KR20230170038A - 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법 - Google Patents

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법 Download PDF

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KR20230170038A
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아키히데 마츠모토
신스케 이데
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 고강도 열연 강판은, 판두께 중앙에 있어서의 강 조직은, 베이나이트, 페라이트를 특정의 체적률로 포함하고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 1.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은, 베이나이트, 페라이트를 특정의 체적률로 포함하고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 5.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 최대 저각 입계 밀도가 1.4×106m－1 이하이고, 판두께가 15㎜ 이상이다.

Description

고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법
본 발명은, 라인 파이프 등의 소재로서 적합하게 이용되는 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 또한 본 발명은, 라인 파이프 등에 적합하게 이용되는 고강도 전봉 강관(high-strength electric resistance welded steel pipe) 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
원유, 천연가스 등의 장거리 수송에 이용되는 라인 파이프용 강관에는, 내부 유체의 고압화에 의한 수송 효율의 향상을 위해, 높은 강도가 요구된다.
또한, 라인 파이프용 강관의 내면은 황화 수소를 포함하는 부식성이 높은 유체와 접촉하기 때문에, 높은 내(耐)황화물 응력 부식 균열(SSC: Sulfide Stress corrosion Cracking)성도 필요시된다.
일반적으로, 강재의 강도가 높아지면, 내SSC성은 저하한다. 특히, 라인 파이프용 강관에 있어서는, 내SSC성을 확보하기 위해, 유체와 접촉하는 강관의 내표면의 경도(강도)를 저감시키는 것이 중요하다.
고강도 라인 파이프용 강관의 원판의 제조에 있어서는, 제어 압연과 가속 냉각을 조합한 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 적용된다.
이 TMCP 기술에 있어서는 가속 냉각 시의 냉각 속도를 높게 하는 것이 중요하지만, 강판 내부에 비해 강판 표면의 냉각 속도가 높아지기 때문에, 강판의 판두께가 크면 강판 표면의 경도가 과도하게 높아져 버린다. 그 때문에, 통상의 TMCP 기술에 의해 제조된 강판은, 내SSC성의 관점에서 라인 파이프로의 적용이 곤란했다.
상기의 문제에 대응하기 위해, 예를 들면 특허문헌 1∼3에서는, 표면의 경도를 제어한 강판 또는 강관이 제안되고 있다.
일본공개특허공보 2020-63500호 일본공개특허공보 2020-12168호 일본공개특허공보 2017-179482호
그러나, 상기한 특허문헌 1∼3과 같이 강판 또는 강관의 표면의 경도를 제어해도, 일부의 결정립이나 입계(grain boundaries) 근방에 있어서 국소적인 고응력의 영역이 발생하여 SSC의 기점이 되어 버린다. 그 때문에, 충분한 내SSC성을 얻을 수 없는 경우가 있었다.
상기의 「고응력의 영역」이란, 전위 밀도가 국소적으로 높은 부분을 말한다. 이는 매우 미소한 영역이기 때문에, 비커스 시험(Vickers test) 등의 경도 시험에서는, 주위의 저응력의 영역으로 평균화되어버려 평가하는 것이 곤란했다.
본 발명은, 상기의 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 내SSC성이 우수한 고강도 전봉 강관의 소재로서 적합하게 이용되는 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법, 그리고 내SSC성이 우수한 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에서 말하는 「고강도」란, 후술하는 인장 시험에 있어서, 열연 강판 및 전봉 강관의 모재부에 있어서의 항복 강도가 400㎫ 이상인 것을 가리킨다.
또한, 본 발명에서 말하는 「내SSC성이 우수했다」란, 후술하는 4점 굽힘 부식 시험에 있어서, 열연 강판 및 전봉 강관의 모재부에 있어서의 균열이 발생하지 않고, 또한 발생한 공식(pitting corrsions)의 깊이가 250㎛ 미만이고, 또한 공식의 (깊이/폭)의 최대값이 3.0 미만인 것을 가리킨다.
상기한 각 시험은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 행할 수 있다.
전위 밀도가 국소적으로 높은 부분에 있어서는, 다수의 저각(low angle) 입계가 존재한다. 이는, 다수의 전위가 존재하면 전위끼리가 배열되어 안정 구조를 취하여, 저각 입계를 형성하기 때문이다. 그러나, 전위가 안정 구조를 취했다고 해도 여전히 전위에 의한 응력장은 잔존하고 있기 때문에, 저각 입계가 다수 존재하는 부분, 즉 저각 입계 밀도가 높은 부분은 고응력이 된다.
따라서, 강판의 내SSC성을 향상시키기 위해서는, 강판 표면에 있어서 국소적으로 저각 입계 밀도가 높은 부분이 생기지 않도록 하는 것이 필요하다.
본 발명자들은 예의 검토를 행한 결과, 다음의 인식을 얻었다. 판두께가 15㎜ 이상의 후육재(thick steel material)라도, 열연 강판의 가속 냉각을 2단계로 하고, 이 냉각 공정에 있어서의 강판 표면 및 강판 내부의 온도, 냉각 속도, 그리고 각 냉각 공정의 사이의 시간을 적절히 제어한다. 이에 따라, 강판 표면에 있어서 국소적으로 저각 입계 밀도가 높은 부분이 생기기 어렵게 되어, 내SSC성이 향상하는 것을 발견했다. 또한, 소재로서 이 강판을 이용하여 이루어지는 전봉 강관은, 마찬가지의 작용에 의해 내SSC성이 향상하는 것도 발견했다.
본 발명은, 이상의 인식에 기초하여 완성된 것으로서, 하기의 요지로 이루어진다.
[1] 판두께 중앙에 있어서의 강 조직은,
베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고,
페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
전위 밀도가 1.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
판 표면으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은,
베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고,
페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
전위 밀도가 5.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
최대 저각 입계 밀도가 1.4×106m－1 이하이고,
판두께가 15㎜ 이상인, 고강도 열연 강판.
[2] 성분 조성은, 질량％로,
C: 0.020％ 이상 0.15％ 이하,
Si: 1.0％ 이하,
Mn: 0.30％ 이상 2.0％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.020％ 이하,
Al: 0.005％ 이상 0.10％ 이하,
N: 0.010％ 이하,
Nb: 0.15％ 이하,
V: 0.15％ 이하 및,
Ti: 0.15％ 이하를 포함하고,
추가로, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Ca: 0.010％ 이하 및, B: 0.010％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는, [1]에 기재된 고강도 열연 강판.
[3] [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 행하는 열간 압연 공정을 실시한 후에, 제1 냉각 공정 및 제2 냉각 공정을 실시하고, 그 후, 코일 형상으로 권취하는 공정을 실시함에 있어서,
상기 열간 압연 공정에서는,
가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후,
조압연(rough rolling) 종료 온도: 900℃ 이상 1100℃ 이하, 마무리 압연 개시 온도: 800℃ 이상 950℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하, 또한, 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율: 60％ 이상인 열간 압연을 실시하고,
이어서, 상기 제1 냉각 공정에서는,
판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 550℃ 이상 650℃ 이하이고,
판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 450℃ 이하인 냉각을 실시하고,
상기 제1 냉각 공정 종료에서 상기 제2 냉각 공정 개시까지의 시간은 5s 이상 20s 이하이고,
이어서, 상기 제2 냉각 공정에서는,
판두께 중심의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상 30℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 600℃ 이하이고,
판 표면의 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 350℃ 이하인 냉각을 실시하는,
고강도 열연 강판의 제조 방법.
[4] 모재부와 전봉 용접부를 갖는 고강도 전봉 강관으로서,
상기 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은,
베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고,
페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
전위 밀도가 2.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
상기 모재부의 관 내면으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은,
베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고,
페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
전위 밀도가 6.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
최대 저각 입계 밀도가 1.5×106m－1 이하이고,
상기 모재부의 두께가 15㎜ 이상인, 고강도 전봉 강관.
[5] 상기 모재부의 성분 조성은, 질량％로,
C: 0.020％ 이상 0.15％ 이하,
Si: 1.0％ 이하,
Mn: 0.30％ 이상 2.0％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.020％ 이하,
Al: 0.005％ 이상 0.10％ 이하,
N: 0.010％ 이하,
Nb: 0.15％ 이하,
V: 0.15％ 이하 및,
Ti: 0.15％ 이하를 포함하고,
추가로, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Ca: 0.010％ 이하 및, B: 0.010％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는, [4]에 기재된 고강도 전봉 강관.
[6] [1] 또는 [2]에 기재된 고강도 열연 강판을, 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양단부를 맞대어 전봉 용접하는, 고강도 전봉 강관의 제조 방법으로서,
상기 전봉 용접 시의 업셋량(amount of upset)은, 상기 고강도 열연 강판의 판두께의 20％ 이상 100％ 이하이고,
상기 전봉 용접 후의 사이징 공정(sizing step)에서는, 강관 둘레 길이가 0.5％ 이상 4.0％ 이하의 비율로 감소하도록 축경(縮徑:diameter reduction)하는, 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 판두께가 15㎜ 이상의 후육재라도, 내SSC성이 우수한 고강도 전봉 강관 및 그의 소재가 되는 고강도 열연 강판 그리고 그들의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 전봉 강관의 용접부를 포함하는 주변의 관 둘레 방향 단면(관 축방향에 대하여 수직인 단면)을 나타내는 개략도이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하에, 본 발명의 고강도 열연 강판 및 고강도 전봉 강관 그리고 그들의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다. 또한, 본 발명에서는, 고강도 전봉 강관은, 관 둘레 방향 단면에 있어서, 전봉 용접부를 0°로 했을 때, 전봉 용접부로부터 관 둘레 방향으로 90° 떨어진 모재부의 성분 조성 및 강 조직을 규정하고 있다. 여기에서는, 전봉 용접부로부터 90° 떨어진 위치를 규정하고 있지만, 예를 들면 전봉 용접부로부터 180° 떨어진 위치에서도 동일한 성분 조성 및 강 조직이다.
우선, 본 발명의 고강도 열연 강판 및 고강도 전봉 강관의 강 조직을 한정한 이유에 대해서 설명한다.
본 발명의 고강도 열연 강판의 판두께 중앙 및 본 발명의 고강도 전봉 강관의 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은, 베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다.
또한, 본 발명의 고강도 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치 및 본 발명의 고강도 전봉 강관의 모재부의 관 내면(관 내측의 표면)으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은, 베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상으로 이루어진다.
이후의 설명에 있어서, 고강도 열연 강판은 간단히 「열연 강판」, 고강도 전봉 강관은 간단히 「전봉 강관」이라고 칭하는 경우도 있다.
여기에서, 페라이트는 연질인 조직이다. 또한, 베이나이트는 페라이트보다도 경질이고, 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트보다도 연질인 조직이다.
[베이나이트의 체적률]
열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 베이나이트의 체적률이 50％ 미만, 또는, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치(이하, 「깊이 0.1㎜의 위치」라고 칭함) 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 베이나이트의 체적률이 70％ 미만이면, 연질인 페라이트의 면적률이 높아지고, 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 베이나이트의 체적률은, 동일 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 50％ 이상으로 한다. 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 베이나이트의 체적률은, 바람직하게는 60％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 70％ 이상이다. 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 베이나이트의 체적률은, 동일 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 70％ 이상으로 한다. 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 베이나이트의 체적률은, 바람직하게는 75％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 80％ 이상이다.
또한, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙, 그리고 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 베이나이트의 체적률의 상한은 특별히 규정하지 않는다. 연성의 관점에서, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙의 베이나이트의 체적률은, 95％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 내SSC성의 관점에서, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 베이나이트의 체적률은, 가능한 한 높은 편이 바람직하다. 상기 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 베이나이트의 체적률은, 바람직하게는, 연성의 관점에서, 99％ 이하로 한다.
[페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률]
페라이트 및 베이나이트에 경질인 조직을 혼합시킨 경우, 연성이 향상하는 이점이 있다. 한편으로, 경도차에 기인하는 응력 집중에 의해 계면이 SSC의 기점이 되기 쉬워, 내SSC성이 저하한다. 또한, 인성도 저하한다. 그 때문에, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙, 그리고 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률은, 각각, 동일 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 95％ 이상으로 한다. 당해 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률은, 바람직하게는 97％ 이상이고, 보다 바람직하게는 98％ 이상이다.
또한, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙, 그리고 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률의 상한은 특별히 하지 않는다. 연성의 관점에서, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙의 위치에서의 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률은, 99％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 내SSC성의 관점에서, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률은, 가능한 한 높은 편이 바람직하다. 상기 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률은, 바람직하게는, 연성의 관점에서, 99％ 이하로 한다.
본 발명에서는, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙, 그리고 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트의 체적률은, 각각, 동일 위치의 강 조직 전체에 대하여 3％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 페라이트의 체적률은, 50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트의 체적률은, 30％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 연성 및 내SSC성의 향상의 작용을, 보다 한층 유효하게 얻을 수 있다.
[잔부: 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상]
열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙, 그리고 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 잔부는, 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 갖는다. 이들 각 조직의 합계의 체적률이 5％ 초과에서는, 경질인 조직의 체적률이 높아지고, 전위 밀도 및/또는 최대 저각 입계 밀도가 높아지고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 그 때문에, 이들 각 조직의 합계의 체적률은, 동일 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 5％ 이하로 하고, 3％ 이하가 보다 바람직하다.
오스테나이트를 제외한 상기의 각종 조직은, 오스테나이트 입계 또는 오스테나이트립 내의 변형대를 핵 생성 사이트로 한다. 열간 압연에 있어서, 오스테나이트의 재결정이 생기기 어려운 저온에서의 압하량을 크게 함으로써, 오스테나이트에 다량의 전위를 도입하여 오스테나이트를 미세화하고, 또한 입(grains) 내에 다량의 변형대를 도입할 수 있다. 이에 따라, 핵 생성 사이트의 면적이 증가하여 핵 생성 빈도가 높아지고, 강 조직을 미세화할 수 있다.
본 발명에서는, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙을 중심으로서 판두께 방향(깊이 방향) 또는 두께 방향(깊이 방향)으로 ±1.0㎜의 범위 내에, 전술의 강 조직이 존재하고 있어도 마찬가지로 전술의 효과는 얻어진다. 그 때문에, 본 발명에 있어서 「판두께(또는 두께) 중앙에 있어서의 강 조직」이란, 판두께(또는 두께) 중앙을 중심으로서 판두께(또는 두께) 방향으로 ±1.0㎜의 범위의 어느 하나에 있어서, 전술의 강 조직이 존재하고 있는 것을 의미한다. 또한, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치를 중심으로서 판두께(또는 두께) 방향으로 ±0.06㎜의 범위 내에, 전술의 강 조직이 존재하고 있어도 마찬가지로 전술의 효과는 얻어진다. 그 때문에, 본 발명에 있어서 「판 표면(또는 관 내면)으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직」이란, 판 표면(또는 관 내면)으로부터 깊이 0.1㎜의 위치를 중심으로서 판두께(또는 두께) 방향으로 ±0.06㎜의 범위의 어느 하나에 있어서, 전술의 강 조직이 존재하고 있는 것을 의미한다.
여기에서, 강 조직의 관찰은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 행할 수 있다.
우선, 조직 관찰용의 시험편을, 관찰면이 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면 또한 판두께 중앙부, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면 또한 두께 중앙부가 되도록 채취하고, 연마하고, 그 후, 나이탈(nital) 부식하여 제작한다. 조직 관찰은, 광학 현미경(배율: 1000배) 또는 주사형 전자현미경(SEM, 배율: 1000배)을 이용하여, 판두께(또는 두께) 중앙부에 있어서의 조직을 관찰하고, 촬상한다. 이어서, 얻어진 광학 현미경상(images) 및 SEM상으로부터, 베이나이트 및 잔부(페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트)의 면적률을 구한다. 각 조직의 면적률은, 5시야 이상에서 관찰을 행하고, 각 시야에서 얻어진 값의 평균값으로서 산출한다. 또한, 본 발명에서는, 조직 관찰에 의해 얻어지는 면적률을, 각 조직의 체적률로 한다.
페라이트는, 확산 변태에 의한 생성물이고, 전위 밀도가 낮고 거의 회복한 조직을 나타낸다. 폴리고널 페라이트 및 의(擬)폴리고널 페라이트(quasi-polygonal ferrite)가 이에 포함된다.
베이나이트는, 전위 밀도가 높은 라스(lath) 형상의 페라이트와 시멘타이트의 복상 조직이다.
펄라이트는, 철과 철 탄화물의 공석 조직(페라이트＋시멘타이트)이고, 선상의 페라이트와 시멘타이트가 번갈아 나열된 라멜라(lamellar) 형상의 조직을 나타낸다.
마르텐사이트는, 전위 밀도가 매우 높은 라스 형상의 저온 변태 조직이다. SEM상에서는, 페라이트나 베이나이트와 비교하여 밝은 콘트라스트를 나타낸다.
또한, 광학 현미경상 및 SEM상에서는 마르텐사이트와 오스테나이트의 식별이 어렵다. 그 때문에, 얻어지는 SEM상으로부터 마르텐사이트 혹은 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하고, 그 측정값으로부터 후술하는 방법으로 측정하는 오스테나이트의 체적률을 차인한 값을, 마르텐사이트의 체적률로 한다.
오스테나이트는 fcc상이고, 오스테나이트의 체적률의 측정은, 전위 밀도의 측정에 이용한 시험편과 마찬가지의 방법으로 제작한 시험편을 이용하여, X선 회절에 의해 행한다. 얻어진 fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc철의 (200), (211)면의 적분 강도로부터 오스테나이트의 체적률을 구한다.
추가로, 상기 열연 강판의 강 조직은, 판두께 중앙에 있어서는, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 1.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이다. 또한, 상기 열연 강판의 강 조직은, 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서는, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 5.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 최대 저각 입계 밀도가 1.4×106m－1 이하이다.
또한, 상기 전봉 강관의 강 조직은, 두께 중앙에 있어서는, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 2.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이다. 또한, 상기 전봉 강관의 강 조직은, 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서는, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 6.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 최대 저각 입계 밀도가 1.5×106m－1 이하이다.
여기에서, 본 발명에 있어서 「평균 결정 입경」이란, 서로 이웃하는 결정의 방위차가 15° 이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때의, 당해 결정립의 원상당 지름의 평균값으로 한다. 또한, 「원상당 지름(결정 입경)」이란, 대상이 되는 결정립과 면적이 동일한 원의 직경으로 한다.
본 발명에 있어서 「저각 입계 밀도」란, 어느 단면에 있어서의, 단위 면적당의 방위차 2° 이상 15° 미만의 입계의 총 길이로 한다. 또한, 「최대 저각 입계 밀도」란, 임의의 10㎛×10㎛의 시야에 있어서 측정한 저각 입계 밀도를 취할 수 있는 최대값으로 한다.
전위 밀도가 높은 부분에서는, 전위끼리가 배열되어 안정 구조를 취하여, 저각 입계를 형성한다. 그러나, 전위가 안정 구조를 취했다고 해도 여전히 전위에 의한 응력장은 잔존하고 있기 때문에, 저각 입계가 다수 존재하는 부분, 즉 저각 입계 밀도가 높은 부분은 국소적으로 고응력이 되어, SSC의 기점이 되기 쉽다. 이 국소적인 고응력부는, 예를 들면, 경질상이나 개재물에 접하는 연질상의 계면이고, 매우 미소한 영역이기 때문에, 통상의 비커스 경도 시험이나, X선 회절에 의한 전위 밀도의 측정에서는 평가가 곤란하다. 후술하는 SEM/EBSD법에 의해 최대 저각 입계 밀도를 측정함으로써, 이 국소적인 고응력부를 평가할 수 있다.
[평균 결정 입경]
열연 강판의 판두께 중앙 및 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치, 그리고 전봉 강관의 두께 중앙 및 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 결정립의 평균 결정 입경이 9.0㎛ 초과인 경우, 강 조직이 충분히 미세하지 않기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 인성도 저하한다. 따라서, 열연 강판의 판두께 중앙 및 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치, 그리고 전봉 강관의 두께 중앙 및 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 결정립의 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하로 한다. 결정립의 당해 평균 결정 입경은, 바람직하게는 7.0㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 6.5㎛ 이하이다. 또한, 당해 평균 결정 입경이 작아지면 전위 밀도가 상승하고, 내SSC성이 저하하기 때문에, 평균 결정 입경은 3.0㎛ 이상이 바람직하고, 4.0㎛ 이상이 보다 바람직하다.
[전위 밀도]
열연 강판의 판두께 중앙에 있어서의 전위 밀도가 1.0×1014m－2 미만 및, 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도가 2.0×1014m－2 미만인 경우, 전위 강화가 불충분하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 열연 강판의 판두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는 1.0×1014m－2 이상으로 한다. 열연 강판의 판두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 바람직하게는 2.0×1014m－2 이상이고, 보다 바람직하게는 3.0×1014m－2 이상이다. 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 2.0×1014m－2 이상으로 한다. 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 바람직하게는 2.5×1014m－2 이상이고, 보다 바람직하게는 4.0×1014m－2 이상이다.
한편, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도가 각각 1.0×1015m－2 초과인 경우, 판 표면 및 관 내면의 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도가 높아지고, 내SSC성이 저하한다. 또한, 인성도 저하한다. 따라서, 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 각각 1.0×1015m－2 이하로 한다. 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 바람직하게는 9.6×1014m－2 이하이고, 보다 바람직하게는 9.0×1014m－2 이하이고, 더욱 바람직하게는 8.5×1014m－2 이하이다.
열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도가 5.0×1014m－2 미만 및, 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도가 6.0×1014m－2 미만인 경우, 전위 강화가 불충분하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 5.0×1014m－2 이상으로 한다. 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 바람직하게는 5.5×1014m－2 이상이다. 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 6.0×1014m－2 이상으로 한다. 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 바람직하게는 6.5×1014m－2 이상이다.
한편, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도가 각각 1.0×1015m－2 초과인 경우, 판 표면 및 관 내면의 최대 저각 입계 밀도가 높아지고, 내SSC성이 저하한다. 또한, 인성도 저하한다. 따라서, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 각각 1.0×1015m－2 이하로 한다. 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 각각, 바람직하게는 9.0×1014m－2 이하이고, 보다 바람직하게는 8.8×1014m－2 이하이다.
[최대 저각 입계 밀도]
열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도가 1.4×106m－1 초과 및, 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도가 1.5×106m－1 초과인 경우, 판 표면 및 관 내면의 국소적인 응력이 높기 때문에, 내SSC성이 저하한다. 따라서, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도는, 1.4×106m－1 이하로 한다. 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도는, 바람직하게는 1.3×106m－1 이하이다. 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도가 1.5×106m－1 이하로 한다. 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도는, 바람직하게는 1.4×106m－1 이하이다.
또한, 상기의 최대 저각 입계 밀도의 하한은 특별히 규정하지 않는다. 펄라이트, 마르텐사이트 또는 오스테나이트가 존재하면, 최대 저각 입계 밀도가 상승한다. 이들 합계 체적률을 0％로 하는 것은 곤란하기 때문에, 열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도는, 0.080×106m－1 이상으로 하는 것이 바람직하다. 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 최대 저각 입계 밀도는, 0.10×106m－1 이상으로 하는 것이 바람직하다.
여기에서, 후술하는 실시예에 상세를 기재하는 바와 같이, 강 조직의 평균 결정 입경 측정, 전위 밀도 측정, 최대 저각 입계 밀도 측정은, 다음의 방법으로 행할 수 있다.
평균 결정 입경의 측정은, 다음과 같이 행한다. 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면을 경면 연마하고, SEM/EBSD법을 이용하여, 열연 강판의 판두께 중앙 및 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치, 그리고 전봉 강관의 두께 중앙 및 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의, 결정 입경 분포의 히스토그램(가로축: 결정 입경, 세로축: 각 결정 입경에서의 존재 비율로 한 그래프)을 각각 산출하고, 결정 입경의 산술 평균으로서 각각 구한다. 측정 조건은, 가속 전압: 15㎸, 측정 영역: 100㎛×100㎛, 측정 스텝 사이즈(측정 분해능): 0.5㎛로 하고, 5시야 이상의 측정값을 평균한다. 또한, 결정 입경의 해석에서는, 결정 입경이 2.0㎛ 미만인 것은 측정 노이즈로서 해석 대상으로부터 제외한다.
열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 다음과 같이 구한다. 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면을 경면 연마한 후, 연마면을 100㎛ 전해 연마하여 표면 가공층을 제거하고, 회절면이 판두께(또는 두께) 중앙부가 되도록 시험편을 제작한다. 제작한 시험편을 이용하여 X선 회절을 행하고, 그 결과로부터 modified Williamson-Hall법 및 modifiedWarren-Averbach법(참고문헌 1, 2)을 이용하여 구할 수 있다. 버거스벡터(Burgers vector) b는, bcc철의 슬라이딩 방향인 <111>의 원자 간 거리로서, 0.248×10－9m을 이용할 수 있다.
[참고문헌 1] T. Ungar and A. Borbely: Appl.Phys.Lett., 69(1996), 3173.
[참고문헌 2] M. Kumagai, M. Imafuku, S. Ohya: ISIJ International, 54 (2014), 206.
열연 강판의 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 다음과 같이 구한다. 열연 강판의 판 표면 및 전봉 강관의 관 내면을 경면 연마한 후, 연마면을 50㎛ 전해 연마하여 표면 가공층을 제거하고, 전술의 판두께(또는 두께) 중앙에서의 방법과 마찬가지로 하여 X선 회절을 행하고, 전위 밀도를 구한다.
최대 저각 입계 밀도는, 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면을 경면 연마하고, SEM/EBSD법을 이용하여 구한다. 열연 강판의 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서, 측정 범위를 10㎛×10㎛로 하여 각각 20시야 이상을 측정한다. 각 시야에 대해서, 방위차 2° 이상 15° 미만의 입계의 총 길이를 각각 산출하고, 각 시야에 있어서의 저각 입계 밀도를 각각 구한다. 본 발명에서는, 각 측정 위치에 있어서 구한 저각 입계 밀도의 최대값을, 최대 저각 입계 밀도로 한다.
이어서, 상기한 특성 및 강 조직 등을 확보하는 관점에서, 본 발명의 고강도 전봉 강관 및 그의 소재가 되는 고강도 열연 강판에 있어서의 성분 조성의 바람직한 범위와 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 본 명세서에 있어서, 특별히 언급이 없는 한, 강의 성분 조성을 나타내는 「％」는 질량％이다.
C: 0.020％ 이상 0.15％ 이하
C는 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 본 발명에서 목적으로 하는 강도를 확보하기 위해서는, 0.020％ 이상의 C를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, C 함유량이 0.15％를 초과하면, 퀀칭성(hardenability)이 높아져 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, C 함유량은 0.15％ 이하가 바람직하다. C 함유량은, 보다 바람직하게는 0.025％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.12％ 이하이다. C 함유량은, 보다 바람직하게는 0.030％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하이다.
Si: 1.0％ 이하
Si는 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.02％ 이상의 Si를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Si 함유량이 1.0％를 초과하면, 연성 및 인성이 저하한다. 이 때문에, Si 함유량은 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.70％ 이하이다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이다.
Mn: 0.30％ 이상 2.0％ 이하
Mn은 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 또한, Mn은 변태 개시 온도를 저하시킴으로써 조직의 미세화에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 목적으로 하는 강도 및 강 조직을 확보하기 위해서는, 0.30％ 이상의 Mn을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Mn 함유량이 2.0％를 초과하면, 퀀칭성이 높아져 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, Mn 함유량은 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.40％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.9％ 이하이다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.8％ 이하이다.
P: 0.050％ 이하
P는, 입계에 편석되어 재료의 불균질을 초래하기 때문에, 불가피적 불순물로서 가능한 한 저감하는 것이 바람직하고, P 함유량은 0.050％ 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. P 함유량은, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이하이다. 또한, 특별히 P의 하한은 규정하지 않지만, 과도한 저감은 제련 비용의 상승을 초래하기 때문에, P는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.020％ 이하
S는, 강 중에서는 통상, MnS로서 존재하지만, MnS는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되어, 연성 및 인성에 악영향을 미친다. 이 때문에, 본 발명에서는 S를 가능한 한 저감하는 것이 바람직하고, S 함유량은 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. S 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 또한, 특히 S의 하한은 규정하지 않지만, 과도한 저감은 제련 비용의 상승을 초래하기 때문에, S는 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005％ 이상 0.10％ 이하
Al은, 강력한 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상의 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Al 함유량이 0.10％를 초과하면 용접성이 악화됨과 함께, 알루미나계 개재물이 많아져, 표면 성상이 악화된다. 또한 인성도 저하한다. 이 때문에, Al 함유량은 0.005％ 이상 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.080％ 이하이다. Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.015％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.070％ 이하이다.
N: 0.010％ 이하
N은, 불가피적 불순물이고, 전위의 운동을 강고하게 고착함으로써 연성 및 인성을 저하시키는 작용을 갖는 원소이다. 본 발명에서는, N은 불순물로서 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, N의 함유량은 0.010％까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N 함유량은 0.010％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0080％ 이하이다. 과도한 저감은 제련 비용의 상승을 초래하기 때문에, N 함유량은, 바람직하게는 0.0010％ 이상이다.
Nb: 0.15％ 이하
Nb는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여한다. 또한 Nb는, 열간 압연 중의 오스테나이트의 조대화(coarsening)를 억제함으로써 조직의 미세화에도 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻으려면, 0.002％ 이상의 Nb를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb 함유량이 0.15％를 초과하면 연성 및 인성이 저하한다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.13％ 이하이다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하이다.
V: 0.15％ 이하
V는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해서는, 0.002％ 이상의 V를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, V 함유량이 0.15％를 초과하면 연성 및 인성이 저하한다. 이 때문에, V 함유량은 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.13％ 이하이다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하이다. V 함유량은, 더 한층 바람직하게는 0.090％ 이하이다.
Ti: 0.15％ 이하
Ti는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이고, 또한, N과의 친화성이 높기 때문에 강 중의 고용 N의 저감에도 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해서는, 0.002％ 이상의 Ti를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Ti 함유량이 0.15％를 초과하면 연성 및 인성이 저하한다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.13％ 이하이다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하이다. Ti 함유량은, 더 한층 바람직하게는 0.070％ 이하이다.
상기의 성분에 더하여, 추가로, 하기의 원소를 함유할 수 있다. 또한, 하기의 원소(Cr, Mo, Cu, Ni, Ca 및 B)의 각 성분은, 필요에 따라서 함유할 수 있기 때문에, 이들 성분은 0％라도 좋다.
Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Ca: 0.010％ 이하 및, B: 0.010％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상
Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하
Cu, Ni, Cr, Mo는, 강의 퀀칭성을 높이고, 강의 강도를 상승시키는 원소로서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, Cu, Ni, Cr, Mo를 함유하는 경우에는, 각각 Cu: 0.01％ 이상, Ni: 0.01％ 이상, Cr: 0.01％ 이상, Mo: 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu, Ni, Cr, Mo의 과도한 함유는, 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트의 과잉의 생성을 초래할 우려가 있다. 따라서, Cu, Ni, Cr, Mo를 함유하는 경우에는, 각각 Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이 때문에, Cu, Ni, Cr, Mo를 함유하는 경우에는, 각각 Cu: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.0％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cu: 0.05％ 이상, Cu: 0.70％ 이하이고, Ni: 0.05％ 이상, Ni: 0.70％ 이하이고, Cr: 0.05％ 이상, Cr: 0.70％ 이하이고, Mo: 0.05％ 이상, Mo: 0.70％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Cu: 0.10％ 이상, Cu: 0.50％ 이하이고, Ni: 0.10％ 이상, Ni: 0.50％ 이하이고, Cr: 0.10％ 이상, Cr: 0.50％ 이하이고, Mo: 0.10％ 이상, Mo: 0.50％ 이하이다.
Ca: 0.010％ 이하
Ca는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되는 MnS 등의 황화물을 구상화(spheroidize)함으로써 강의 인성 향상에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, Ca를 함유하는 경우는, 0.0005％ 이상의 Ca를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, Ca 함유량이 0.010％를 초과하면 강 중에 Ca 산화물 클러스터가 형성되어, 인성이 악화된다. 이 때문에, Ca를 함유하는 경우는, Ca 함유량은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0008％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.008％ 이하이다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.
B: 0.010％ 이하
B는, 변태 개시 온도를 저하시킴으로써 조직의 미세화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, B를 함유하는 경우는, 0.0003％ 이상의 B를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, B 함유량이 0.010％를 초과하면 연성 및 인성이 악화된다. 이 때문에, B를 함유하는 경우는, B 함유량은 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0030％ 이하이다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0008％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 불가피적 불순물로서, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 범위에 있어서는, O(산소)를 0.0050％ 이하 함유하는 것을 허용할 수 있다.
상기의 성분이 본 발명에 있어서의 고강도 열연 강판 및 고강도 전봉 강관의 모재부의 기본의 성분 조성이다. 이 기본의 성분 조성에서 본 발명에서 목적으로 하는 특성이 얻어진다.
본 발명에서는, 추가로, 퀀칭성을 낮게 하기 위해, (1)식으로 나타나는 탄소 당량(Ceq)은 0.45％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ceq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15···(1)
여기에서, (1)식에 있어서의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는, 각 원소의 함유량(질량％)으로서, 함유하지 않는 원소는 함유량을 제로로 한다.
탄소 당량이 0.45％ 초과인 경우, 퀀칭성이 높아지고, 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성된다. 탄소 당량은, 바람직하게는 0.45％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.28％ 이하로 한다. 탄소 당량의 하한은 특별히 규정하지 않는다. 베이나이트 분율을 높이는 관점에서는, 탄소 당량은 0.20％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 탄소 당량은, 보다 바람직하게는 0.22％ 이상으로 한다.
이어서, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 고강도 열연 강판 및 고강도 전봉 강관의 제조 방법을 설명한다.
본 발명의 고강도 열연 강판은, 예를 들면, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 조압연 종료 온도: 900℃ 이상 1100℃ 이하, 마무리 압연 개시 온도: 800℃ 이상 950℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하, 또한, 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율: 60％ 이상인 열간 압연을 실시한다(열간 압연 공정). 이어서, 제1 냉각 공정에서는, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 550℃ 이상 650℃ 이하이고, 판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 450℃ 이하인 냉각을 실시한다. 당해 제1 냉각 공정 종료에서 후속하는 제2 냉각 공정 개시까지의 시간은 5s 이상 20s 이하로 한다. 이어서, 제2 냉각 공정에서는, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상 30℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 600℃ 이하이고, 판 표면의 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 350℃ 이하인 냉각을 실시한다. 그 후, 코일 형상으로 권취하여 열연 강판으로 함으로써 제조할 수 있다.
또한, 본 발명의 고강도 전봉 강관은, 제조된 고강도 열연 강판을, 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양단부를 맞대어 전봉 용접하여 전봉 강관으로 함으로써 제조할 수 있다.
또한, 이하의 제조 방법의 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한, 강 소재나 강판(열연판)의 표면 온도로 한다. 이들 표면 온도는, 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또한, 강판 판두께 중심의 온도는, 강판 단면 내의 온도 분포를 전열 해석에 의해 계산하고, 그 결과를 강판의 표면 온도에 의해 보정함으로써 구할 수 있다. 또한, 「열연 강판」에는, 열연판, 열연 강대도 포함하는 것으로 한다.
우선, 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브(steel slab))의 용제 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 용제 방법의 모두가 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 연속 주조법 등의 주조 방법에 의해, 소망하는 치수의 강 소재로 제조된다. 또한, 연속 주조법을 대신하여, 조괴-분괴 압연법(ingot casting-slabbing process)을 적용해도 하등 문제는 없다. 용강에는, 추가로, 레이들 정련(ladle refining) 등의 2차 정련을 실시해도 좋다.
이어서, 얻어진 강 소재(강 슬래브)를, 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열하고, 이어서 가열된 강 소재에 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하고(열간 압연 공정), 이어서 열연판에 냉각을 실시하고(제1 냉각 공정 및 제2 냉각 공정), 이어서 냉각된 열연판을 코일 형상으로 권취하여(권취 공정), 열연 강판으로 한다.
가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하
가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 피압연재의 변형 저항이 커져 압연이 곤란해진다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하고, 후의 압연(조압연, 마무리 압연)에 있어서 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않고, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도는, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한다. 당해 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1120℃ 이상 1280℃ 이하이다.
또한, 본 발명에서는, 강 슬래브(슬래브)를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편(溫片)인 채로 가열로(heating furnace)에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 행한 후에 곧바로 압연하는, 이들 직송 압연의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.
조압연 종료 온도: 900℃ 이상 1100℃ 이하
조압연 종료 온도가 900℃ 미만인 경우, 후의 마무리 압연 중에 강판 표면 온도가 페라이트 변태 개시 온도 이하가 되어, 다량의 가공 페라이트가 생성되고, 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도가 상승한다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 조압연 종료 온도가 1100℃를 초과하면, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하량이 부족하여, 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않는다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해져, 항복 강도가 저하한다. 이 때문에, 조압연 종료 온도는 900℃ 이상 1100℃ 이하로 한다. 조압연 종료 온도는, 보다 바람직하게는 920℃ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1050℃ 이하이다.
마무리 압연 개시 온도: 800℃ 이상 950℃ 이하
마무리 압연 개시 온도가 800℃ 미만인 경우, 마무리 압연 중에 강판 표면 온도가 페라이트 변태 개시 온도 이하가 되어, 다량의 가공 페라이트가 생성되고, 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도가 상승한다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 마무리 압연 개시 온도가 950℃를 초과하면, 오스테나이트가 조대화하고, 또한 오스테나이트 중에 충분한 변형대가 도입되지 않기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 얻는 것이 곤란해져, 항복 강도가 저하한다. 이 때문에, 마무리 압연 개시 온도는 800℃ 이상 950℃ 이하로 한다. 마무리 압연 개시 온도는, 보다 바람직하게는 820℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 930℃ 이하이다.
마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하
마무리 압연 종료 온도가 750℃ 미만인 경우, 마무리 압연 중에 강판 표면 온도가 페라이트 변태 개시 온도 이하가 되어, 다량의 가공 페라이트가 생성되고, 전위 밀도 및/또는 최대 저각 입계 밀도가 상승한다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도를 확보하는 것이 곤란해진다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 850℃를 초과하면, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하량이 부족하여, 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않는다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해져, 항복 강도가 저하한다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 750℃ 이상 850℃ 이하로 한다. 마무리 압연 종료 온도는, 보다 바람직하게는 770℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 830℃ 이하이다.
마무리 압연에 있어서의 합계 압하율: 60％ 이상
본 발명에서는, 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 중의 서브그레인(subgrains)을 미세화함으로써, 계속되는 냉각 공정, 권취 공정에서 생성하는 페라이트, 베이나이트 및 잔부의 조직을 미세화하고, 본 발명에서 목적으로 하는 항복 강도를 갖는 강 조직을 얻는다. 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 중의 서브그레인을 미세화하기 위해서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하율을 높게 하여, 충분한 가공 변형을 도입할 필요가 있다. 이를 달성하기 위해, 본 발명에서는, 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율을 60％ 이상으로 했다.
마무리 압연에 있어서의 합계 압하율이 60％ 미만인 경우, 열간 압연 공정에 있어서 충분한 가공 변형을 도입할 수 없기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않는다. 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율은, 보다 바람직하게는 65％ 이상이다. 당해 합계 압하율의 상한은 특별히 규정하지 않는다. 당해 합계 압하율이 80％를 초과하면, 압하율의 상승에 대한 인성 향상의 효과가 작아져, 설비 부하가 증대할 뿐이다. 이 때문에, 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율은 80％ 이하가 바람직하다. 당해 합계 압하율은, 보다 바람직하게는 75％ 이하이다.
상기한 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율이란, 마무리 압연에 있어서의 각 압연 패스의 압하율의 합계를 가리킨다.
본 발명에서는, 마무리 판두께의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 필요한 압하율의 확보나 강판 온도 관리의 관점에서, 마무리 판두께(마무리 압연 후의 강판의 판두께)는 15㎜ 이상 40㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
열간 압연 공정 후, 열연판에 2단계의 냉각 공정을 실시한다.
전술한 바와 같이, 냉각 공정의 가속 냉각을 2단계로 하고, 당해 냉각 공정에서의 강판 표면 및 강판 내부에 있어서의 온도, 냉각 속도, 그리고 각 냉각 공정 간의 시간을 적절히 제어한다. 이에 따라, 강판 표면에 있어서 국소적으로 저각 입계 밀도가 높은 부분이 생기기 어려워지기 때문에, 본 발명에서는 특히 중요하다.
제1 냉각 공정에서는, 열연판에, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 550℃ 이상 650℃ 이하이고, 판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 450℃ 이하인 냉각을 실시한다.
제1 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하
열연판의 판두께 중심 온도에서, 제1 냉각 공정 개시에서 후술하는 제1 냉각 공정의 냉각 정지 온도까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 페라이트 분율이 상승하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 베이나이트 분율을 갖는 강 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 핵 생성 빈도가 감소하여, 이들이 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않는다. 한편으로, 열연판의 판두께 중심 온도에서, 당해 평균 냉각 속도가 60℃/s를 초과하면, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 판두께 중심의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 18℃/s 이상이다. 판두께 중심의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 55℃/s 이하이고, 보다 바람직하게는 50℃/s 이하이다.
또한, 본 발명에서는, 제1 냉각 공정 전의 강판 표면에 있어서의 페라이트 생성 억제의 관점에서, 마무리 압연 종료 후 곧바로 제1 냉각 공정을 개시하는 것이 바람직하다.
제1 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도: 550℃ 이상 650℃ 이하
열연판의 판두께 중심 온도에서, 냉각 정지 온도가 550℃ 미만에서는, 강판 표면의 냉각 정지 온도가 낮아져, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 한편으로, 열연판의 판두께 중심 온도에서, 냉각 정지 온도가 650℃를 초과하면, 강판 표면의 냉각 정지 온도가 높아지고, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 분율이 상승하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 베이나이트 분율을 갖는 강 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 핵 생성 빈도가 감소하여, 이들이 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 판두께 중심의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 560℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 580℃ 이상이다. 판두께 중심의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 630℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 620℃ 이하이다.
제1 냉각 공정에 있어서의 판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 450℃ 이하
열연판의 표면 온도에서, 냉각 정지 온도가 250℃ 미만에서는, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 한편으로, 열연판의 표면 온도에서, 냉각 정지 온도가 450℃를 초과하면, 판두께 중앙의 냉각 정지 온도가 높아지고, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 분율이 상승하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 베이나이트 분율을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 또한, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 또는 베이나이트의 핵 생성 빈도가 감소하여, 이들이 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 판 표면의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 280℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 290℃ 이상이다. 판 표면의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 420℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 410℃ 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서, 평균 냉각 속도는, 특별히 언급하지 않는 한, ((냉각 전의 열연판의 판두께 중심 온도－냉각 후의 열연판의 판두께 중심 온도)/냉각 시간)으로 구해지는 값(냉각 속도)으로 한다. 냉각 방법은, 노즐로부터의 물의 분사 등의 수냉이나, 냉각 가스의 분사에 의한 냉각 등을 들 수 있다. 본 발명에서는, 열연판의 양면이 동일 조건으로 냉각되도록, 열연판 양면에 냉각 조작(처리)을 실시하는 것이 바람직하다.
제1 냉각 공정 종료 후에, 열연판을 5s 이상 20s 이하에서 방냉하고, 그 후, 제2 냉각 공정을 실시한다. 제2 냉각 공정에서는, 열연판에, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상 30℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 600℃ 이하이고, 판 표면의 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 350℃ 이하인 냉각을 실시한다.
제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 시간: 5s 이상 20s 이하
제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 사이에 방냉 시간을 형성함으로써, 제1 냉각 공정에 있어서 생성한 페라이트 또는 베이나이트의 템퍼링을 행하여, 전위 밀도를 저감시킨다.
제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 시간이 5s 미만이면, 페라이트 또는 베이나이트의 템퍼링이 불충분해져, 판 표면의 전위 밀도가 상승하고, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 시간이 20s를 초과하면, 판두께 중앙의 페라이트 또는 베이나이트가 조대화하기 때문에, 항복 강도가 저하한다. 제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 시간은, 바람직하게는 10s 이상이고, 바람직하게는 18s 이하이다.
제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 사이에 방냉 시간을 형성하는 방법으로서는, 예를 들면, 제1 냉각 장치와 제2 냉각 장치가 연속하여 배치된 설비에 있어서, 열연판의 반송 속도를 느리게 함으로써, 필요한 방냉 시간을 확보할 수 있다.
제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상 30℃/s 이하
열연판의 판두께 중심 온도에서, 제2 냉각 공정 개시에서 후술하는 제2 냉각 공정의 냉각 정지 온도까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 5℃/s 미만에서는, 페라이트 또는 베이나이트가 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 한편으로, 열연판의 판두께 중심 온도에서, 당해 평균 냉각 속도가 30℃/s를 초과하면, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승한다. 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 판두께 중심의 당해 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 8℃/s 이상이고, 보다 바람직하게는 9℃/s 이상이다. 판두께 중심의 당해 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 25℃/s 이하이고, 보다 바람직하게는 15℃/s 이하이다.
제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 600℃ 이하
열연판의 판두께 중심 온도에서, 냉각 정지 온도가 450℃ 미만에서는, 강판 표면의 냉각 정지 온도가 낮아져, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 한편으로, 열연판의 판두께 중심 온도에서, 냉각 정지 온도가 600℃를 초과하면, 강판 표면의 냉각 정지 온도가 높아지고, 페라이트 또는 베이나이트가 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 판두께 중심의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 480℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 490℃ 이상이다. 판두께 중심의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 570℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 560℃ 이하이다.
제2 냉각 공정에 있어서의 판 표면의 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 350℃ 이하
열연판의 표면 온도에서, 냉각 정지 온도가 150℃ 미만에서는, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 한편으로, 열연판의 표면 온도에서, 냉각 정지 온도가 350℃를 초과하면, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 또는 베이나이트가 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 판 표면의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 180℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 200℃ 이상이다. 판 표면의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 320℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 300℃ 이하이다.
제2 냉각 공정 후에, 열연판을 권취하고, 그 후 방냉하는 권취 공정을 실시한다.
권취 공정에서는, 강판 조직의 관점에서, 판두께 중심 온도에서, 권취 온도: 400℃ 이상 600℃ 이하에서 권취하는 것이 바람직하다. 권취 온도가 400℃ 미만에서는, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 권취 온도가 600℃를 초과하면, 페라이트 또는 베이나이트가 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 권취 온도는, 보다 바람직하게는 430℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 580℃ 이하이다.
계속해서, 전봉 강관의 제조 방법에 대해서 설명한다.
전술의 권취 공정 후에, 얻어진 열연 강판에 조관 공정을 실시한다. 조관 공정에서는, 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상의 오픈관(라운드형 강관)으로 성형하고, 당해 원통 형상의 오픈관의 둘레 방향 양단부(맞댐부)를 맞대어 고주파 전기 저항 가열에 의해 용융시키면서, 스퀴즈 롤(squeeze rollers)에 의한 업셋(upset)으로 압접 접합하여 전봉 용접하여, 전봉 강관으로 한다. 이와 같이 제조되는 전봉 강관은, 모재부와 전봉 용접부를 갖는다. 그 후, 당해 전봉 강관에 대하여 사이징 공정을 실시한다. 사이징 공정에서는, 당해 전봉 강관에 대하여 상하 좌우로 배치된 롤을 이용하여 당해 전봉 강관을 축경하고, 외경 및 진원도를 소망하는 값으로 조정한다.
전봉 용접 시(전봉 용접 공정)의 업셋량은, 인성 저하의 원인이 되는 산화물이나 질화물 등의 개재물을 용강과 함께 배출할 수 있도록, 열연 강판의 판두께의 20％ 이상으로 한다. 단, 업셋량이 판두께의 100％ 초과인 경우, 스퀴즈 롤의 부하가 커진다. 또한, 전봉 강관의 가공 변형이 증대하기 때문에, 관 내면의 전위 밀도가 상승하고, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그 결과, 내SSC성이 저하한다. 그 때문에, 업셋량은, 판두께의 20％ 이상 100％ 이하로 한다. 당해 업셋량은, 바람직하게는, 40％ 이상이고, 바람직하게는 80％ 이하이다.
상기의 업셋량은, ((전봉 용접 직전의 오픈관의 둘레 길이)－(전봉 용접 직후의 전봉 강관의 둘레 길이))/(판두께)×100(％)로서 구할 수 있다.
전봉 용접 후의 사이징 공정은, 외경 정밀도 및 진원도를 향상시키기 위해, 실시한다. 외경 정밀도 및 진원도를 향상시키려면, 강관 둘레 길이가 합계로 0.5％ 이상의 비율로 감소하도록 강관을 축경한다. 단, 강관 둘레 길이가 합계로 4.0％ 초과인 비율로 감소하도록 축경한 경우, 롤 통과 시의 관 축방향의 굽힘량이 커져, 잔류 응력이 상승하고, 관 내면의 전위 밀도가 상승하고, 최대 저각 입계 밀도가 상승하고, 그들의 결과, 내SSC성이 저하한다. 이 때문에, 강관 둘레 길이가 0.5％ 이상 4.0％ 이하의 비율로 감소하도록 축경한다. 당해 강관 둘레 길이는, 바람직하게는 1.0％ 이상이고, 바람직하게는 3.0％ 이하이다.
또한, 전봉 용접 후의 사이징 공정에서는, 롤 통과 시의 관 축방향의 굽힘량을 최대한 작게 하여, 관 축방향의 잔류 응력의 발생을 억제하기 위해, 복수 스탠드에 의한 다단계의 축경을 행하는 것이 바람직하다. 각 스탠드에 있어서의 축경은, 관 둘레 길이가 1.0％ 이하의 비율로 감소하도록 행하는 것이 바람직하다.
여기에서, 강관이 전봉 강관일지 아닌지는, 전봉 강관을 관 축방향과 수직으로 절단하여, 용접부(전봉 용접부)를 포함하는 절단면을 연마 후 부식하고, 광학 현미경으로 관찰함으로써 판단할 수 있다. 구체적으로는, 용접부(전봉 용접부)의 용융 응고부의 관 둘레 방향의 폭이, 관 전제 두께에 걸쳐 1.0㎛ 이상 1000㎛ 이하이면, 전봉 강관이다.
상기의 부식액은, 강 성분, 강관의 종류에 따라서 적절한 것을 선택하면 좋다.
도 1에는, 부식 후의 상기 단면의 일부(전봉 강관의 용접부 근방)를 개략적으로 나타낸다. 용융 응고부는, 도 1에 나타내는 바와 같이, 모재부(1) 및 열 영향부(2)와 상이한 조직 형태나 콘트라스트를 갖는 영역(용융 응고부(3))으로서 시인할 수 있다. 예를 들면, 탄소강 및 저합금강의 전봉 강관의 용융 응고부는, 나이탈로 부식한 상기 단면에 있어서, 광학 현미경으로 하얗게 관찰되는 영역으로서 특정할 수 있다. 또한, 탄소강 및 저합금강의 UOE 강관의 용융 응고부는, 나이탈로 부식한 상기 단면에 있어서, 광학 현미경으로 셀 형상(cell-like) 또는 덴드라이트 형상의 응고 조직을 함유하는 영역으로서 특정할 수 있다.
이상으로 설명한 제조 방법에 의해, 본 발명의 고강도 열연 강판 및 고강도 전봉 강관이 제조된다. 본 발명의 고강도 열연 강판은 판두께가 15㎜ 이상의 후육이라도, 또한 본 발명의 고강도 전봉 강관은, 모재부의 두께가 15㎜ 이상의 후육이라도, 우수한 내SSC성을 발휘한다. 또한, 높은 항복 강도도 겸비한다.
(실시예)
이하, 실시예에 기초하여, 본 발명을 추가로 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 용강을 용제하여, 슬래브(강 소재)로 했다. 얻어진 슬래브를 표 2에 나타내는 조건의 열간 압연 공정, 제1 및 제2 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여, 표 2에 나타내는 마무리 판두께(㎜)의 열연 강판으로 했다.
권취 공정 후, 얻어진 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상의 오픈관(라운드형 강관)으로 성형하고, 오픈관의 맞댐부분을 전봉 용접하여 강관 소재로 했다(조관 공정). 그 후, 강관 소재를 당해 강관 소재의 상하 좌우로 배치한 롤에 의해 축경하고(사이징 공정), 표 4에 나타내는 외경(㎜) 및 두께(㎜)의 전봉 강관을 얻었다.
얻어진 열연 강판 및 전봉 강관으로부터 각종 시험편을 채취하고, 이하에 나타내는 방법으로, 평균 결정 입경의 측정, 전위 밀도의 측정, 최대 저각 입계 밀도의 측정, 조직 관찰, 인장 시험, 4점 굽힘 부식 시험을 실시했다. 여기에서는, 각종의 시험편은, 열연 강판에 있어서는 폭 방향 중앙으로부터 채취하고, 전봉 강관에 있어서는 전봉 용접부를 0°로 했을 때 당해 전봉 용접부로부터 관 둘레 방향으로 90° 떨어진 모재부로부터 채취했다.
〔평균 결정 입경의 측정〕
측정용의 시험편은, 측정면이 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 측정면이 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면이 되도록 열연 강판 및 전봉 강관으로부터 각각 채취하고, 경면 연마하여 제작했다. 평균 결정 입경은, SEM/EBSD법을 이용하여 측정했다. 결정 입경은, 인접하는 결정립의 사이의 방위차를 구하고, 방위차가 15° 이상인 경계를 결정 입계로서 측정했다. 얻어진 결정 입계로부터 결정 입경(원상당 지름)의 산술 평균을 구하고, 평균 결정 입경으로 했다. 측정 조건은, 가속 전압이 15㎸, 측정 영역이 100㎛×100㎛, 측정 스텝 사이즈가 0.5㎛로 했다.
또한, 결정 입경 해석에 있어서는, 결정 입경이 2.0㎛ 미만인 것은 측정 노이즈로서 해석 대상으로부터 제외하고, 얻어진 면적률이 체적률과 동일하다고 했다.
또한, 측정 위치는, 열연 강판의 판두께 중앙 및 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치, 그리고 전봉 강관의 두께 중앙 및 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치로 하고, 각 위치에 있어서 결정 입경 분포의 히스토그램(가로축: 결정 입경, 세로축: 각 결정 입경에서의 존재 비율로 한 그래프)을 각각 산출하고, 결정 입경의 산술 평균으로서 평균 결정 입경을 각각 구했다.
〔전위 밀도 측정〕
열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 다음과 같이 측정했다. 전위 밀도용의 시험편은, 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면을 경면 연마한 후, 연마면을 100㎛ 전해 연마하여 표면 가공층을 제거하고, 회절면이 판두께(또는 두께) 중앙부가 되도록 제작했다. 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙에 있어서의 전위 밀도는, 시험편을 이용하여 X선 회절을 행하고, 그 결과로부터 modified Williamson-Hall법 및 modified Warren-Averbach법(참고문헌 1, 2를 참조)을 이용하여 구했다.
열연 강판의 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 전위 밀도는, 다음과 같이 측정했다. 전위 밀도용의 시험편은, 열연 강판의 판 표면 및 전봉 강관의 관 내면이 측정면이 되도록 채취하고, 경면 연마한 후, 연마면을 50㎛ 전해 연마하여 표면 가공층을 제거하고, 회절면이 상기의 판 표면 및 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치가 되도록 제작했다. 전위 밀도는, 판두께(또는 두께) 중앙의 경우와 마찬가지로, X선 회절을 행하고, 그 결과로부터 구했다.
〔최대 저각 입계 밀도의 측정〕
측정용의 시험편은, 측정면이 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면이 되도록, 열연 강판 및 전봉 강관으로부터 각각 채취하고, 경면 연마하여 제작했다. 최대 저각 입계 밀도는, SEM/EBSD법을 이용하여 구했다.
열연 강판의 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서, 측정 범위를 10㎛×10㎛로 하여 각각 20시야 이상을 측정했다. 각 시야에 대해서, 방위차 2° 이상 15° 미만의 입계의 총 길이를 각각 산출하고, 각 시야에 있어서의 저각 입계 밀도를 각각 구했다. 여기에서는, 각 측정 위치에 있어서 구한 저각 입계 밀도의 최대값을, 최대 저각 입계 밀도로 했다.
〔조직 관찰〕
조직 관찰용의 시험편은, 관찰면이 열연 강판의 압연 방향 및 판두께 방향의 양쪽에 평행한 단면, 그리고 전봉 강관의 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면이 되도록, 열연 강판 및 전봉 강관으로부터 각각 채취하고, 경면 연마한 후, 나이탈로 부식하여 제작했다. 조직 관찰은, 광학 현미경(배율: 1000배) 또는 주사형 전자현미경(SEM, 배율: 1000배)을 이용하여, 열연 강판의 판두께 중앙 및 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치, 그리고 전봉 강관의 두께 중앙 및 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 조직을 관찰하고, 촬상했다. 얻어진 광학 현미경상 및 SEM상으로부터, 베이나이트 및 잔부(페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트)의 면적률을 구했다. 각 조직의 면적률은, 5시야 이상에서 관찰을 행하고, 각 시야에서 얻어진 값의 평균값으로서 산출했다. 여기에서는, 조직 관찰에 의해 얻어진 면적률을, 각 조직의 체적률로 했다.
여기에서, 페라이트는 확산 변태에 의한 생성물이고, 전위 밀도가 낮고 거의 회복한 조직을 나타낸다. 폴리고널 페라이트 및 의폴리고널 페라이트가 이에 포함된다.
베이나이트는 전위 밀도가 높은 라스 형상의 페라이트와 시멘타이트의 복상 조직이다.
펄라이트는, 철과 철 탄화물의 공석 조직(페라이트＋시멘타이트)이고, 선상의 페라이트와 시멘타이트가 번갈아 나열된 라멜라 형상의 조직을 나타낸다.
마르텐사이트는, 전위 밀도가 매우 높은 라스 형상의 저온 변태 조직이다. SEM상에서는, 페라이트나 베이나이트와 비교하여 밝은 콘트라스트를 나타낸다.
또한, 광학 현미경상 및 SEM상에서는 마르텐사이트와 오스테나이트의 식별이 어렵다. 이 때문에, 얻어진 SEM상으로부터 마르텐사이트 혹은 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하고, 그 다음에 후술하는 방법으로 측정한 오스테나이트의 체적률을 차인한 값을 마르텐사이트의 체적률로 했다.
오스테나이트의 체적률의 측정은, X선 회절에 의해 행했다. 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙의 측정용의 시험편은, 회절면이 열연 강판의 판두께 중앙 및 전봉 강관의 두께 중앙이 되도록 각각 연삭한 후, 화학 연마를 하고 표면 가공층을 제거하여 제작했다. 또한, 열연 강판의 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치 및 전봉 강관의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치의 측정용의 시험편은, 회절면이 열연 강판의 표면 및 전봉 강관의 관 내면이 되도록 각각 경면 연마한 후, 연마면을 화학 연마하여 표면 가공층을 제거하여 제작했다. 측정에는 Mo의 Kα선을 사용하고, fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc철의 (200), (211)면의 적분 강도로부터 오스테나이트의 체적률을 구했다.
〔인장 시험〕
시험편은, 열연 강판에 있어서는 인장 방향이 압연 방향과 평행해지도록, 전봉 강관에 있어서는 인장 방향이 관 축방향과 평행해지도록, JIS5호의 인장 시험편을 채취했다. 인장 시험은, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 실시하고, 항복 강도(㎫)를 측정했다. 단, 항복 강도는, 공칭 변형 0.5％에 있어서의 유동 응력으로 했다.
〔4점 굽힘 부식 시험〕
5㎜ 굽힘×15㎜ 폭×115㎜ 길이의 4점 굽힘 부식 시험편을, 열연 강판 및 전봉 강관으로부터 채취했다. 열연 강판에 있어서는, 당해 부식 시험편의 폭 방향이 열연 강판의 압연 방향 및 두께 방향에 대하여 수직이 되도록, 또한 당해 부식 시험편의 길이 방향이 열연 강판의 압연 방향에 대하여 평행해지도록 채취했다. 전봉 강관에 있어서는, 당해 부식 시험편의 폭 방향이 전봉 강관의 관 둘레 방향에 대하여 평행해지도록, 또한 당해 부식 시험편의 길이 방향이 전봉 강관의 관 축방향에 대하여 평행해지도록 채취했다.
굽힘 외측면 즉 부식면은, 표층의 상태를 그대로 남겨 채취했다. EFC16 규격에 준거하여, 채취한 시험편의 부식면에, 상기의 인장 시험으로 얻어진 항복 강도의 90％의 인장 응력을 부하하고, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 이용하여, 황화 수소 분압: 1bar에서 4점 굽힘 부식 시험을 실시했다. 시험편을 720시간, 용액에 침지한 후에, 균열이 발생하고 있는지 아닌지를 확인했다. 또한, 시험 후편(試驗後片)의 폭 방향 1/3 위치 및 2/3 위치에 있어서, 관찰면이 두께 방향 및 길이 방향에 평행한 단면이 되도록 관찰용의 시험편을 채취했다. 얻어진 관찰용의 시험편을 경면 연마하여 광학 현미경 관찰하고, 인장 응력을 부하한 부분에 있어서 발생한 모든 공식의 깊이 및 폭을 측정하고, 공식의 최대 깊이 및 공식의 (깊이/폭)의 최대값을 구했다.
얻어진 결과를 표 3 및 4에 나타냈다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
표 3 및 표 4 중, No. 1, 4, 7, 11, 14, 18, 20∼24, 26, 28, 31의 열연 강판 및 No. 1, 4, 7, 11, 14, 18, 20, 22, 24, 26, 28, 31의 전봉 강관은 본 발명예였다. No. 2, 3, 5, 6, 8∼10, 12, 13, 15∼17, 19, 25, 27, 29, 30, 32, 33의 열연 강판 및 No. 2, 3, 5, 6, 8∼10, 12, 13, 15∼17, 19, 21, 23, 25, 27, 29, 30, 32, 33의 전봉 강관은 비교예였다.
본 발명예의 열연 강판은, 모두 판두께 중앙에 있어서의 강 조직은, 베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 1.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 판 표면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은, 베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 5.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 최대 저각 입계 밀도가 1.4×106m－1 이하이고, 판두께는 15㎜ 이상이었다.
본 발명예의 전봉 강관은, 모두 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은, 베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 2.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 모재부의 관 내면으로부터 깊이 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은, 베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 전위 밀도가 6.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고, 최대 저각 입계 밀도가 1.5×106m－1 이하이고, 두께는 15㎜ 이상이었다.
또한, 이들 본 발명예의 열연 강판 및 전봉 강관은, 어느 인장 시험에 있어서도 항복 강도가 400㎫ 이상이고, 4점 굽힘 부식 시험에 있어서도 균열이 발생하지 않고, 또한 발생한 공식의 깊이가 250㎛ 미만이고, 또한 (깊이/폭)가 3.0 미만이었다.
한편, 비교예의 No. 2의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 높았기 때문에, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 3의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 낮았기 때문에, 강판 표면 및 판두께 중앙에 있어서 페라이트 분율이 상승하여, 본 발명에서 목적으로 하는 베이나이트 분율을 갖는 조직이 얻어지지 않았다. 또한, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 및 베이나이트가 조대화하여, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 5의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도도 높아지고, 강판 표면 및 판두께 중앙에 있어서 페라이트 분율이 상승하여, 본 발명에서 목적으로 하는 베이나이트 분율을 갖는 조직이 얻어지지 않았다. 또한, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 및 베이나이트가 조대화하여, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 6의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 낮았기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도도 낮아지고, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 8의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정에 있어서의 판 표면의 냉각 정지 온도가 낮았기 때문에, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 9의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 시간이 길었기 때문에, 판두께 중앙의 페라이트 또는 베이나이트가 조대화했다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 10의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정 종료에서 제2 냉각 공정 개시까지의 시간이 짧았기 때문에, 판 표면의 전위 밀도가 상승하고, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 12의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 높았기 때문에, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 13의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 낮았기 때문에, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 및 베이나이트가 조대화하여, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 15의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도도 높아지고, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 및 베이나이트가 조대화했다. 이에 따라, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 16의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 낮았기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도도 낮아지고, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 17의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제2 냉각 공정에 있어서의 판 표면의 평균 냉각 속도가 낮았기 때문에, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 19의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정 및 제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 각각 높았기 때문에, 강판 표면에 있어서 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 21의 전봉 강관은, 전봉 용접 공정에 있어서의 업셋량이 컸기 때문에, 관 내면의 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 23의 전봉 강관은, 사이징 공정에 있어서의 축경률이 높았기 때문에, 관 내면의 전위 밀도 및 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 25의 열연 강판 및 전봉 강관은, 제1 냉각 공정 및 제2 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 낮았기 때문에, 강판 표면 및 판두께 중앙에 있어서 페라이트 분율이 상승하여, 본 발명에서 목적으로 하는 베이나이트 분율을 갖는 조직이 얻어지지 않았다. 또한, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 및 베이나이트가 조대화하여, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 27의 열연 강판 및 전봉 강관은, 열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도가 높았기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 29의 열연 강판 및 전봉 강관은, 열간 압연 공정에 있어서의 조압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 판 표면의 전위 밀도가 상승하고, 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 30의 열연 강판 및 전봉 강관은, 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연 개시 온도가 낮았기 때문에, 판 표면의 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 32의 열연 강판 및 전봉 강관은, 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 판 표면의 최대 저각 입계 밀도가 상승했다. 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No. 33의 열연 강판 및 전봉 강관은, 열간 압연 공정에 있어서의 마무리 압연의 합계 압하율이 낮았기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않았다. 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
1 : 모재부
2 : 용접 열 영향부
3 : 용융 응고부

Claims (6)

  1. 판두께 중앙에 있어서의 강 조직은,
    베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고,
    페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
    잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
    평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
    전위 밀도가 1.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
    판 표면으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은,
    베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고,
    페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
    잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
    평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
    전위 밀도가 5.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
    최대 저각 입계 밀도가 1.4×106m－1 이하이고,
    판두께가 15㎜ 이상인, 고강도 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    성분 조성은, 질량％로,
    C: 0.020％ 이상 0.15％ 이하,
    Si: 1.0％ 이하,
    Mn: 0.30％ 이상 2.0％ 이하,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.020％ 이하,
    Al: 0.005％ 이상 0.10％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    Nb: 0.15％ 이하,
    V: 0.15％ 이하 및,
    Ti: 0.15％ 이하를 포함하고,
    추가로, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Ca: 0.010％ 이하 및, B: 0.010％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는, 고강도 열연 강판.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 열연 강판의 제조 방법으로서,
    상기 성분 조성을 갖는 강 소재에, 열간 압연을 행하는 열간 압연 공정을 실시한 후에, 제1 냉각 공정 및 제2 냉각 공정을 실시하고, 그 후, 코일 형상으로 권취하는 공정을 실시함에 있어서,
    상기 열간 압연 공정에서는,
    가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후,
    조압연 종료 온도: 900℃ 이상 1100℃ 이하, 마무리 압연 개시 온도: 800℃ 이상 950℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하, 또한, 마무리 압연에 있어서의 합계 압하율: 60％ 이상인 열간 압연을 실시하고,
    이어서, 상기 제1 냉각 공정에서는,
    판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 550℃ 이상 650℃ 이하이고,
    판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 450℃ 이하인 냉각을 실시하고,
    상기 제1 냉각 공정 종료에서 상기 제2 냉각 공정 개시까지의 시간은 5s 이상 20s 이하이고,
    이어서, 상기 제2 냉각 공정에서는,
    판두께 중심의 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상 30℃/s 이하, 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 600℃ 이하이고,
    판 표면의 냉각 정지 온도: 150℃ 이상 350℃ 이하인 냉각을 실시하는,
    고강도 열연 강판의 제조 방법.
  4. 모재부와 전봉 용접부를 갖는 고강도 전봉 강관으로서,
    상기 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은,
    베이나이트의 체적률이 50％ 이상이고,
    페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
    잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
    평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
    전위 밀도가 2.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
    상기 모재부의 관 내면으로부터 깊이 방향으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은,
    베이나이트의 체적률이 70％ 이상이고,
    페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고,
    잔부가 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
    평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
    전위 밀도가 6.0×1014m－2 이상 1.0×1015m－2 이하이고,
    최대 저각 입계 밀도가 1.5×106m－1 이하이고,
    상기 모재부의 두께가 15㎜ 이상인, 고강도 전봉 강관.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 모재부의 성분 조성은, 질량％로,
    C: 0.020％ 이상 0.15％ 이하,
    Si: 1.0％ 이하,
    Mn: 0.30％ 이상 2.0％ 이하,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.020％ 이하,
    Al: 0.005％ 이상 0.10％ 이하,
    N: 0.010％ 이하,
    Nb: 0.15％ 이하,
    V: 0.15％ 이하 및,
    Ti: 0.15％ 이하를 포함하고,
    추가로, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 1.0％ 이하, Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Ca: 0.010％ 이하 및, B: 0.010％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하고,
    잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는, 고강도 전봉 강관.
  6. 제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 열연 강판을, 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양단부를 맞대어 전봉 용접하는, 고강도 전봉 강관의 제조 방법으로서,
    상기 전봉 용접 시의 업셋량은, 상기 고강도 열연 강판의 판두께의 20％ 이상 100％ 이하이고,
    상기 전봉 용접 후의 사이징 공정에서는, 강관 둘레 길이가 0.5％ 이상 4.0％ 이하의 비율로 감소하도록 축경(縮徑)하는, 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
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