in addition to the above composition.
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.21. The method of claim 20,
Further comprising, in mass%, 0.0005 to 0.0050% of Ca in addition to the above composition.
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