KR101702794B1

KR101702794B1 - 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101702794B1
Application number: KR1020157007700A
Authority: KR
Inventors: 치카라 가미; 소타 고토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-09-13
Filing date: 2013-09-11
Publication date: 2017-02-03
Also published as: WO2014041802A1; CN104619876A; EP2871254A1; BR112015005419A2; EP2871254A4; US20150232970A1; CN104619876B; IN2015DN00772A; JPWO2014041802A1; KR20150038747A; JP5605527B2; EP2871254B1

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.

Description

열연 강판 및 그 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

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.

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.

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.

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.

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.

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.

특허문헌 1: 일본국 특허공개공보 소화63-227715호 특허문헌 2: 일본국 특허공개공보 평성10-176239호 특허문헌 3: 일본국 특허공개공보 제2006-299413호 특허문헌 4: 일본국 특허공개공보 제2010-59472호

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

본 발명은 이러한 지견에 의거하여, 또한 검토를 부가해서 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[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.

[2] [1]에 있어서, 상기 조성은 질량%로, 하기 (1)식

Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)

(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%))

에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판.

[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.

[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.

[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.

[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.

[7] 강 소재에, 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서,

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℃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.

[8] [7]에 있어서, 상기 조성은 질량%로, 하기 (1)식

Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)

(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%))

에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.

[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.

[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.

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.

도 1은 괴상 마텐자이트의 생성과, 열간 압연 후의 냉각에 있어서의 2차 냉각의 관계를 모식적으로 나타내는 설명도이다.

우선, 본 발명의 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 특히 단정하지 않는 한, 질량%는 단지 %로 나타낸다.

C:0.03∼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.

Si:0.01∼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.

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.

P:0.025%이하

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.

S:0.005%이하

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.

Al:0.005∼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.

Nb:0.02∼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.

Ti:0.001∼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.

Mo:0.01∼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.

Cr:0.01∼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.

Ni:0.01∼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.

상기한 성분이 기본의 성분이지만, 본 발명에서는 상기한 성분을 상기한 함유 범위내이고, 또한 다음의 (1)식

Moeq(%)=Mo+0.36Cr+0.77Mn+0.07Ni…(1)

(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo: 각 원소의 함유량(질량%))

에서 정의되는 Moeq가 1.4∼2.2%의 범위를 만족시키도록 조정하는 것이 바람직하다.

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.

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.

Cu:0.50%이하, V:0.10%이하, B:0.0005%이하 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상

Cu, V, B는 모두, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택해서 함유할 수 있다.

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.

Ca:0.0005∼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.

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.

다음에, 본 발명의 저항복비 고강도 열연 강판의 조직 한정 이유에 대해 설명한다.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

또한 조직, 면적율 및 평균 입경은 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 관찰, 측정하고, 동정, 산출할 수 있다.

다음에, 본 발명의 저항복비 고강도 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명에서는 상기한 조성을 갖는 강 소재에, 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 한다.

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.

얻어진 강 소재에는 열연 공정을 실시한다.

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.

가열 온도: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.

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.

얻어진 시트 바는 다음에 마무리 압연되고, 원하는 치수 형상의 열연 강판으로 된다. 마무리 압연은 930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율: 50%이상의 압연으로 한다.

930℃이하의 온도역에서의 누적 압하율: 50%이상

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.

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.

얻어진 열연 강판은 다음에 냉각 공정이 실시된다.

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.

마무리 압연 종료 후 즉시, 바람직하게는 15s 이내에 냉각을 개시한다.

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.

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.

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.

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.

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.

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.

4차 냉각 후, 열연 강판에는 권취 공정이 실시된다.

권취 공정은 표면 온도에서 권취 온도: 450℃이상에서 권취 공정으로 한다.

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.

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.

이하, 실시예에 의거하여. 또한 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

<실시예>

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.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험, 경도 시험을 실시하였다.

시험 방법은 다음과 같다.

(1) 조직 관찰

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.

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.

(2) 인장 시험

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.

(3) 충격 시험

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.

(4) 경도 시험

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.

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.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 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.

또한, 본 발명예는 모두 조관되어 강관으로 된 후에도, 조관에 의한 강도 저하도 적으며, 스파이럴 강관 혹은 전봉 강관용 소재로서 바람직한 열연 강판으로 되어 있다.

Claims

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.
제 1 항에 있어서,
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%).
제 1 항 또는 제 2 항에 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.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 3 항에 있어서,
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 4 항에 있어서,
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 5 항에 있어서,
상기 괴상 마텐자이트의 크기는 최대 5.0㎛이하, 평균 0.5∼3.0㎛인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 3 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 4 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 5 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 6 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 7 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 8 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 9 항에 있어서,
판 두께 방향 표면으로부터 깊이 0.5㎜ 위치의 경도는 판 두께 방향 최고 경도의 95%이하인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
강 소재에, 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서,
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.
제 18 항에 있어서,
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%).
제 18 항 또는 제 19 항에 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.
제 18 항 또는 제 19 항에 있어서,
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
제 20 항에 있어서,
상기 조성에 부가해서 또한, 질량%로, Ca:0.0005∼0.0050%를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.