KR20130027979A

KR20130027979A - 인장강도 780ＭＰａ 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판 및 그 제조 방법, 및 인장강도 780ＭＰａ 이상의 저항복비 후육 원형 강관

Info

Publication number: KR20130027979A
Application number: KR1020120009602A
Authority: KR
Inventors: 데츠오 야마구치
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2011-09-08
Filing date: 2012-01-31
Publication date: 2013-03-18
Also published as: JP5480215B2; JP2013057105A; KR101327643B1

Abstract

본 발명은, 최대 판두께가 80mm인 후육에서 D/t=10～20과 같은 강한 굽힘 가공시에, 780MPa 이상의 고강도와 90% 이하의 저항복비를 양립시킴과 더불어, 강관 가공 후에도 양호한 인성을 안정적으로 달성할 수 있는 원형 강관용 강판을 제안한다.
본 발명의 원형 강관용 강판은 소정의 화학 성분 조성을 만족하고, 소정의 관계식으로 규정되는 담금질성 지수 DI가 8inch 이상임과 더불어, 하기 (A), (B) 및 (C)의 요건을 만족한다:
(A) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트가 90면적% 이상임,
(B) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경이 4㎛ 이하임,
(C) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 평균 원 상당 직경이 0.5～3㎛이고, 비커스 경도 Hv가 700 이상인 섬상 마르텐사이트를 3～10면적%로 포함하고 있음.

Description

인장강도 780ＭＰａ 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판 및 그 제조 방법, 및 인장강도 780ＭＰａ 이상의 저항복비 후육 원형 강관{STEEL SHEET FOR LOW YIELD RATIO THICK STEEL PIPE WITH 780 MPa OR ABOVE TENSILE STRENGTH, METHOD FOR PRODUCING THE SAME, AND LOW YIELD RATIO THICK STEEL PIPE WITH 780 MPa OR ABOVE TENSILE STRENGTH}

본 발명은, 주로 건축 구조물 등에 사용되며, 고강도이고 또한 강한 굽힘 가공시에도 저항복비이며 높은 인성을 갖는 후육(厚肉) 원형 강관용 강판, 및 이러한 강판을 이용한 저항복비 고강도 후육 원형 강관에 관한 것으로, 특히 인장강도가 780MPa 이상이고, 최대 판두께로 80mm와 같은 후육에 있어서 D/t(D: 강관 직경, t: 강판의 판두께)가 10～20과 같은 강한 굽힘 가공시에도 항복비가 90% 이하, 원형 강관에서의 충격 특성(파면천이온도) vTrs가 -20℃ 이하를 발휘하는 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관, 및 이러한 원형 강관을 얻기 위한 강판, 그리고 이러한 강판을 제조하기 위한 유용한 방법 등에 관한 것이다.

최근, 건축 구조물의 대형화, 대스팬화에 따라, 그것에 사용되는 강재의 후육화, 고강도화가 진행되고 있다. 또한, 사용하는 강재에는, 건축 구조물의 지진에 대한 안전성을 확보하는 관점에서, 탄성 변형 후의 소성 변형에 의해 지진 에너지를 흡수한다는 사상 하에, 항복응력 YS와 인장강도 TS의 비(YS/TS)로 표시되는 항복비 YR을 낮게 할 것이 요구되어, 그 상한이 규정되고 있다.

한편, 최근에는 건축 구조물의 의장성이나, 들보 설치 등의 구조 설계상의 자유도를 높이는 관점에서, 원형 단면을 가지는 강관 기둥의 사용이 확대되고 있다.

상기와 같은 원형 강관은 원심 주조법이나 후(厚)강판을 냉간 성형하여 제조되는데, 건축 구조물에 이용되는 원형 강관은 후자로 제조되는 경우가 많다. 또한, 후강판을 프레스 벤딩법 등에 의해 냉간 성형하여 제조하는 방법에서는, 강판이 성형시에 받는 변형량의 지표로서, 일반적으로 소재(강판)의 판두께를 t, 강관의 외경을 D로 했을 때 상기 D/t로 표시되는 경후비(徑厚比)가 이용된다. 이 D/t의 값이 작아짐에 따라 가공 경화량이 커져 항복비 YR은 상승하고, 또한 인성도 열화되기 때문에, 내진성의 저하를 초래하게 된다. 특히, 인장응력이 작용하는 판두께 1/2 부위보다도 강관 외면측에서 항복비 YR의 상승은 현저해진다. 그 때문에, 저항복비의 강관을 얻기 위해서는, 냉간 성형에 의한 가공 경화량을 고려하여, 성형 전의 소재 강판의 항복비 YR을 충분히 낮게 해 두는 것이 필요하게 된다.

상기와 같은 강관에 관한 기술로서, 지금까지도 다양한 기술이 제안되고 있다. 예컨대 특허문헌 1 및 2에는, 저항복비 고강도 강관용 강판과 그 제조 방법, 및 저항복비 고강도 강관에 관한 기술이 개시되어 있다. 이들 기술은, 소재 강판을 베이나이트와 경질인 섬상 마르텐사이트의 혼합 조직으로 함으로써 강관 모재의 항복응력 YS를 650MPa 이상, 항복비 YR을 90% 이하로 하고 있다. 그러나, 온라인에 의해 가속 냉각 후에 가열하기 위한 특수한 설비(예컨대, 유도 가열 설비 등)가 필요하다는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 내진성이 우수한 건축 구조용 780MPa급 저항복비 원형 강관 및 그 제조 방법에 대한 기술이 제안되어 있다. 이 기술은, 강관의 마이크로 조직을 베이니틱 페라이트상: 80면적% 이상, 마르텐사이트상: 5면적% 이하로 하고, 강관의 표리면으로부터 중앙부의 경도를 규정하는 것이다.

이 기술은, 온라인으로의 냉각 후에 재가열하는 것이나, 2상역 담금질 처리를 행하는 것에 의해, 연질상과 경질상을 생성시켜, 강관 가공 후에도 저항복비 특성을 구비시키는 것이지만, 경질상의 경도가 모상에 대해 크지 않아, 판두께: 80mm와 같은 후육에서 D/t=10과 같은 강한 굽힘 가공시, 인장응력이 작용하는 강관 외면측에서 저항복비 특성(YR≤90%)을 안정적으로 만족할 수 있는 것은 아니었다.

한편, 냉간 성형 후에 저항복비의 강관을 얻는 데 유효한 강판의 저항복비화에 대해서는, 이하와 같은 기술도 제안되어 있다. 예컨대, 특허문헌 4에는, 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 저항복비 고장력 강판 및 그 제조 방법에 관한 기술이 개시되어 있다. 이 기술은, 베이니틱 페라이트에 대해 소정의 경도 비를 가지는 MA를 활용해서 저항복비를 얻고 있는 것이지만, 얻어지는 모재 인성이 vE_-50인 레벨에서는, 강관 가공에 의한 인성 열화를 고려하면, 강관 가공 후에 양호한 인성을 안정적으로 만족하는 것은 곤란하다.

또한, 특허문헌 5 및 6에는, 균일 신도 및 인성이 우수한 780N/mm²급 이상의 저항복비 고장력 강판과 그 제조 방법에 대해 제안되어 있다. 이들 기술은, 2상역 가열 후 공냉(2상역 소준)함으로써 경질상을 생성시켜, 연질상과 경질상의 복합 조직에 의해 저항복비를 발휘시키는 것이다. 그러나, 이들 기술에서는, Nb나 V 등의 석출 강화 원소가 필수로 되어 있고, 석출 강화 원소에 의해 연질상이 강화되기 때문에, 연질상과 경질상의 경도 차가 감소하여, 최대 판두께: 80mm와 같은 후육에서 D/t=10～20과 같은 강한 굽힘 가공시에는, 강관에서의 저항복비를 안정적으로 얻는 것은 곤란하다.

일본 특허공개 2009-161811호 공보 일본 특허공개 2009-161812호 공보 일본 특허공개 2009-256780호 공보 일본 특허공개 2006-89789호 공보 일본 특허공개 평05-112843호 공보 일본 특허공개 평05-112824호 공보

본 발명은 이러한 상황 하에서 이루어진 것으로, 그 목적은, 건축 철골 용도에서는 최고 강도인 인장강도 780MPa 이상의 원형 강관에 대해, 특히 최대 판두께가 80mm와 같은 후육에서 D/t=10～20과 같은 강한 굽힘 가공시에, 780MPa 이상의 고강도와 90% 이하의 저항복비를 양립시킴과 더불어, 강관 가공 후에도 양호한 인성을 안정적으로 달성할 수 있는 저항복비 후육 원형 강관용 강판 및 그 제조 방법, 및 그와 같은 강판을 냉간 성형한 저항복비 후육 원형 강관을 제안하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 저항복비 후육 원형 강관용 강판은, C: 0.02～0.15%(「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대해 이하 동일), Si: 0.10～0.40%, Mn: 1.5～2.5%, P: 0.012% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.005～0.02%, N: 0.002～0.006%, 및 Al: 0.02～0.08%를 만족하는 외에, Ni: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 2.0% 이하(0%를 포함하지 않음), 및 Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 하기 (1)식으로 규정되는 담금질성 지수 DI가 8inch(인치) 이상임과 더불어, 하기 (A), (B) 및 (C)의 요건을 만족하는 것을 특징으로 한다:

DI(inch)={1.16×([C]/10)^1/2}×(0.7×[Si]+1)×{5.1×([Mn]-1.2)+5}×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1) …(1)

단, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량(질량%)을 나타냄.

(A) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트가 90면적% 이상임,

(B) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 대각(大角) 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d가 4㎛ 이하임,

(C) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 평균 원 상당 직경이 0.5～3㎛이고, 비커스 경도 Hv가 700 이상인 섬상 마르텐사이트를 3～10면적%로 포함하고 있음.

본 발명의 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판(이하, 간단히 「원형 강관용 강판」이라고 부르는 경우가 있음)에는, 기타 필요에 따라 (a) Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 B: 0.0025% 이하(0%를 포함하지 않음), (b) Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 함유시키는 것도 유효하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라 원형 강관용 강판의 특성이 더욱 개선된다.

상기와 같은 원형 강관용 강판을 제조함에 있어서는, 상기 화학 성분 조성으로 이루어지는 강편을 950～1200℃로 가열하고, 판두께 1/4 부위(판두께를 t로 했을 때 t/4의 두께 위치)에서의 온도가 오스테나이트 미(未)재결정 온도가 되는 온도역에서 누적 압하율로 40% 이상의 열간 압연을 행하고, Ar₃ 변태점 이상의 온도로부터 3～25℃/초의 평균 냉각 속도로 350℃ 이하까지 냉각한 후, (Ac₁ 변태점+30℃)～(Ac₃ 변태점-20℃)의 온도 범위까지 재가열하여 소준하고, 그 후, 450～550℃에서 템퍼링을 행하도록 하면 좋다.

상기와 같은 원형 강관용 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형함으로써, 양호한 특성을 발휘하는 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명의 원형 강관은, 원형 강관으로 성형한 후, 추가로 400～500℃에서 응력 제거 소둔이 실시된 것도 포함한다.

본 발명에 의하면, 강판(강관을 구성하는 강판)의 화학 성분 조성을 적정하게 조정함과 더불어, 마이크로 조직 중의 베이나이트 및 섬상 마르텐사이트(MA: Martensite-Austenite Constituent)의 분율을 적절히 제어하고, 또한 대각 입계로 둘러싸인 영역의 크기와 MA의 크기를 적정하게 제어함으로써, 780MPa 이상의 고강도와 저항복비의 양립을 달성함과 더불어, 강관 성형시의 굽힘 가공에 기인한 인성 저하를 억제하여 우수한 인성을 확보할 수 있는 원형 강관용 강판을 실현할 수 있고, 이러한 원형 강관용 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형함으로써, 양호한 특성을 발휘하는 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관을 실현할 수 있다.

도 1은 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d와 강관 인성 vTrs의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 MA 경도와 강관의 항복비 YR의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 베이나이트 분율과 강관의 인장강도 TS의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 담금질성 지수 DI와 베이나이트 분율의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 MA 분율과 강관 인성 vTrs의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 MA 분율과 강관의 항복비 YR의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 7은 MA 평균 원 상당 직경과 강관 인성 vTrs의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 8은 MA 평균 원 상당 직경과 강관의 항복비 YR의 관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명자는 상기 과제를 해결하기 위해, 특히 최대 판두께 80mm와 같은 후육에서 D/t=10～20과 같은 강한 굽힘 가공의 냉간 성형을 하여 제조하는 강관에 있어서의 강도(인장강도), 항복비 및 인성에 미치는 각종 요인에 대해 검토하였다. 종래 기술에서는, 저항복비를 얻기 위해 연질상과 경질상의 복상(複相) 조직으로 하고 있지만, 강한 굽힘 가공시의 저항복비화에는 한계가 있다. 그래서, 고강도의 유지와 저항복비화의 유지를 위해, 본 발명자는 경질상을 더 한층 딱딱하게 하는 것에 착안하여 더욱 예의 연구를 거듭하였다.

그 결과, 판두께가 30～80mm와 같은 후육에서 D/t=10～20과 같은 강한 굽힘 가공의 냉간 성형을 하여 제조하는 강관에 있어서, 고강도와 고인성, 나아가서는 저항복비(YR≤90%)를 안정적으로 달성하기 위해서는, 강판의 화학 성분 조성을 적정하게 조정한 뒤에, 강판의 조직을 베이나이트 조직 주체로 하고, 조직 단위를 미세하게 하여 인성과 강도를 확보한 뒤에, MA의 경도, MA 크기, MA 분율을 적절히 제어하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다.

또한, 상기 조직을 갖는 강판을 얻기 위해서는, 화학 성분 조성을 적정 범위로 제어한 강재를 열간 압연함에 있어서, 적정한 온도역에서 소정의 압하를 가한 뒤에, 냉각 속도와 냉각 정지 온도를 제어한 냉각 처리를 실시하고, 그 후, 추가로 소정의 2상역 온도역으로 가열하고, 공냉 후, 템퍼링 처리를 실시하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다. 본 발명은 상기 지견에 더욱 검토를 가하여 이루어진 것이다.

본 발명의 원형 강관용 강판은 그 화학 성분 조성을 적정하게 조정할 필요가 있는데, 기본 성분(C, Si, Mn, Ti, N, Al, Ni, Cr, Mo)의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[C: 0.02～0.15%]

C는 강판의 강도를 높이는 효과가 있지만, 내균열성 등의 용접성을 열화시키는 원소기도 한다. C 함유량이 0.02% 미만이면, 필요한 모재(강관) 강도를 확보하는 것이 곤란해짐과 더불어, 2상역 소준시에 생성되는 MA의 양 감소나 경도 감소를 초래하여, 항복비 저감 효과가 적어진다. 그러나, C 함유량이 0.15%를 초과하면, 용접부에 섬상 마르텐사이트(MA)가 과잉으로 생성되어 용접열 영향부(HAZ)가 지나치게 딱딱해져서 균열이 발생하기 쉬워져, 지진시의 파괴 발생점이 된다. 한편, C 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상(보다 바람직하게는 0.05% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.12% 이하(보다 바람직하게는 0.10% 이하)이다.

[Si: 0.10～0.40%]

Si는 강도 향상에 유효한 원소이다. 이러한 강화 기구를 발휘시키기 위해서는, Si는 0.10% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Si 함유량이 과잉으로 되면, 모재 인성, HAZ 인성(용접열 영향부의 인성)이나 용접성이 열화되기 때문에, 0.40% 이하로 한다. 한편, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.15% 이상(보다 바람직하게는 0.20% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.35% 이하(보다 바람직하게는 0.30% 이하)이다.

[Mn: 1.5～2.5%]

Mn은 담금질성을 향상시켜 강판(즉, 강관)의 강도와 인성을 확보하는 데에 있어서 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mn은 1.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn을 과잉으로 함유시키면 인성이 열화되기 때문에, 상한을 2.5%로 한다. 한편, Mn 함유량의 바람직한 하한은 1.6% 이상(보다 바람직하게는 1.8% 이상)이며, 바람직한 상한은 2.4% 이하(보다 바람직하게는 2.2% 이하)이다.

[Ti: 0.005～0.02%]

Ti는 N과 질화물(TiN)을 형성해서, 열간 압연 전의 가열시에서의 오스테나이트립(γ립)의 조대화를 방지하여, 인성 향상에 효과가 있는 원소이다. 또한, N을 고정시킴으로써 B의 담금질성을 확보하는 데 유효하다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.005% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ti 함유량이 과잉으로 되면 TiN이 조대화되어 모재 인성이 열화되기 때문에, 0.02% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량의 바람직한 하한은 0.008% 이상(보다 바람직하게는 0.010% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.018% 이하(보다 바람직하게는 0.015% 이하)이다.

[N: 0.002～0.006%]

N은 TiN을 생성해서, 열간 압연 전의 가열시 및 용접시에서의 γ립의 조대화를 방지하여, 모재 인성이나 HAZ 인성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. N의 함유량이 0.002% 미만이면 TiN이 부족하고 가열 γ립이 조대해져 인성이 열화되기 때문에, 0.002% 이상 함유시킬 필요가 있다. 또한 N 함유량이 과잉으로 되어 0.006%를 초과하면, 굽힘 가공에 의한 취화에 의해 모재(강관)의 인성이 열화된다. 한편, N 함유량의 바람직한 하한은 0.0025% 이상(보다 바람직하게는 0.003% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.0055% 이하(보다 바람직하게는 0.005% 이하)이다.

[Al: 0.02～0.08%]

Al은 탈산, 및 프리(free) 질소의 고정에 의해 B의 담금질성을 확보하기 위해 필요한 원소이다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 0.02% 이상 함유시킬 필요가 있지만, 과잉으로 함유시키면 알루미나계의 조대한 개재물을 형성하여 모재(강관)의 인성이 저하되기 때문에, 0.08% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Al 함유량의 바람직한 하한은 0.03% 이상(보다 바람직하게는 0.04% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.07% 이하(보다 바람직하게는 0.06% 이하)이다.

[Ni: 2.5% 이하(0%는 포함하지 않음), Cr: 2.0% 이하(0%는 포함하지 않음) 및 Mo: 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상]

상기 (1)식으로 규정되는 담금질성 지수 DI를 8inch 이상으로 하기 위해, C, Si, Mn에 더하여, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유할 필요가 있다. 각각의 한정 이유는 이하와 같다.

[Ni: 2.5% 이하(0%는 포함하지 않음)]

Ni는 모재 인성·HAZ 인성의 향상 및 담금질성을 높여 강도를 향상시킴과 더불어, Cu 균열 및 용접 균열의 방지에도 유효한 원소이다. 그러나, Ni 함유량이 과잉으로 되면 내용접균열성이 열화되어 압연시에 스케일 흠이 발생하기 쉬워지기 때문에, 2.5% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Ni 함유량의 바람직한 상한은 2.35% 이하(보다 바람직하게는 2.3% 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.20% 이상(보다 바람직하게는 0.50% 이상)이다.

[Cr: 2.0% 이하(0%는 포함하지 않음)]

Cr은 담금질성을 높여 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이지만, Cr 함유량이 과잉으로 되면 내용접균열성이 열화되기 때문에, 2.0% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Cr 함유량의 바람직한 상한은 1.85% 이하(보다 바람직하게는 1.5% 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.5% 이상(보다 바람직하게는 0.8% 이상)이다.

[Mo: 0.5% 이하(0%는 포함하지 않음)]

Mo는 담금질성을 높여 강도를 향상시키는 원소이고, 또한 탄화물을 생성하기 쉬운 원소이지만, Mo 함유량이 과잉으로 되면 담금질성이 과잉으로 되어 내용접균열성이 열화되기 때문에, 0.5% 이하로 할 필요가 있다. 한편, Mo 함유량의 바람직한 상한은 0.45% 이하(보다 바람직하게는 0.4% 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.1% 이상(보다 바람직하게는 0.2% 이상)이다.

본 발명의 원형 강관용 강판에 있어서, 상기 기본 성분 외에는, 철 및 불가피 불순물(예컨대, P, S 등)로 이루어지는 것이지만, 용제(溶製)상 불가피적으로 혼입되는 미량 성분(허용 성분)도 포함할 수 있는 것이며(예컨대, Zr, H 등), 이러한 원형 강관도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다. 단, 불가피 불순물로서의 P, S 등에 대해서는, 하기의 관점에서 각각 하기의 범위로 억제할 필요가 있다.

[P: 0.012% 이하(0%를 포함하지 않음)]

불가피 불순물인 P는 모재(강관), 용접부의 인성에 악영향을 미치는 것이고, 이러한 문제를 초래하지 않기 위해서도 그 함유량을 0.012% 이하로 억제할 필요가 있으며, 바람직하게는 0.010% 이하로 하는 것이 좋다.

[S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)]

S는 MnS를 형성해서 내용접균열성을 열화시키기 때문에, 가능한 한 적은 편이 바람직하다. 이러한 관점에서, S 함유량은 0.005% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.

본 발명의 원형 강관용 강판에는, 필요에 따라 (a) Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 B: 0.0025% 이하(0%를 포함하지 않음), (b) Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음) 등을 함유시키는 것도 유효하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라 원형 강관용 강판(및 원형 강관)의 특성이 더욱 개선된다. 이들 성분의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)]

Cu는 고용 강화에 의해 모재(강관)의 강도를 향상시키는 데 유용한 원소이지만, Cu 함유량이 과잉으로 되면 가스 절단시에 Cu 균열이 생기는 경우가 있기 때문에, 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 발휘시키기 위한 Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.1% 이상(보다 바람직하게는 0.2% 이상)이며, 보다 바람직한 상한은 0.80% 이하이다.

[B: 0.0025% 이하(0%를 포함하지 않음)]

프리 B는 γ립계에 존재하고, 담금질성을 향상시켜 모재 강도의 향상을 도모하는 데 있어서 유효한 원소이다. 그러나, B 함유량이 과잉으로 되면 개재물이 생성되어 모재 인성이 열화되기 때문에, 0.0025% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 효과를 발휘시키기 위한 B 함유량의 바람직한 하한은 0.0003% 이상(보다 바람직하게는 0.0008% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.002% 이하이다.

[Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)]

Ca는 MnS의 구상화에 의한 내용접균열성에 대한 무해화에 유효한 원소이다. 그러나, Ca 함유량이 0.0050%를 초과하여 과잉으로 되면, 개재물을 조대화시켜 모재(강관)의 인성을 열화시킨다. 한편, 상기 효과를 발휘시키기 위한 Ca 함유량의 바람직한 하한은 0.0005% 이상(보다 바람직하게는 0.0015% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.0040% 이하(보다 바람직하게는 0.0030% 이하)이다.

[DI: 8(inch) 이상]

상기 (1)식으로 규정되는 담금질성 지수 DI는 강의 담금질성을 나타내는 지표(이상(理想) 임계 직경에 상당)이며, 본 발명에서는 8inch 이상으로 할 필요가 있다. 8inch를 하회하면 본 발명의 원형 강관용 강판에서 2상역 가열 후 공냉(소준)시에 폴리고날 페라이트를 생성하여 베이나이트 주체 조직이 되지 않아, 강도의 확보가 곤란해진다. DI의 바람직한 하한은 9inch 이상(보다 바람직하게는 9.5inch 이상)이다. 한편, 상기 (1)식에는, 본 발명의 강판의 기본 성분으로서 규정되는 것(C, Si, Mn, Ni, Cr, Mo) 이외에도, 필요에 따라 함유되는 원소(예컨대, Cu, B)나, 본 발명의 강판에서 기본적으로 함유하지 않는 원소(예컨대, V)도 포함되지만, 이들 원소를 함유하지 않을 때에는 그 항목이 없는 것으로 하여 DI를 계산하고, 이들 원소를 함유할 때에는 상기 (1)식에 기초하여 DI를 계산하면 된다.

본 발명의 원형 강관용 강판에 있어서는, 판두께 1/4 부위에서의 조직을 베이나이트 주체 조직으로 할 필요가 있다. 여기서 베이나이트 주체 조직이란, 베이나이트의 분율이 90면적% 이상인 것을 의미한다. 또한 본 발명에 있어서의 「베이나이트」란, 베이니틱 페라이트, 그래뉼러 베이니틱 페라이트를 포함하고, 폴리고날 페라이트를 포함하지 않는 취지이다. 베이나이트의 분율이 90면적%를 하회하고, 베이나이트 이외의 조직(예컨대 폴리고날 페라이트)이 많아지면, 다른 요건(조직 크기, MA의 크기, MA 경도, MA 분율)을 만족하고 있어도 780MPa 이상의 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 베이나이트의 분율은 바람직하게는 95면적% 이상이고, 보다 바람직하게는 97면적% 이상이다.

본 발명의 원형 강관용 강판에 있어서는, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d가 4㎛ 이하인 것도 중요하다. 여기서, 평균 원 상당 직경 d는, 인접하는 2개의 결정립의 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역에서, 동일 면적의 원으로 환산했을 때의 직경(원 상당 직경)의 평균치를 의미한다. 한편, 상기 「방위차」는, 「어긋남 각」 또는 「경사각」이라고도 불리는 것이고, EBSP법(Electron Backscattering Pattern법)을 채용하여 측정할 수 있다. 상기와 같이 하여 규정되는 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d가 4㎛보다도 커지면, 즉 바탕의 베이나이트 조직이 조대해지면, 강관 가공시의 인성 열화에 의해 강관에서의 모재 인성 확보가 곤란해진다. 평균 원 상당 직경 d는 바람직하게는 3.5㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 3㎛ 이하이다.

본 발명의 원형 강관용 강판에서는, 강관 가공 후에 고강도와 고인성, 나아가서는 저항복비를 달성하기 위해, 상기 베이나이트 주체 조직에 평균 원 상당 직경으로 0.5～3㎛, 비커스 경도 Hv가 700 이상인 섬상 마르텐사이트(MA)를 3～10면적%로 포함할 필요가 있다. MA의 평균 원 상당 직경이 0.5㎛ 미만이면, 경질인 MA가 항복비를 낮추는 효과가 적어져, 강관 가공 후의 저항복비를 달성할 수 없다. 또한, MA의 평균 원 상당 직경이 3㎛를 초과하면, 항복비의 저감 효과는 커지지만, 균열의 기점이 되기 쉬워져, 강관 가공 후에서의 모재 인성이 열화된다. 한편, MA의 평균 원 상당 직경의 바람직한 하한은 1㎛ 이상이고, 바람직한 상한은 2㎛ 이하이다.

MA의 비커스 경도 Hv가 700을 하회하면, 강관 가공 후의 항복비 저감 효과가 적어져, 강관 가공 후의 저항복비를 달성할 수 없다. 바람직하게는 800 이상(보다 바람직하게는 850 이상)이다.

또한 MA의 분율이 3면적%를 하회하면, 경질인 MA에 의한 항복비 저감 효과가 적어, 강관 가공 후에서의 저항복비(YR≤90%)를 달성할 수 없게 된다. 그러나, MA의 분율이 10면적%를 초과하면, 항복비의 저감 효과는 커지지만, 균열의 기점이 되기 쉬워져, 강관 가공 후에서의 모재 인성이 열화된다. 한편, MA의 분율의 바람직한 하한은 5면적% 이상이고, 바람직한 상한은 8면적% 이하이다.

본 발명의 원형 강관용 강판을 제조하기 위해서는, 상기와 같은 화학 성분 조성으로 이루어지는 주편(鑄片)을 950～1200℃로 가열한 후, 판두께 1/4 부위에서 오스테나이트 미재결정 온도가 되는 온도역에서 누적 압하율로 40% 이상의 열간 압연을 행하고, Ar₃ 변태점 이상의 온도로부터 3～25℃/초의 평균 냉각 속도(판두께 방향 평균 냉각 속도)로 350℃ 이하까지 냉각한 후, (Ac₁ 변태점+30℃)～(Ac₃ 변태점-20℃)의 온도로 재가열하여 소준하고, 그 후, 450～550℃에서 템퍼링을 행하도록 하면 좋다. 그리고, 얻어진 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형하면 좋다. 각 공정의 조건을 규정한 이유는 다음과 같다.

[주편을 950～1200℃로 가열]

주편의 가열 온도는 열간 압연 전의 조직 제어에 크게 영향을 준다. 가열 온도가 950℃ 미만이면, 압연 최종 패스(마무리 압연) 온도가 750℃ 미만이 되어, 수냉 전에 표면으로부터 페라이트가 석출되어서, 780MPa 이상의 모재 강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 가열 온도가 1200℃를 초과하면, γ립 직경의 조대화에 의해 모재 인성이 열화된다.

[판두께 1/4 부위에서의 온도가 오스테나이트 미재결정 온도가 되는 온도역에서 누적 압하율로 40% 이상의 열간 압연을 행함]

강관 가공시의 인성 열화를 예상하여, 강관용 강판을 고인성으로 할 필요가 있다. 그것을 위해서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 누적 압하율로 40% 이상의 압하를 가할 필요가 있다. 이에 의해, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 열간 압연 중에 축적된 변형과, 후술하는 압연 후의 냉각에 의한 하부 베이나이트화에 의해, 강관용 강판에서의 베이나이트의 조직 단위를 미세하게 하고, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d를 4㎛ 이하로 할 수 있어, 강관 가공 후에도 고인성을 얻을 수 있다. 누적 압하율이 40% 미만이면, 상기 효과가 적어져, 강관 가공시의 인성 열화에 의해 강관에서의 인성이 열화된다. 누적 압하율은 바람직하게는 45% 이상이다. 한편, 판두께 1/4 부위에서의 온도로 관리하는 것은, 이 위치에서 인장 시험, 충격 시험이 이루어지는 경우가 많기 때문에 그 위치에서의 조직 제어가 필요하기 때문이고, 후술하는 수법으로 프로세스 컴퓨터에 의해 계산한 온도로 관리하여 압연 온도를 제어할 수 있다. 또한, 여기서의 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이란, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하 전의 판두께를 h₀, 최종 압하 후(2단계 이상의 압하를 행하는 경우에는 최종 단계)의 판두께를 h₁로 했을 때 (h₀-h₁)/h₀으로 표시되는 압하율을 의미한다.

[Ar₃ 변태점 이상의 온도로부터 3～25℃/초의 평균 냉각 속도로 냉각]

압연 후의 냉각 공정(가속 냉각 공정)은 조직 제어를 위해 중요한 공정이다. 냉각 속도가 3℃/초 미만이면, 조직이 거친 상부 베이나이트 주체가 되고, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d가 4㎛ 이하를 만족할 수 없게 되어, 인성이 열화된다. 이 때의 냉각 속도는 빠른 편이, 베이니틱 페라이트 조직을 미세화하여, 인성이 향상된다.

[냉각 정지 온도: 강판의 표면 온도가 350℃ 이하]

냉각 정지 온도에 의해, 하부 베이나이트의 존재 형태가 변화되어 베이나이트의 조직 크기가 변하게 된다. 냉각 정지 온도가 350℃를 초과하면, 저온 변태 조직이 적어지고, 거친 상부 베이나이트가 혼재하게 되어, 인성이 열화된다. 균일하게 변태시키기 위해, 냉각 정지 온도는 350℃ 이하로 할 필요가 있다.

[(Ac₁ 변태점+30℃)～(Ac₃ 변태점-20℃)의 온도로 재가열하여 소준함]

저항복비(YR≤90%) 특성을 실현하는 연질상과 경질상의 복합 조직을 얻기 위해서는, Ac₁ 변태점과 Ac₃ 변태점 사이의 2상역 온도로 가열하는 것이 유효한 수단이다. 2상역의 온도로 가열함으로써, 일부는 템퍼링에 의해 연질 조직이 되고, 일부는 오스테나이트상으로 역변태되어 그 후의 냉각으로 경질 조직이 된다. 이 2상역 온도의 제어에 의해, 경질상의 분율이나 경도를 변화시켜 항복응력 YS, 인장강도 TS, 항복비 YR을 제어할 수 있다. 또한 2상역 가열 후의 냉각 속도를 느리게 하는 것(공냉)에 의해(소준을 행함), 냉각 중에 C를 확산시키고, 국부적인 농축을 촉진시켜, 역변태부 중에서도 극히 경질인 MA를 생성시킬 수 있다. 재가열 온도가 (Ac₁ 변태점+30℃) 미만인 경우에는, 역변태 분율이 낮기 때문에, 역변태부는 성분이 농화(濃化)되어 매우 경질인 MA가 되기 쉬워지지만, MA 분율이 적어져, 강관의 항복비 저감 효과가 작아짐과 더불어, 780MPa 이상의 강도를 확보할 수 없다. 한편, 재가열 온도가 (Ac₃ 변태점-20℃)를 초과하면, 역변태 분율이 증가하여 강도는 높지만, 역변태부로부터 생성되는 MA의 분율도 상승하여 인성이 열화된다. 게다가, 역변태 분율의 증가에 따라, 역변태부의 농화가 적어지고, MA의 경도도 작아져, 항복비 저감 효과가 작아진다.

[450～550℃의 온도 범위에서 템퍼링을 함]

템퍼링 처리는 강도를 저하시키지만, 2상역 소준으로 생성된 MA의 양을 조정하여 인성을 향상시키는 데 유효하다. 그 경우, 템퍼링 열처리가 450～550℃의 온도 범위이면, 적정한 항복비 YR, 인성을 얻을 수 있다. 템퍼링 온도가 450℃ 미만이면, MA가 다량으로 존재하여, 인성 향상이 충분하지는 않다. 한편, 템퍼링 온도가 550℃를 초과하면, MA의 경도가 감소하여, 원하는 저항복비를 얻을 수는 없다. 한편, 2상역에서의 열처리, 템퍼링 처리는 모두, 후술하는 수법으로 프로세스 컴퓨터에 의해 계산한 판두께 1/4 부위의 온도를 관리하여 제어할 수 있다.

[프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형]

강판을 프레스 굽힘법에 의해 냉간 굽힘을 행하여 원형 강관으로 한다. 라인 파이프에 적용되는 것과 같은 판두께: 30mm 정도 미만의 강판이면, UOE 성형법(Uing-Oing press-expander법)에 의해 원형 강관을 제조할 수 있지만, 건축 구조물용 원형 강관에서는, 판두께가 두껍고 강도가 높기 때문에 프레스 벤딩법(즉, 프레스 굽힘 가공)에 의해 원형 강관으로 성형할 필요가 있다. 이러한 방법의 적용에서는, D/t: 10～20인 것의 강한 가공을 행하기 때문에, 굽힘 가공시에 항복비 YR의 상승, 인성의 열화가 크다. 그 때문에, 상기와 같이 제조한 강판을 이용하여 프레스 굽힘 성형을 행함으로써, 항복비 YR이 낮고 인성이 우수한 원형 강관을 제조할 수 있다.

[원형 강관의 열처리]

원형 강관으로의 성형 후, 응력 제거 소둔(Stress Relieving, 이하 「SR 열처리」라고 부르는 경우가 있음)은 실시하여도 좋고 실시하지 않아도 좋다. SR 열처리를 실시함으로써, 강관에서의 강도(인장강도 TS, 항복비 YR, 인성 vTrs)를 조정할 수 있다. 본 발명 방법에 의하면, 고강도이고 항복비 YR이 낮으며, 인성도 양호하기 때문에, 기본적으로는 SR 열처리는 행하지 않아도 좋지만, 행하는 경우에는, 그 열처리 온도는 400～500℃의 온도 범위로 하는 것이 바람직하다. 열처리 온도가 400℃ 미만이면, 강도, 항복비, 인성에의 영향이 적다. 한편, 500℃를 초과하면, 강도의 저하가 커져, 780MPa 이상의 강도를 확보할 수 없게 된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명의 구성 및 작용효과를 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

[실시예 1]

용제로에 의해, 하기 표 1, 2에 나타내는 각 화학 성분 조성의 강재를 용제하고, 용제 완료 후, 연속 주조하여 얻어진 슬래브에 열간 압연을 실시한 후, 직접 담금질(DQ)을 행하였다(일부 공냉).

한편, 표 1, 2 중의 「-」 난은 원소를 첨가하지 않고 있는 것을 나타낸다. 또한, 표 1, 2에는, Ac₁ 변태점(Ac₁), Ac₃ 변태점(Ac₃), Ar₃ 변태점(Ar₃) 및 오스테나이트 미재결정 온도의 상한을 병기하는데, 이들 Ac₁ 변태점, Ac₃ 변태점 및 Ar₃ 변태점, 및 오스테나이트 미재결정 온도의 상한은 각각 하기 방법으로 측정하였다.

<Ac₁ 변태점(가열시 오스테나이트 변태 개시 온도) 및 Ac₃ 변태점(가열시 오스테나이트 변태 종료 온도)의 측정 방법>

가공 포마스터 시험편을 가열 속도 10℃/초로 상온으로부터 1000℃까지 가열하는 과정에서, 체적이 축소되기 시작하는 온도를 Ac₁ 변태점, 또한 가열을 계속하여 체적이 팽창하기 시작하는 온도를 Ac₃ 변태점으로 하였다.

<Ar₃ 변태점(압연 후의 냉각시의 페라이트 변태 개시 온도)의 측정 방법>

가공 포마스터 시험편을 1100℃로 가열하여 10초간 유지 후, 1000℃에서 누적 압하율 25%의 가공을 행하고, 또한 900℃에서 누적 압하율 25%의 가공을 실시하고, 그 후, 800℃에서 냉각 속도 1℃/초로 냉각하여, 냉각 중에 체적이 팽창하기 시작하는 온도를 Ar₃ 변태점으로서 구하였다.

<오스테나이트 미재결정 온도의 상한의 측정 방법>

가공 포마스터 시험편을 1100℃로 가열하여 10초간 유지 후, 1000℃에서 누적 압하율 25%의 가공을 한 후, 1패스당 10%의 압하율로 다(多)패스 가공을 행하여, 1패스째의 변형 저항에 대해 2패스째의 변형 저항이 증가하기 시작하는 온도를 오스테나이트 미재결정 온도의 상한으로 하였다.

다음으로, 오스테나이트-페라이트 2상역 또는 이 2상역 근방까지 가열하고, 공냉을 행한 후에, 템퍼링을 행하여, 하기 표 3, 4에 나타내는 각 판두께의 강판을 얻었다. 상기 열간 압연에 있어서의 온도, 2상역 가열 온도, 템퍼링 온도는 판두께 1/4 부위에서 계산한 온도이다. 이들 조건을 하기 표 3, 4에 나타낸다.

한편, 표 3, 4의 압연 종료시의 판두께 1/4 부위의 온도는 하기 (a)～(f)의 요령으로 구한 것이다.

(a) 프로세스 컴퓨터에서, 가열 개시로부터 추출까지의 분위기 온도, 노 체재 시간에 기초하여 강편의 표면으로부터 이면까지의 임의 위치의 가열 온도를 산출한다.

(b) 그 가열 온도를 이용하고, 압연 중의 압연 패스 스케줄이나 패스 사이의 냉각 방법(수냉 또는 공냉)의 데이터에 기초하여, 판두께 방향의 임의 위치에서의 압연 온도를 차분법 등 계산에 적합한 방법을 이용하여 산출하면서 압연을 실시한다.

(c) 강판 표면 온도는 압연 라인 상에 설치된 방사형 온도계를 이용하여 실측(단, 프로세스 컴퓨터 상에서도 계산은 실시)한다.

(d) 조압연 개시시, 종료시, 마무리 압연 개시시에 각각 실측한 강판 표면 온도를 프로세스 컴퓨터 상의 계산 온도와 대조한다.

(e) 계산 온도와 실측 온도의 차가 ±30℃ 이상인 경우는, 실측 표면 온도를 계산 표면 온도로 치환하여 프로세스 컴퓨터 상의 계산 온도로 한다.

(f) 보정된 계산 온도를 이용하여, 제어 대상으로 하고 있는 영역의 압연 온도를 관리하였다.

2상역(부근)에서의 열처리 온도(판두께 1/4 부위의 온도)는 하기 (i), (ii)의 요령으로 구한 것이다. 또한, 담금질 온도(담금질 개시시의 판두께 1/4 부위의 온도) 및 템퍼링 온도(판두께 1/4 부위의 온도)도 마찬가지로 하여 구하였다.

(i) 프로세스 컴퓨터에서, 가열 개시로부터 가열 종료까지의 분위기 온도, 노 체재 시간에 기초하여 강편의 표면으로부터 이면까지의 판두께 방향의 임의 위치의 가열 온도를 산출한다.

(ii) 산출된 계산 온도로부터 판두께 1/4 부위의 온도를 구한다.

상기와 같이 하여 얻어진 강판에 대해, 금속 조직의 관찰(베이나이트 분율), 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d, MA 분율, MA의 평균 원 상당 직경(MA 크기), MA의 경도를 하기 방법에 의해 측정하였다.

<금속 조직의 관찰>

원형 강관용 강판의 베이나이트 분율은 하기와 같이 하여 측정하였다.

(a) 압연 방향에 평행하고 또한 강판 표면에 대해 수직인, 강판 표리면을 포함하는 판두께 단면을 관찰할 수 있도록 상기 강판으로부터 샘플을 채취한다.

(b) 습식 에머리 연마지(#150～#1000)로의 연마, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해 관찰 면의 경면 마무리를 행한다.

(c) 연마된 샘플을, 3% 나이탈 용액을 이용하여 부식시켜 베이나이트 조직의 결정립계를 현출시킨다.

(d) 판두께 1/4 부위에서, 현출시킨 조직을 400배의 배율로 사진 촬영(여기서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영)하고, 페라이트 조직을 흑색으로 착색한다.

(e) 다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 입력한다(상기 사진의 영역은, 400배의 경우 150㎛×200㎛에 상당한다). 화상 해석 장치에의 입력은, 어느 배율의 경우도 영역의 합계가 1mm×1mm 이상이 되도록 입력한다(즉, 400배의 경우, 상기 사진을 적어도 35장 입력한다).

(f) 화상 해석 장치에서, 사진마다 흑색의 면적률을 산출하여, 모든 사진의 평균치를 페라이트 분율(폴리고날 페라이트 분율)로 하고, 또한 후술하는 MA의 분율을 전체로부터 뺀 것을 베이나이트 분율로 한다.

<EBSP에 의한 평균 원 상당 직경 d의 측정 방법>

(a) 압연 방향과 평행한 방향으로 절단한, 판두께의 표리면부를 포함하는 샘플을 준비한다.

(b) #150～#1000까지의 습식 에머리 연마지, 또는 그것과 동등한 기능을 갖는 연마 방법(다이아몬드 슬러리 등의 연마제를 이용한 연마 등)에 의해 관찰 면의 경면 마무리를 실시한다.

(c) Tex SEM Laboratories사제의 EBSP 장치를 사용하여 판두께 방향의 1/4 부위에서 측정 영역: 200×200(㎛), 측정 피치: 0.5㎛ 간격으로 측정하고, 결정 방위차가 15° 이상인 경계를 결정립계로 하여 결정 입경을 측정하였다. 이 때, 측정 방위의 신뢰성을 나타내는 컨피던스 인덱스(Confidence Index)가 0.1보다도 작은 측정점은 해석 대상으로부터 제외하였다.

(d) 이렇게 하여 구해지는 대각 입계 직경의 평균치를 산출하여, 본 발명에 있어서의 「대각 입계 직경(평균 원 상당 직경 d)」으로 하였다. 한편, 대각 입계 직경이 1.0㎛ 이하인 것에 대해서는, 측정 노이즈라고 판단하여 결정 입경의 평균치 계산 대상으로부터 제외하였다.

<MA의 분율, MA의 평균 원 상당 직경(MA 크기)의 측정 방법>

MA의 분율, 평균 원 상당 직경은 하기와 같이 측정하였다.

(c) 연마된 샘플을, 레페라 용액을 이용하여 부식시켜 MA를 현출시킨다. 이 때, 광학 현미경 사진상으로는 하얗게 착색되어 있다.

(d) 판두께 1/4 부위에서, 현출시킨 조직을 1000배의 배율로 사진 촬영(본 실시예에서는 6cm×8cm의 사진으로서 촬영)한다. 다음으로, 상기 사진을 화상 해석 장치에 입력한다(상기 사진의 영역은, 1000배의 경우 60㎛×80㎛에 상당한다). 화상 해석 장치에의 입력은, 영역의 합계가 0.4mm×0.4mm 이상이 되도록 입력한다(즉, 1000배의 경우는 상기 사진을 적어도 35장 입력한다).

(e) 화상 해석 장치에서, 사진마다 MA의 면적률, 평균 원 상당 직경을 산출하여, 모든 사진의 평균치를 MA의 면적률, 평균 원 상당 직경으로 한다.

<MA의 경도 측정 방법>

MA는 매우 미세하기 때문에, MA의 경도에 대해서는, 상기 레페라 부식된 샘플을 이용하고 나노 인덴테이션법을 이용하여 이하와 같이 측정하였다. MA의 경도 측정 장치로서, Agilent Technologies사제의 Nano Indenter XP/DCM을 이용하여, 판두께 1/4 부위에서 적어도 10입자 이상의 MA를, 압입 깊이를 100nm로 하여 측정하고, 나노 인덴테이션 압입 경도로부터 이하의 식에 의해 비커스 경도 Hv로 환산하고, 그 평균치를 MA의 경도로 하였다.

Hv=76.2×(나노 인덴테이션 경도)+6.3

이들의 측정 결과를 하기 표 5, 6에 나타낸다. 한편, 베이나이트 분율과 MA 분율의 합계로 100면적%에 충족하지 않는 것의 잔부는 폴리고날 페라이트이다.

상기와 같이 하여 얻어진 각 원형 강관용 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관을 제조하였다. 얻어진 원형 강관에 대해, 필요에 따라 SR 열처리를 실시하고, 인장 시험 및 충격 시험을 행하고, 조직 관찰을 하기의 요령으로 실시하였다.

<인장 시험>

각 강관의 강관 외면측의 판두께 1/4의 부위로부터 관축 방향으로 JISZ 2201의 4호 시험편을 채취해서 JISZ 2241의 요령으로 인장 시험을 행하여, 항복응력(YS: 0.2% 내력), 인장강도 TS를 측정하고, 항복비 YR(항복응력 YS/인장강도 TS)을 구하였다. 합격 기준은 2회의 평균치로 인장강도 TS가 780MPa 이상이고 항복비 YR이 90% 이하인 것을 인장 특성, 저항복비가 우수하다고 평가하였다.

<샤르피 충격 시험>

각 강관의 강관 외면측의 판두께 1/4 부위로부터 관축 방향으로 JISZ 2242의 V 노치 시험편을 채취해서 JIS Z2242의 요령으로 샤르피 충격 시험을 행하여, JIS에 준거한 방법으로 취성 파면율(또는 연성 파면율)을 구하고, (시험 온도 vs 취성 파면율)의 곡선으로부터, 취성 파면율이 50%가 되는 취성 파면천이온도 vTrs를 구하였다. 그리고, 취성 파면천이온도 vTrs가 -20℃ 이하인 것을 충격 특성(강관 인성)이 우수하다고 평가하였다.

이들 측정 결과를, 원형 강관의 외경 D, 경후비(D/t), 강관에의 SR 열처리를 실시했을 때의 온도(「-」는 SR 열처리 없음)와 함께 하기 표 7, 8에 나타낸다.

이들 결과로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 시험 No. 1～3, 6～10, 17, 22, 23, 27～30의 것은 본 발명에서 규정하는 요건의 모두를 만족하는 본 발명 강으로, 780MPa 이상의 고강도와 90% 이하의 항복비 YR을 양립시킴과 더불어, 강관 가공 후에도 양호한 인성(vTrs로 -20℃ 이하)을 안정적으로 달성할 수 있음을 알 수 있다.

이들에 반하여, 시험 No. 4, 5, 11～16, 18～21, 24～26, 31～46의 것은 본 발명에서 규정하는 어느 것인가의 요건이 결여된 것으로, 어느 것인가의 특성이 열화되어, 발명의 목적을 달성할 수 없었다. 즉, 시험 No. 4는 주편 단계의 가열 온도가 지나치게 높은 예로, γ립 조대화에 기인해서, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d의 조대화를 초래하여, 강관의 인성이 열화되었다. No. 5는 SR 열처리 온도가 높아진 예로, 강관의 강도가 저하되었다.

시험 No. 11～16은 본 발명에서 규정하는 강판 제조 조건(누적 압하율, 냉각 개시 온도, 판두께 방향 평균 냉각 속도, 냉각 정지 온도) 중 어느 것인가의 요건이 벗어난 예로, 어느 것이나 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d의 조대화를 초래하여, 강관의 인성이 열화되었다.

시험 No. 18은 2상역 가열 온도가 지나치게 낮은 예로, 역변태 분율이 적기 때문에, MA 분율이 낮아 역변태되지 않고, 제어 압연, 제어 냉각으로 생성된 미세한 베이나이트가 고온에서 템퍼링된 조직이 주체이기 때문에, 강관의 강도가 낮아짐과 더불어 항복비가 높아졌다. 시험 No. 19는 2상역 가열 온도가 지나치게 높은 예로, 역변태 분율이 많기 때문에, 성분의 농화가 진행되지 않아, MA 경도가 낮아졌고, 강관의 항복비가 높아짐과 더불어, 역변태 분율이 과대하기 때문에, 제어 압연, 제어 냉각에 의해 생성된 미세한 베이나이트가 없어지고, 조대한 베이나이트가 되어서 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d의 조대화를 초래하여 강관 인성이 열화되었다.

시험 No. 20은 2상역 온도 범위에서의 냉각 속도가 지나치게 높은 예로, MA 분율이 낮고, 또한 MA 경도가 낮아졌으며, 강관의 항복비가 높아졌다. 시험 No. 21은 강판 템퍼링시의 가열 온도가 낮아진 예로, MA 분율이 높고, 강관의 인성이 열화되었다.

시험 No. 24는 강판 템퍼링시의 가열 온도가 높아진 예로, MA 경도가 낮아지고, 강관의 항복비가 높아졌다. 시험 No. 25는 2상역 열처리를 행하지 않은 예로, MA가 소정의 요건(분율, 크기, 경도)을 만족하고 있지 않아, 강관의 항복비가 높아졌다. 시험 No. 26은 판두께 방향 평균 냉각 속도가 느리고, 또한 2상역 열처리를 행하지 않은 예로, MA 크기가 커지고, 또한 MA 경도가 낮아졌으며, 강관의 항복비가 높아짐과 더불어, 인성이 열화되었다.

시험 No. 31～46의 것은 제조 조건은 적절하지만, 강판의 화학 성분 조성이 본 발명에서 규정하는 요건을 결여한 예로, 어느 것인가의 특성이 열화되었다. 즉, 시험 No. 31은 담금질성 지수 DI가 부족한 강종(강종 B1)을 이용한 예로, 담금질성이 저하되어 폴리고날 페라이트의 증가에 의해 베이나이트 분율이 낮아져, 강관의 강도가 낮고, 항복비가 높아졌다.

시험 No. 32는 C 함유량이 적은 강종(강종 B2)을 이용한 예로, MA 분율이 낮아졌고, 강관의 강도가 낮고, 항복비가 높아졌다. 시험 No. 33은 C 함유량이 많은 강종(강종 B3)을 이용한 예로, MA 분율이 높아졌고, 강관의 항복비는 낮지만, 인성이 열화되었다.

시험 No. 34는 Si 함유량이 적은 강종(강종 B4)을 이용한 예로, 담금질성이 저하되어 폴리고날 페라이트의 증가에 의해 베이나이트 분율이 낮아져, 강관의 강도가 낮아졌다. 시험 No. 35는 Si 함유량이 많은 강종(강종 B5)을 이용한 예로, MA 분율이 높아졌고, 강관의 항복비는 낮지만, 인성이 열화되었다.

시험 No. 36은 Mn 함유량이 적은 강종(강종 B6)을 이용한 예로, 담금질성이 저하되어 폴리고날 페라이트의 증가에 의해 베이나이트 분율이 낮아져, 강관의 강도가 낮아졌다. 시험 No. 37은 Mn 함유량이 많은 강종(강종 B7)을 이용한 예로, MA 분율이 높아졌고, 강관의 항복비는 낮지만, 인성이 열화되었다.

시험 No. 38은 P 함유량이 많은 강종(강종 B8)을 이용한 예로, 강관의 인성이 열화되었다. 시험 No. 39는 S 함유량이 많은 강종(강종 B9)을 이용한 예로, MnS의 생성에 의해 강관의 인성이 열화되었다. 시험 No. 40은 Al 함유량이 많은 강종(강종 B10)을 이용한 예로, 조대 알루미나 개재물의 생성에 의해 강관의 인성이 열화되었다.

시험 No. 41은 Ti 함유량이 적은 강종(강종 B11)을 이용한 예로, TiN의 생성이 부족하여, γ립 조대화에 기인해서 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d의 조대화를 초래하여, 강관의 인성이 열화되었다. 시험 No. 42는 Ti 함유량이 많은 강종(강종 B12)을 이용한 예로, TiN이 조대화되어, γ립 조대화에 기인해서 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d의 조대화를 초래하여, 강관의 인성이 열화되었다.

시험 No. 43은 B 함유량이 많은 강종(강종 B13)을 이용한 예로, 강관의 인성이 열화되었다. No. 44는 N 함유량이 적은 강종(강종 B14)을 이용한 예로, TiN의 생성이 부족하여, γ립 조대화에 기인해서 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d의 조대화를 초래하여, 강관의 인성이 열화되었다.

시험 No. 45는 N 함유량이 많은 강종(강종 B15)을 이용한 예로, 프리 N량이 많아져, 굽힘 가공시에 인성이 저하되고, 강관의 인성이 열화되었다. 시험 No. 46은 Ca 함유량이 많은 강종(강종 B16)을 이용한 예로, 조대한 개재물(Ca계 개재물)이 생성되어, 강관의 인성이 열화되었다.

이들 데이터에 기초하여, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d와 강관 인성 vTrs의 관계를 도 1에 나타낸다(단, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d, 강관 인성 vTrs 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, 방위차가 15° 이상인 대각 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d를 4㎛ 이하로 함으로써 양호한 강관 인성이 달성되고 있음을 알 수 있다.

MA 경도와 강관의 항복비 YR의 관계를 도 2에 나타낸다(단, MA 경도, 강관의 항복비 YR 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, MA 경도를 700(Hv) 이상으로 함으로써 강관의 저항복비가 달성되고 있음을 알 수 있다.

베이나이트 분율과 인장강도 TS의 관계를 도 3에 나타낸다(단, 베이나이트 분율과 인장강도 TS 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, 베이나이트 분율을 90면적% 이상으로 함으로써 양호한 강관 인성이 달성되고 있음을 알 수 있다.

DI와 베이나이트 분율의 관계를 도 4에 나타낸다(단, DI와 베이나이트 분율이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, DI를 8(inch) 이상으로 함으로써 베이나이트 분율을 90면적% 이상 확보할 수 있음을 알 수 있다.

MA 분율과 강관 인성 vTrs의 관계를 도 5에 나타낸다(단, MA 분율, 강관 인성 vTrs 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, MA 분율을 10면적% 이하로 함으로써 양호한 강관 인성(vTrs가 -20℃ 이하)이 달성되고 있음을 알 수 있다.

MA 분율과 강관의 항복비 YR의 관계를 도 6에 나타낸다(단, MA 분율과 강관의 항복비 YR 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, MA 분율을 3면적% 이상으로 함으로써 강관의 항복비 YR을 90% 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

MA 평균 원 상당 직경과 강관 인성 vTrs의 관계를 도 7에 나타낸다(단, MA 평균 원 상당 직경과 강관 인성 vTrs 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, MA 평균 원 상당 직경을 3㎛ 이하로 함으로써 양호한 강관 인성(vTrs가 -20℃ 이하)이 달성되고 있음을 알 수 있다.

MA 평균 원 상당 직경과 강관의 항복비 YR의 관계를 도 8에 나타낸다(단, MA 평균 원 상당 직경과 강관의 항복비 YR 이외는 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 것을 선택). 이 결과로부터 분명한 바와 같이, MA 평균 원 상당 직경을 0.5㎛ 이상으로 함으로써 강관의 항복비 YR을 90% 이하로 할 수 있음을 알 수 있다.

Claims

C: 0.02～0.15%(「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대해 이하 동일),
Si: 0.10～0.40%,
Mn: 1.5～2.5%,
P: 0.012% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음),
Ti: 0.005～0.02%,
N: 0.002～0.006%, 및
Al: 0.02～0.08%를 만족하는 외에,
Ni: 2.5% 이하(0%를 포함하지 않음),
Cr: 2.0% 이하(0%를 포함하지 않음), 및
Mo: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부는 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 하기 (1)식으로 규정되는 담금질성 지수 DI가 8inch 이상임과 더불어, 하기 (A), (B) 및 (C)의 요건을 만족하는 것을 특징으로 하는 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판:
DI(inch)={1.16×([C]/10)^1/2}×(0.7×[Si]+1)×{5.1×([Mn]-1.2)+5}×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]+1)×(200×[B]+1) …(1)
단, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량(질량%)을 나타냄.
(A) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 베이나이트가 90면적% 이상임,
(B) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 방위차가 15° 이상인 대각(大角) 입계로 둘러싸인 영역의 평균 원 상당 직경 d가 4㎛ 이하임,
(C) 판두께 1/4 부위에서의 마이크로 조직에 있어서, 평균 원 상당 직경이 0.5～3㎛이고, 비커스 경도 Hv가 700 이상인 섬상 마르텐사이트를 3～10면적%로 포함하고 있음.
제 1 항에 있어서,
추가로 Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 및/또는 B: 0.0025% 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하는 것인 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로 Ca: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)를 포함하는 것인 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판을 제조함에 있어서, 상기 화학 성분 조성으로 이루어지는 강편을 950～1200℃로 가열하고, 판두께 1/4 부위에서의 온도가 오스테나이트 미(未)재결정 온도가 되는 온도역에서 누적 압하율로 40% 이상의 열간 압연을 행하고, Ar₃ 변태점 이상의 온도로부터 3～25℃/초의 평균 냉각 속도로 350℃ 이하까지 냉각한 후, (Ac₁ 변태점+30℃)～(Ac₃ 변태점-20℃)의 온도 범위까지 재가열하여 소준하고, 그 후, 450～550℃에서 템퍼링을 행하는 것을 특징으로 하는 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관용 강판을 이용하여 프레스 벤딩법에 의해 원형 강관으로 성형한 것인 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관.
제 5 항에 있어서,
원형 강관으로 성형한 후, 추가로 400～500℃에서 응력 제거 소둔이 실시된 것인 인장강도 780MPa 이상의 저항복비 후육 원형 강관.