KR100934405B1

KR100934405B1 - 고강도 후강판 및 그의 제조 방법, 및 고강도 강관

Info

Publication number: KR100934405B1
Application number: KR1020077018446A
Authority: KR
Inventors: 쥰지 시마무라; 시게루 엔도; 미츠히로 오가츠
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2005-03-31
Filing date: 2006-03-30
Publication date: 2009-12-29
Also published as: JP2006307334A; US8758528B2; KR20070094846A; EP1870484B1; EP1870484A4; EP1870484A1; US20090120541A1; CA2602728A1; CA2602728C; WO2006104261A1; JP4997805B2

Abstract

본 발명은, 내절단 균열성이 양호하며, 우수한 샤르피(Charpy) 흡수 에너지 및 DWTT 특성을 가짐과 함께 저(低)항복비를 나타내는, 인장 강도가 900MPa 이상의 고강도 후강판(厚鋼板)과, 그의 제조 방법 및, 그것을 이용한 고강도 강관을 제공한다. 그 해결 수단으로서, 질량 %로, C: 0.03∼0.12%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 1.5∼3%, Al: 0.01∼0.08%, Nb: 0.01∼0.08%, Ti: 0.005∼0.025%, N: 0.001∼0.01%, 또한, Cu: 0.01∼2%, Ni: 0.01∼3%, Cr: 0.01∼1%, Mo: 0.01∼1%, V: 0.01∼0.1% 의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, Ca, 0, S의 함유량이 하기 (1)식을 만족시키고, 미크로(micro) 조직이 페라이트+경질 제2상(相)이며, 페라이트가 면적 분율(area fraction)로 10∼50%이며, 제2상 중의 시멘타이트(cementite)의 평균 입경이 0.5㎛ 이하이며, 강 중에 존재하는 Nb 등의 탄화물에 포함되는 Nb 등이 강 중 함유량의 10% 이하이다.

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)

고강도 후강판, 고강도 강관

Description

고강도 후강판 및 그의 제조 방법, 및 고강도 강관{HIGH-STRENGTH STEEL PLATE AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF, AND HIGH-STRENGTH STEEL PIPE}

본 발명은, 천연 가스나 원유의 수송용으로서 이용되는 고강도 라인 파이프(line pipe)용 후강판(厚鋼板) 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, 전단 가공에서의 절단시, 그 절단에 대한 내균열성이 우수하고, 고인성(excellent toughness), 특히 DWTT(Drop Weight Tear Test, 낙중 인열 시험) 특성이 우수하며, 또한, 항복비(항복 강도를 인장 강도로 나눈 값)가 0.85 이하이며, 인장 강도가 900MPa 이상의 저(低)항복비 고강도 라인 파이프용 강판과 그의 제조 방법 및, 그것을 이용하여 제조한 고강도 강관에 관한 것이다.

천연 가스나 원유의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프는, 근년, 고압화에 의한 수송 효율의 향상이나 박육화에 의한 현지 용접 시공 능률의 향상을 위해, 해마다 고강도화됨과 아울러, 대지진이나 동토지대(permafrost region)에 있어서의 지반 변동에 의해 라인 파이프에 대변형이 생겨도 국부 좌굴(buckling)에 의한 균열 발생에 이르지 않기 위해 고변형능(high deformability; 고변형능이란, 예를 들면, 외부 응력에 대하여 큰 균일한 신장을 나타내어 좌굴을 방지하는 것이나 저항복비이기 때문에 신장에 여유가 있는 것 등을 의미함)을 갖는, 인장 강도 800MPa를 초과하는 라인 파이프가 이미 실용화되고 있다. 근년에는, 또한, 인장 강도 900MPa를 초과하는 라인 파이프에 대한 요구가 구체화 되어가고 있다.

이러한 고강도 라인 파이프용 용접 강관용의 후강판의 제조 방법에 관한 것으로, 예를 들면 특허문헌1에는, 열간 압연후 2단 냉각을 행하고, 2단째의 냉각 정지 온도를 300℃ 이하로 함으로써, 고강도화를 달성하는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌2에는, Cu 석출 강화를 이용한 고강도화를 위한 가속 냉각+시효 열처리 조건에 관한 기술이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌3에는, 관 두께와 외경과의 비에 따라, 적절한 제2상 조직의 면적 분율(area fraction)을 가지게 함으로써 저(低)항복비를 나타내는, 내압축(耐壓縮) 국부 좌굴성이 우수한 강관이 개시되어 있다.

그러나, 특허문헌1 에 기재된 기술과 같이, 냉각 정지 온도를 낮게 하여, 저온 변태(low-temperature transformation) 생성되는 경질의 베이나이트(bainite) 또는 마르텐사이트(martensite) 조직을 도입함으로써 고강도화를 달성한 경우, 냉각한 그대로의 강판을 필요한 사이즈로 전단 가공으로 절단할 때, 강 중에 잔존하는 확산성 수소가 원인이 되어, 절단한 단면(端面)에 균열(이후, 절단 균열로 칭함)이 발생한다. 인장 강도 900MPa 미만의 강판에 있어서 고변형능을 요구하고 있지만, 항복비가 0.85 이하의 것은 얻어지지 않는다.

한편, 특허문헌2와 같이, 가속 냉각 후에 열처리를 행한 경우, 강 중의 수소는 충분히 확산되어지기 때문에, 절단 균열을 억제할 수 있지만, 열처리 과정에서 미크로(micro) 조직 중에 시멘타이트(cementite)가 석출·조대화(粗大化)하여, 인 성이 저하하고, 특히 취성 균열 전파 정지 특성의 평가를 행하는 DWTT(Drop Weight Tear Test) 특성이 열화된다. 또한, 특허문헌2는, 고변형능을 갖는 것을 지향하고 있지 않기 때문에, 항복비가 0.85 이하인 것은 얻어지지 않는다.

또한, 특허문헌3에 기재되어 있는 기술은, 상기 문헌에 기재되어 있는 바와 같이 대지진이나 동토지대에 있어서의 지반 변동에 의해 라인 파이프에 대변형이 생겨도, 균열 발생에 이르지 않기 위한 고변형능을 갖는다는 요구에 대응하여, 항복 강도를 인장 강도로 나눈 항복비(YR)를 낮게 하는 것을 지향하는 것이지만, 이 기술에 있어서, 강관의 모재는 제2상을 가지기 때문에 샤르피(Charpy) 흡수 에너지가 낮아져서, 외인성의(exogenous) 사고에 의해 발생하는 연성 파괴의 균열 전파 정지 특성(취성 파괴 시험은, 절결(notch)을 형성하고, 또는 이에 대신하는 가공을 행한 시험편 또는 시험체에, 정적 또는 동적 하중을 가하여 행한다. 이 시험에 있어서, 충격 하중에 의해 취성 균열을 발생시키고, 각 온도에 있어서의 취성 파괴의 전파 정지 특성을 구한다)이 우수하다고는 말할 수 없으며, 제1상이 페라이트 조직이기 때문에 인장 강도가 900MPa 이상인 것은 얻을 수 없다.

[특허문헌1] 일본공개특허공보 2003-293089호

[특허문헌2] 일본공개특허공보 평08-311548호

[특허문헌3] 일본공개특허공보 평09-184015호

(발명의 개시)

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 절단 균열을 일으키지 않고 전단 가공할 수 있는 고강도 후강판 및 고강도 강관으로, 라인 파이프로서 사용할 때에 대지진 등의 지반 변동에 의한 대변형이 생겨도 국부 좌굴에 의한 균열이 발생하지 않도록 항복비가 낮은 특성을 갖게 하는 것을 제1 목적으로 하고, 또한 인성에도 우수한 고강도 강판, 즉 내절단(耐切斷) 균열성이 양호하며, 우수한 샤르피 흡수 에너지 및 DWTT 특성을 가짐과 아울러 0.85% 이하의 저항복비를 나타내는, 인장 강도가 900MPa 이상의 고강도 후강판과, 그 제조 방법 및, 고강도 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 연구를 거듭한 결과, 이하의 인식을 얻었다.

1) 가속 냉각한 그대로의 고강도 후강판의 내절단 균열성이 떨어지는 것은, 강 중의 확산성 수소가 트랩 사이트(trap site)에 트랩되는 것에 기인하고 있어, 이를 저지하기 위해, 수소량을 2ppm 미만으로 할 필요가 있고, 이를 위해 적어도 300℃ 이상에서의 탈수소 열처리가 필요하다. 구체적으로는, 가속 냉각 정지 후, 즉시 재가열을 개시하여, 강판 온도를 300℃ 이상으로 승온함으로써 수소의 확산이 촉진되고, 그 결과, 강 중에 잔류하는 수소의 양이 절단 균열 발생 한계량인 2ppm을 밑돈다.

2) 연질의 페라이트와, 경질의 베이나이트 및/ 또는 마르텐사이트를 조합한 2상(相) 조직을 기본으로 함으로써 고강도이며 또한 저항복비를 달성하는 것이 가능하지만, Nb, Ti, Mo, V의 탄화물이 형성되면 석출 강화에 의해 항복 강도가 상승하여 소망하는 저항복비를 얻기 어렵게 되기 때문에, 이들 탄화물의 석출물을 최대한 억제하는 것이 필요하다.

3) 상기 2상 조직은, 고강도이면서 저항복비를 달성할 수는 있지만, 연성 파괴의 균열 전파 정지 성능을 평가하는 지표인 샤르피 흡수 에너지에 대해서는, 동일한 강도 레벨의 베이나이트나 마르텐사이트 단상(單相) 조직 강보다도 낮아지는 경향이 있지만, 강 중의 O, Ca, S를 적절하게 제어하여 강 중의 개재물의 형태를 제어하고, 특히 조대한 MnS를 저감시킴으로써 샤르피 흡수 에너지를 소망하는 레벨로 하는 것이 가능하다.

4) 경질의 베이나이트 및/또는 마르텐사이트에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경이 0.5㎛ 이하이면 취성 균열 전파 정지 성능의 지표인 DWTT 특성이 우수하다. 그리고, 재가열시의 가열 속도를 빠르게 함으로써, 가속 냉각후에 300℃ 이상의 온도역(域)으로 가열해도 시멘타이트를 이러한 미세한 상태로 유지할 수 있어, DWTT 특성을 양호한 것으로 할 수 있다.

본 발명은, 이상과 같은 인식에 기초하여, 더욱 검토를 더하여 완성된 것이며, 이하의 (1)-(5)를 제공한다.

(1) 고강도 후강판은, 이하를 포함한다;

질량 %로, C: 0.03∼0.12%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 1.5∼3%, Al: 0.01∼0.08%, Nb: 0.01∼0.08%, Ti: 0.005∼0.025%, N: 0.001∼0.01%, O:0.003% 이하, S: 0.001% 이하, Ca: 0.0005∼0.01%; 또한

Cu: 0.01∼2%, Ni: 0.01∼3%, Cr: 0.01∼1%, Mo: 0.01∼1%, V: 0.01∼0.1% 중 적어도 1종의 성분;

여기서, Ca, 0, S의 함유량은, 하기의 (1)식을 만족시키고, 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)

(단, 상기 (1)식에 있어서, [O], [Ca], [S]는 각 원소의 강 중 함유량(질량 %))

또한, 이하의 미크로 조직을 포함한다;

·페라이트+베이나이트, 페라이트+마르텐사이트 및, 페라이트+베이나이트+마르텐사이트 중 어느 하나가 면적 분율(area fraction)로 90% 이상; 또한

·전체 미크로 조직 중 페라이트가 면적 분율로 10∼50%; 또한

·베이나이트 및/또는 마르텐사이트 중의 시멘타이트의 평균 입경이 0.5㎛ 이하; 또한

·강 중에 존재하는 Nb, Ti, Mo 및 V의 적어도 1종을 포함하는 단독 탄화물 또는 이들의 2종 이상을 포함하는 복합 탄화물에 포함되는 Nb, Ti, Mo, V 양의 총합이, 강 중에 함유되는 Nb, Ti, Mo 및 V의 총합의 10% 이하.

(2) 상기의 항목(1)에 따른 고강도 후강판은, 또한, 이하를 포함한다;

질량 %로, REM: 0.0005∼0.02%, Zr: 0.0005∼0.03%, Mg: 0.0005∼0.01% 중 적어도 1종의 성분.

(3) 상기의 항목 (1) 또는 (2)에 따른 고강도 후강판에 있어서, 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경은, 0.2㎛ 이하이다.

(4) 고강도 후강판을 제조하는 방법은, 이하를 포함한다;

·상기의 항목 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000∼1200℃로 가열 후, 압연을 개시하는 공정;

·950℃ 이하의 온도역에서의 (압하(壓下) 횟수 토탈로서의)누적 압하량이 67% 이상이 되도록 압연을 행하는 공정;

·Ar₃점 이상, Ar₃점+100℃ 이하의 온도에서 압연을 종료하는 공정;

·계속해서, Ar₃점-50℃ 이상, Ar₃점 미만의 온도로부터, 250℃ 이하까지, 평균 냉각 속도 20∼80℃/s의 가속 냉각을 개시하는 공정;

·250℃ 이하의 온도역에서 냉각을 정지하는 공정; 및,

·냉각 후 즉시, 평균 승온 속도를 5℃/s 이상으로 하여 300℃ 이상 450℃ 이하의 온도로 재가열하는 공정.

(5) 고강도 강관은, 이하로 이루어진다;

상기의 항목 (1)에서 (3) 중 어느 하나에 기재된 고강도 강판을 이용하여 제조한 고강도 강관.

또한, 본 발명에 있어서, 고강도란 인장 강도 900MPa 이상이며, 고인성이란, 시험 온도 -30℃에서의 샤르피 흡수 에너지 200J 이상이고, 또한 시험 온도 -30℃에서의 DWTT에 있어서의 취성 파면율이 75% 이상이며, 저항복비란 0.85 이하이다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 후강판이란, 판 두께 10mm 이상의 강판이다.

본 발명에 의하면, 내절단 균열성이 양호하며, 우수한 샤르피 흡수 에너지 및 DWTT 특성을 가짐과 아울러 0.85 이하의 저항복비를 나타내고, 인장 강도가 900MPa 이상의 고강도 후강판을 얻을 수 있어, 산업상 매우 유용하다.

(발명을 실시하기 위한 최량의 형태)

이하, 본 발명에 대하여, 성분 조성, 조직, 제조 방법으로 나누어 구체적으로 설명한다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명의 고강도 후강판의 성분 조성에 대하여 설명한다. 또한, 이하에 있어서 %는, 질량 %를 의미한다.

C: 바람직하게는, 0.03∼0.12%

C는 저온 변태 조직에 있어서는, 과포화 고용함으로써 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.03% 이상 함유하는 것이 필요하지만, 그 양이 0.12%를 초과하면, 파이프로 가공했을 때에, 파이프의 원주(圓周) 용접부의 경도 상승이 현저하게 되어, 용접 저온 균열이 발생하기 쉽게 된다. 이 때문에, C함유량을 0.03∼0.12%로 한다.

Si: 바람직하게는, 0.01∼0.5% 이하

Si는 탈산재로서 작용하고, 또한 고용 강화에 의해 강재의 강도를 증가시키는 원소이지만, 그 양이 0.01% 미만에서는 그 효과가 얻어지지 않고, 0.5%를 초과하면 인성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, Si 함유량을 0.01∼0.5%로 한다.

Mn: 바람직하게는, 1.5∼3%

Mn은 켄칭성(quenching property) 향상 원소로서 작용한다. 그 효과는 그 양이 1.5% 이상에서 발휘되지만, 연속 주조 프로세스에서는 중심 편석부의 농도 상승이 현저하여, 3%를 초과하면 편석부에서의 지연 파괴의 원인이 된다. 이 때문에, Mn 함유량을 1.5∼3%의 범위로 한다.

Al: 바람직하게는, 0.01∼0.08%

Al는 탈산원소로서 작용한다. 그 함유량이 0.01% 이상에서 충분한 탈산 효과가 얻어지지만, 0.08%을 초과하면 강 중의 청정도가 저하하여, 인성 열화의 원인이 된다. 이 때문에, Al 함유량을 0.01∼0.08%로 한다.

Nb: 바람직하게는, 0.01∼0.08%

Nb는 열간 압연시의 오스테나이트 미(未)재결정 영역을 확대하는 효과가 있고, 특히 950℃ 이하를 미재결정 영역으로 하기 위해, 0.01% 이상 함유시킨다. 그러나, 그 양이 0.08%를 초과하면, 용접했을 때의 HAZ의 인성을 현저하게 손상시킨다. 이 때문에, Nb의 함유량을 0.01∼0.08%로 한다.

Ti: 바람직하게는, 0.005∼0.025%

Ti는 질화물을 형성하여, 강 중의 고용 N량 저감에 유효한 것 외에, 석출한 TiN의 피닝(pinning) 효과에 의해 오스테나이트 입자의 조대화를 억제함으로써, 모재, HAZ의 인성 향상에 기여한다. 필요한 피닝 효과를 얻기 위해서는 그 함유량을 0.005% 이상으로 하는 것이 필요하지만, 0.025%를 초과하면 탄화물을 형성하게 되어, 그에 의한 석출 경화에 의해 인성이 현저하게 열화하여 버린다. 이 때문에, Ti 함유량을 0.005∼0.025%로 한다.

N: 바람직하게는, 0.001∼0.01%

N은 통상 강 중의 불가피적 불순물로서 존재하지만, 전술한 대로 Ti 첨가를 행함으로써, 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 TiN을 형성한다. 필요로 하는 피닝 효과를 얻기 위해서는, 그 함유량이 0.001% 이상인 것이 필요하지만, 0.01%를 초과하면, 용접부, 특히 용융선(molten line) 근방에서 1450℃ 이상으로 가열된 HAZ에서 TiN이 분해하여, 고용 N의 악영향이 현저하게 되는 것 때문에, N함유량을 0.001∼0.01%로 한다.

Cu, Ni, Cr, Mo, V의 1종 또는 2종 이상

Cu, Ni, Cr, Mo, V는 모두 켄칭성 향상 원소로서 작용하기 때문에, 고강도화를 목적으로, 이들의 원소의 1종 또는 2종 이상을 이하에 나타내는 범위로 함유시킨다.

Cu: 바람직하게는, 0.01∼2%

Cu는 0.01% 이상에서 강의 켄칭성 향상에 기여한다. 그러나, 2%를 초과하여 함유시키면 인성의 열화가 생긴다. 이 때문에, Cu를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01∼2%로 한다.

Ni: 바람직하게는, 0.01∼3%

Ni는 0.01% 이상 첨가함으로써 강의 켄칭성 향상에 기여한다. 특히, 다량으로 첨가해도 인성 열화를 생기게 하지 않기 때문에, 강인화에 유효하지만, 고가의 원소이며, 또한 3%를 초과해도 효과가 포화된다. 이 때문에, Ni를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01∼3%로 한다.

Cr: 바람직하게는, 0.01∼1%

Cr도 또한 0.01% 이상 함유함으로써 강의 켄칭성 향상에 기여하지만, 1%를 초과하면 인성이 열화된다. 이 때문에, Cr를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01∼1%로 한다.

Mo: 바람직하게는, 0.01∼1%

Mo도 또한 0.01% 이상 함유함으로써 강의 켄칭성 향상에 기여하지만, 1%를 초과하면 인성이 열화된다. 이 때문에, Mo를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01∼1%로 한다.

V: 바람직하게는, 0.01∼0.1%

V는 탄질화물을 형성함으로써 석출 강화하고, 특히 용접열 영향부의 연화 방지에 기여한다. 이 효과는 0.01% 이상에서 얻어지지만, 0.1%를 초과하면 석출 강화가 현저하여 인성이 저하되어 버린다. 이 때문에, V를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01∼0.1%로 한다.

Ca: 바람직하게는, 0.0005∼0.01%

제강 프로세스에 있어서, Ca 함유량이 0.0005% 미만의 경우, 탈산 반응 지배로 CaS의 확보가 어려워 인성 개선 효과가 얻어지지 않고, 한편, Ca 함유량이 0.01%를 초과한 경우, 조대 CaO가 생성되기 쉽게 되어, 모재를 포함하여 인성이 저하하는데다가, 래들(ladle)의 노즐 폐색(blockage)의 원인이 되어, 생산성을 저해한다. 이 때문에, Ca 함유량을 0.0005∼0.01%로 한다.

O: 바람직하게는, 0.003% 이하, S: 0.001% 이하

본 발명에 있어서, O,S는 불가피적 불순물로서 함유량의 상한을 규정한다. O의 함유량은, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 개재물의 생성을 억제하는 관점으로부터 0.003% 이하로 한다.

또한, Ca을 첨가함으로써 MnS의 생성이 억제되지만, S의 함유량이 많으면 Ca에 의한 형태 제어에서도 MnS를 다 억제할 수 없기 때문에, 0.001% 이하로 한다.

1≤(1-130×[0])×[Ca]/(1.25×[S])≤3

본 파라미터식은, 우수한 인성을 얻기 위해, 강 중의 O,S 함유량과 Ca 함유량과의 관계를 규정한 것으로, 이 범위를 만족시킴으로써, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 개재물 생성을 억제함과 아울러, 과잉한 Ca 첨가에 의해 생성되는 CaO·CaS의 조대화를 억제하고, 샤르피 흡수 에너지의 저하를 방지한다.

이하, 구체적으로 설명한다.

Ca은 황화물 형성능(形成能)을 가지며, 첨가되면 제강시의 용강 중에서 샤르피 흡수 에너지를 저하시키는 MnS의 생성을 억제하고, 대신에 비교적 인성에 무해한 CaS을 형성한다. 단, Ca은 산화물 형성 원소이기도 하기 때문에, 먼저 산화물로서 소비되는 분량을 예상한 양을 첨가할 필요가 있다. 즉, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 개재물 생성 억제의 관점으로부터, O≤0.003%, S≤0.001%로 한 후에, CaO 생성분을 뺀 유효 CaO량(Ca*)을 실험 결과의 회귀에 의한 하기 (a)식과 같이 규정하고, 또한 하기 (b)식에 나타내는 바와 같이, Ca와 S의 화학량론비(stoichiometric ratio) 1.25로 유효 Ca*를 나눈 값이 강 중 S량이 되도록 Ca을 첨가한 경우, 강 중 S가 모두 CaS의 생성에 소비된다.

Ca*=(1-130×[O])×[Ca]……(a)

[S]≤Ca*/1.25……(b)

한편, Ca 함유량이 과잉하게 되면, 생성되는 CaO·CaS의 조대화가 생기고, 샤르피 흡수 에너지가 저하하는 것도 판명되었다. 실험실적인 검토 결과로부터, 이 Ca 조대화를 억제하려면, 이하의 (c)식을 만족시키는 것이 요구된다.

3·[S]≥Ca*/1.25……(c)

이상의 검토 결과에 의해, 상기 (b)식과 (c)식으로 좁혀진 범위로서 이하의 (1)식을 규정한다.

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)

단, 상기 (1)식, (a)∼(c)식의 [O],[Ca],[S]는 각 원소의 강 중 함유량(질량 %)이다.

REM, Zr, Mg의 1종 또는 2종 이상

이들은, 용접부의 인성을 더욱 향상시키는 관점으로부터, 상기 기본 성분에 더하여, 필요에 따라 첨가한다.

REM: 0.0005∼0.02%

REM은 강 중에서 산황화물을 형성하며, 0.0005% 이상 함유시킴으로써 용접열 영향부의 조대화를 방지하는 피닝 효과를 가져온다. 그러나, 고가의 원소이며, 또한 0.02%를 초과해도 효과가 포화된다. 이 때문에, REM을 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.0005∼0.02%로 한다.

Zr: 0.0005∼0.03%

Zr은 강 중에서 탄질화물을 형성하며, 특히 용접열 영향부에 있어서 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 피닝 효과를 가져온다. 충분한 피닝 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상의 첨가가 필요하지만, 0.03%를 초과하면 강 중의 청정도가 현저하게 저하하여, 인성이 저하하게 된다. 이 때문에, Zr를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.0005∼0.03%로 한다.

Mg: 0.0005∼0.01%

Mg은 제강 과정에서 강 중에 미세한 산화물로서 생성되며, 특히, 용접열 영향부에 있어서 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하는 피닝 효과를 가져온다. 충분한 피닝 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상의 첨가가 필요하지만, 0.01%를 초과하면 강 중의 청정도가 현저하게 저하하여, 인성이 저하하게 된다. 이 때문에, Mg을 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.0005∼0.01%로 한다.

[미크로 조직]

다음으로, 미크로 조직에 대하여 설명한다.

·페라이트+베이나이트, 페라이트+마르텐사이트, 페라이트+베이나이트+마르텐사이트 중 어느 하나가 면적 분율로 90% 이상

연질의 페라이트와 경질상(相)의 2상 조직으로 함으로써 인장 강도가 높고, 항복 강도가 낮게 되어, 고강도와 저항복비를 양립시킬 수 있다. 그리고, 900MPa 이상의 강도를 얻기 위해서는, 경질상을 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 이들의 혼합조직으로 한다. 즉, 페라이트+베이나이트, 페라이트+마르텐사이트 및, 페라이트+베이나이트+마르텐사이트 중 어느 하나로 한다. 이들 페라이트와 경질상의 합계의 면적 분율이 90% 이상이면, 소망하는 강도 및 항복비를 얻을 수 있다. 바람직하게는, 95% 이상이다. 즉, 10% 미만의 잔류 γ, 섬 형상 마르텐사이트(M-A constituent), 퍼얼라이트(perlite) 등의 존재는 허용된다. 인성의 관점으로부터, 경질상을 구성하는 베이나이트 및/또는 마르텐사이트는, 판 두께 방향 두께가 30㎛ 이하의 미세입자 오스테나이트로부터 변태한 조직인 것이 바람직하다.

·페라이트의 면적 분율이 10∼50%

페라이트가 10% 미만의 경우, 거의 베이나이트 또는 마르텐사이트 단상 조직과 거동이 변하지 않고, 항복 강도가 높은 채로 되어, 소망하는 저항복비를 달성하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 페라이트가 50%를 초과하면, 연질의 페라이트가 주체로 되어 인장 강도가 크게 저하하여, 900MPa를 초과하는 고강도를 달성하는 것이 곤란하게 된다. 바람직하게는 10∼30%이다. 30% 이하로 함으로써 안정적으로 높은 인장 강도를 얻을 수 있다. 또한, 인성 향상의 관점으로부터 페라이트의 평균 입경이 20㎛의 미세입자인 것이 바람직하다.

·베이라이트 및/또는 마르텐사이트 중의 시멘타이트의 평균 입경이 0.5㎛ 이하

절단 균열 방지를 위한 템퍼링을 행함으로써, 경질상 중, 즉 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 중에 시멘타이트가 석출한다. 템퍼링 조건에서 이 시멘타이트가 0.5㎛를 초과하는 크기로 조대화해 버리면, DWTT 특성의 열화 및 샤르피 흡수 에너지의 저하를 생기게 한다. 이 때문에, 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 중의 시멘타이트의 평균 입경을 0.5㎛ 이하로 한다. 특히, 시멘타이트의 평균 입경을 0.2㎛ 이하로 하여 한층 조대화를 억제함으로써, 샤르피 흡수 에너지를 보다 상승시킬 수 있기 때문에, 시멘타이트의 평균 입경은 0.2㎛ 이하가 바람직하다. 또한, 시멘타이트의 평균 입경은 이하의 방법을 이용하여 측정된다. 우선, 판 압연 방향 단면에 평행하게 미크로 조직 관찰용 샘플을 채취하고, 경면 연마후, 스피드 에칭(speed etching) 처리를 행하고 나서 주사형 전자 현미경으로 관찰을 행하여, 무작위 10 시야로 현미경 사진을 촬영한다. 이 현미경 사진으로부터 개개의 시멘타이트 입자의 원 상당(圓相當) 직경을 화상 해석하여 산출하여, 그 평균치를 계산으로 구한다.

·강 중에 존재하는 Nb, Ti, Mo 및 V 중 어느 1종을 포함하는 단독 탄화물 또는 이들의 2종 이상을 포함하는 복합 탄화물에 포함되는 Nb, Ti, Mo, V량의 총합이, 강 중에 함유되는 Nb, Ti, Mo 및 V의 총합의 10% 이하(질량 %로).

전단 균열 방지를 위해 템퍼링을 행함으로써, 시멘타이트 이외에도 Nb, Ti, Mo 및 V의 탄화물이 강 중에 석출된다. 이들의 원소의 탄화물로서 석출한 양의 총합이 이들의 강 중 함유량의 10%를 초과하면 석출 강화가 생기고, 특히 항복 강도가 상승함으로써 저항복비의 목표치를 달성하기 어렵게 된다. 이 때문에, 이들 탄화물 형성 원소의 탄화물을 형성하는 양을 10% 이하로 한다.

[제조 조건]

다음으로, 제조 조건에 대하여 설명한다.

(1) 열간 압연

가열 온도: 1000∼1200℃

열간 압연할 때, 강편(鋼片) 전체를 오스테나이트화 하기 위해, 1000℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 한편, 1200℃를 초과하는 온도까지 강편을 가열하면, TiN 피닝에 의해서도 오스테나이트 입자 성장이 현저하여, 모재 인성이 열화한다. 이 때문에, 가열 온도를 1000∼1200℃로 한다.

950℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하량: 67% 이상

전술한 대로, Nb 첨가에 의해 950℃ 이하는 오스테나이트 미재결정역이다. 이 온도역에서(압하 횟수의 토탈로서의) 누적 대(大)압하를 행함으로써, 오스테나이트 입자가 신장하고, 특히 판두께 방향으로는 미세입자가 되어, 이 상태에서 가속 냉각하여 얻어지는 강의 인성은 양호하게 된다. 그러나, 누적 압하량이 67% 미만에서는, 미세입자화 효과는 불충분하여, 강의 인성 향상 효과를 얻기 어렵기 때문에, 누적 압하량을 67% 이상으로 한다. 인성 향상 효과를 한층 높이기 위한 적합한 범위는 75% 이상이다.

압연 종료 온도: Ar₃점 이상, Ar₃점+100℃ 이하

압연 종료 온도가 Ar₃점보다 낮은 경우, 페라이트 변태 온도역에서 압연하게 되어, 변태 생성한 페라이트가 크게 가공되어, 샤르피 흡수 에너지가 저하된다. 한편, Ar₃점+100℃를 초과하는 높은 온도에서 압연을 종료한 경우, 오스테나이트 미재결정역 압연에 의한 미세입자화 효과가 불충분하게 된다. 이에 대하여, Ar₃점 이상, Ar₃점+100℃ 이하의 범위에서 압연을 종료함으로써, 오스테나이트 미재결정역 압연에 의한 오스테나이트 미세입자화 효과를 충분히 확보할 수 있다. 이 때문에, 압연 종료 온도를 Ar₃점 이상, Ar₃점+100℃ 이하로 한다.

(2) 가속 냉각

가속 냉각의 냉각 개시 온도: Ar₃점-50℃ 이상, Ar₃점 미만

저항복비화를 실현하기 위해 연질의 페라이트 조직을 변태 생성시킬 필요가 있지만, 가속 냉각을 행하면 페라이트 변태는 억제되기 때문에, 열간 압연후 가속 냉각을 개시하기까지의 사이의 공랭(空冷) 과정에서 페라이트를 변태시킨다. 이 때문에, 가속 냉각의 냉각 개시 온도를 Ar₃점 미만으로 한다. 한편, 냉각 개시 온도를 Ar₃점-50℃ 미만으로 하면, 페라이트 조직의 면적율이 50%를 초과하여, 필요한 인장 강도를 확보할 수 없게 되기 때문에, 하한을 Ar₃점-50℃로 한다.

가속 냉각의 평균 냉각 속도: 20∼80℃/s

베이나이트 및/또는 마르텐사이트로 이루어지는 경질의 제2상 조직을 얻기 위해 20℃/s 이상으로 가속 냉각을 행한다. 한편, 냉각 속도가 80℃/s를 초과해도 얻어지는 조직이 변하지 않고 재질이 포화되기 때문에 상한을 80℃/s로 한다. 또한, 여기에서의 냉각 속도는, 판두께 중심부의 평균 냉각 속도(냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 소요 시간으로 나눈 값)의 것을 가리킨다.

가속 냉각의 냉각 정지 온도: 250℃ 이하

강판의 고강도화를 위해, 가속 냉각의 정지 온도를 내려, 저온에서 변태하는 베이나이트나 마르텐사이트 조직을 생성시킨다. 냉각 정지 온도가 250℃를 초과하면, 변태가 불충분한 채로 가속 냉각을 멈추게 되고, 남은 미변태 조직이 거칠어져 인성 저하의 원인이 되기 때문에, 냉각 정지 온도는 250℃ 이하로 된다.

(3) 재가열 처리

가속 냉각으로 저온 변태시켜 고강도화시킨 강판은, 가속 냉각후, 공랭시켜도 강 중의 확산성 수소가 잔류하여, 절단 균열이 생기는 경우가 있다. 그래서, 냉각 정지 후, 신속히 재가열 처리를 행한다. 재가열 처리의 방법은, 로(爐) 가열, 유도 가열 등의 어느 것이라도 상관없다. 이 재가열 처리 조건은 본 발명 강판의 특성을 얻기 위해 중요한 조건이다.

가열 온도:300∼450℃

재가열 온도가 300℃ 미만의 경우, 충분히 수소가 확산하지 않아, 절단 균열을 방지할 수 없기 때문에, 재가열 온도는 300℃ 이상으로 한다. 한편, 항복비 0.85 이하를 얻기 위해 항복 강도의 상승을 억제할 필요가 있기 때문에, 재가열시에, Nb, Ti, Mo, V의 탄화물의 석출량이 증가하여 석출 강화가 증가하지 않도록 상한 온도를 450℃로 한다.

평균 승온 속도: 5℃/s 이상

가속 냉각을 정지한 강을 바로 재가열함으로써, 가속 냉각에 의해 변태 생성된 베이나이트 또는 마르텐사이트 중에 과포화 고용되어 있는 탄소가 시멘타이트로 서 균질·미세하게 석출한다. 그리고, 300℃를 초과하는 온도역에서부터 시멘타이트는 응집·조대화하는 경향이 있다. 고강도 강판의 인성의 평가로서 특히 취성 균열 전파 정지 성능을 평가하는 DWTT 특성이 있지만, 특히 이 특성에 관한 본 발명자들의 연구 결과, 가열시의 승온 속도를 빠르게 하여 상기 응집 과정을 억제하여, 시멘타이트의 조대화를 방지하는 것이 우수한 DWTT 특성을 얻기에 효과가 있고, 그를 위해서는 승온 속도를 5℃/s 이상으로 하면, 시멘타이트를 거의 석출 직후의 미세한 상태로 유지하여 우수한 DWTT 특성을 얻을 수 있는 것을 발견했다. 이 때문에, 승온 속도를 5℃/s 이상으로 한다. 또한, 여기에서의 승온 속도는, 판두께 중심부의 평균 승온 속도(재가열 개시 온도와 재가열 온도의 차를 소요 시간으로 나눈 값)의 것을 가리킨다.

재가열 개시 시기: 재가열 냉각 정지 후 즉시 행한다.

재가열까지의 시간이 길면, 그 사이의 공랭 과정에서의 온도 저하에 의해 수소가 확산하기 어렵게 되고, 100℃까지 저하해 버리면 수소는, 거의 확산되지 않게 되기 때문에, 가속 냉각 정지 후 즉시 재가열을 개시한다. 가열 개시 시기는, 가속 냉각 정지 후 300초 이내가 바람직하며, 100초 이내가 더욱 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서 Ar₃점은, 강판 압연후의 냉각 과정에 있어서 페라이트 변태가 개시되는 온도로서, 각 원소의 강 중 함유량(질량 %)으로부터, Ar₃=910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-15Cr-80Mo를 이용하여 계산하는 것이 바람직하지만, 특별히 규정하지 않는다.

이상과 같은 본 발명의 고강도 후강판은, 정법에 따라 파이프로 성형하고, 단부를 용접함으로써 라인 파이프 등에 이용되는 고강도 강관으로 할 수 있다.

표1 에 나타내는 화학 조성의 강을 이용하고, 표2 에 나타내는 열간 압연·가속 냉각·재가열 조건에서 강판 A∼K를 제작했다. 또한, 재가열은, 가속 냉각 설비와 동일 라인상에 설치한 유도 가열형의 가열 장치를 이용하여 행했다.

얻어진 강판을 전단기에 의해 20개소 절단하고, 그 후, 강판 절단면을 자분 탐상(磁粉探傷)에 의해 조사하여, 절단 균열이 인정된 절단 단면의 수를 구했다. 여기서, 1개의 단면내에 복수의 균열을 확인할 수 있었던 경우라도, 단면으로서는 1개이기 때문에, 절단 균열의 발생수는 1로 했다. 모든 절단 개소에 있어서 절단 균열이 인정되지 않은 경우(절단 균열 발생수 0)를 양호로 했다.

다음으로, 얻어진 강판의 강도와 인성을 평가하기 위해, API-5L에 준거한 전체 두께 인장 시험편 및 DWTT 시험편을 채취하고, 판 두께 중앙 위치로부터 JIS Z2202(1980)의 V노치 샤르피 충격 시험편을 채취하여, 강판의 인장 시험, DWTT 시험(시험 온도-30℃) 및 샤르피 충격 시험(시험 온도-30℃)을 실시했다. 또한, 판압연 방향 단면에 평행하게 미크로 조직 관찰용 샘플을 채취하고, 경면 연마후, 질산 알콜 에칭 처리를 행하고 나서 광학 현미경으로 조직 관찰을 행하여, 강의 미크로 조직의 종류를 조사했다.(표3 에 있어서, F:페라이트, B:베이나이트, M:마르텐사이트). 다음으로, 재차 경면 연마후, 스피드 에칭 처리를 행하고 나서 주사형 전자 현미경으로 관찰을 행하고, 무작위 10 시야로 현미경 사진을 촬영한다. 이 현미경 사진으로부터 개개의 시멘타이트 입자의 원 상당 직경을 화상 해석하여 산출하고, 그 평균치를 계산했다. 강판의 전단 가공 시험 결과, 모재의 강도·인성 시험 결과를 정리하여 표3 에 나타낸다.(또한, 강 종류 A에 대하여 강관으로 했지만, 후강판과 거의 동등했다.)

화학 조성 및 압연·냉각·재가열 조건이 본 발명의 범위 내인, 본 발명예1∼8은 절단 균열이 발생하는 일이 없이, 또한, 고강도·고인성·저항복비를 나타냈다.

이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 이들 중 어느 하나의 특성이 뒤떨어져 있었다. 구체적으로는, 압연 종료 온도가 본 발명의 범위보다도 낮은 비교예 No.9는, 페라이트 조직의 분율이 높아졌기 때문에 강도가 저하되었다. 또한, 냉각 개시 온도가 본 발명의 범위보다도 높은 비교예 No.10은, Ar₃점 이하의 페라이트 변태가 일어나지 않았기 때문에 항복비가 높고, 샤르피 흡수 에너지 및 DWTT 특성이 저하되었다. 냉각 정지 온도가 본 발명의 범위보다도 높고 또한 재가열 온도가 상한을 초과한 비교예 No.11은, 베이나이트 조직은 얻어졌지만 낮은 온도에서 변태하지 못하여, 거친 조직이 되었기 때문에, 샤르피 흡수 에너지가 저하되고, 또한, 재가열시에 탄화물의 석출이 생겼기 때문에 항복비(YR)가 높아졌다. 재가열 승온 속도가 본 발명의 범위보다도 낮은 비교예 No.12는, 시멘타이트의 조대화가 일어났기 때문에, 샤르피 흡수 에너지 및 DWTT 특성이 저하되었다. 재가열 개시까지의 시간이 300초를 초과한 비교예 No.13은 절단 균열을 일으켰다. 재가열 온도가 본 발명의 범위보다도 낮은 비교예 No.14는 가열 온도가 너무 낮아서 충분한 탈수소가 일어나지 않았기 때문에, 절단 균열이 다수 발생했다. 재가열 온도가 본 발명의 범위보다도 높은 비교예 No.15는, 탄화물의 석출량이 증가하고, 석출 강화가 일어남으로써 항복비(YR)가 높아졌다. 강판의 C함유량이 본 발명의 범위보다도 높은 강 종류 G를 이용한 비교예 No.16은, 높은 강도를 나타내긴 했지만, 시멘타이트의 밀도가 너무 높아져 절단 균열을 일으켰다. 또한, 샤르피 흡수 에너지도 낮았다. 강판의 Mn 함유량이 본 발명의 범위보다도 낮은 강 종류 H를 이용한 비교예 No.17은, 강도가 낮았다. 강판의 S량이 상한을 초과하고, 또한 (1)식으로 규정되는 관계를 만족시키지 않는 강 종류 J를 이용한 비교예 No.18은, MnS계 개재물이 존재하여, 청정도가 낮기 때문에, 샤르피 흡수 에너지가 낮았다. 또한, 개개의 화학 성분은 본 발명의 범위 내이기는 하지만, 역시 (1)식으로 규정되는 관계를 만족시키지 않는 강 종류 K를 이용한 비교예 No.19는, MnS 개재물은 억제되긴 하였으나 Ca가 과잉되어 Ca계 개재물에 의한 청정도 저하의 결과, 샤르피 흡수 에너지가 저하되었다.

본 발명은, 내절단 균열성이 양호하며, 우수한 샤르피 흡수 에너지 및 DWTT 특성을 가짐과 아울러 0.85 이하의 저항복비를 나타내는, 인장 강도가 900MPa 이상의 고강도 후강판을 제공하기 때문에, 천연 가스나 원유의 수송용의 라인 파이프에 매우 적합하다.

Claims

질량 %로, C: 0.03∼0.12%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 1.5∼3%, Al: 0.01∼0.08%, Nb: 0.01∼0.08%, Ti: 0.005∼0.025%, N: 0.001∼0.01%, O:0.003% 이하, S: 0.001% 이하, Ca: 0.0005∼0.01%; 또한,

Cu: 0.01∼2%, Ni: 0.01∼3%, Cr: 0.01∼1%, Mo: 0.01∼1%, V: 0.01∼0.1% 중 1종 이상의 성분;

을 포함하고,

여기서, Ca, 0, S의 함유량은, 하기의 (1)식을 만족시키고, 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

1≤(1-130×[O])×[Ca]/(1.25×[S])≤3…(1)

(단, 상기 (1)식에 있어서, [O], [Ca], [S]는 각 원소의 강 중 함유량(질량 %))

또한, 미크로 조직에 있어서,

·페라이트+베이나이트, 페라이트+마르텐사이트 및, 페라이트+베이나이트+마르텐사이트 중 어느 하나가 면적 분율(area fraction)로 90% 이상; 또한

·전체 미크로 조직 중 페라이트가 면적 분율로 10∼50%; 또한

·베이나이트, 또는, 마르텐사이트, 또는, 베이나이트 및 마르텐사이트 중의 시멘타이트의 평균 입경이 0.5㎛ 이하; 또한

·강 중에 존재하는 Nb, Ti, Mo 및 V의 어느 1종을 포함하는 단독 탄화물 또는 이들의 2종 이상을 포함하는 복합 탄화물에 포함되는 Nb, Ti, Mo, V 양의 총합이, 강 중에 함유되는 Nb, Ti, Mo 및 V의 총합의 10% 이하(질량 %로);

인 고강도 후강판.
제1항에 있어서,

질량 %로, REM: 0.0005∼0.02%, Zr: 0.0005∼0.03%, Mg: 0.0005∼0.01% 중, 1종 이상의 성분을 포함하는 고강도 후강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

베이나이트, 또는, 마르텐사이트, 또는, 베이나이트 및 마르텐사이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경은, 0.2㎛ 이하인 고강도 후강판.
·제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000∼1200℃로 가열 후, 압연을 개시하는 공정;

·950℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하량이 67% 이상이 되도록 압연을 행하는 공정;

·Ar₃점 이상, Ar₃점+100℃ 이하의 온도에서 압연을 종료하는 공정;

·계속해서, Ar₃점-50℃ 이상, Ar₃점 미만의 온도에서, 냉각 속도 20∼80℃/s의 가속 냉각을 개시하는 공정;

·250℃ 이하의 온도역에서 냉각을 정지하는 공정; 및,

·냉각 후 즉시, 평균 승온 속도를 5℃/s 이상으로 하여 300℃ 이상 450℃ 이하의 온도로 재가열하는 공정;

을 포함하는 고강도 후강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 후강판을 이용하여 제조한 고강도 강관.
제3항에 기재된 고강도 후강판을 이용하여 제조한 고강도 강관.