KR101228610B1 - 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 API5L-X80 규격 이상의 고강도로, 그리고 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능을 양립시킨 라인 파이프용 열연 강판(핫 코일) 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
이를 위해, 본 발명의 열연 강판은 성분 조성이 C, Si, Mn, Al, N, Nb, Ti, Ca, V, Mo, Cr, Cu, Ni을 소정의 범위에서 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것이고, 미세 조직이 연속 냉각 변태 조직이며, 그 연속 냉각 변태 조직 중에, Nb을 함유하는 석출물이 평균 지름 1 내지 3 ㎚이고, 그리고 평균 밀도 3 내지 3O×1022 개/㎥로 분산하여 포함되어 입상 베이나이트 페라이트 및/또는 준폴리고날 페라이트가 분율로 50% 이상 포함되고, 또한 Ti 질화물을 함유하는 석출물이 함유되어 있으며, 그 평균 원 상당 지름이 0.1 내지 3 ㎛ 그리고 그 개수로 50% 이상으로 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물이 함유되는 것으로 한다.

Description

저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET FOR LINE PIPE EXCELLENT IN LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND DUCTILE-FRACTURE-STOPPING PERFORMANCE AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 원유, 천연가스 등 에너지 자원의 개발 지역은 북해, 시베리아, 북미, 사할린 등의 한랭지, 그리고 북해, 멕시코만, 흑해, 지중해, 인도양 등의 심해로 그 자연 환경이 가혹한 지역으로 진전되고 왔다. 또한, 지구 환경 중시의 관점에서 천연가스 개발이 증가하는 동시에, 파이프라인 시스템의 경제성의 관점에서 강재 중량의 저감이나 조업 압력의 고압화가 요구되고 있다. 이러한 환경 조건의 변화에 대응하여 라인 파이프에 요구되는 특성은 더 고도화하고 다양화하고 있는데, 크게 나누면, (a) 후육/고강도화, (b) 고인성화, (c) 현지 용접성의 향상에 수반하는 저탄소당량(Ceq)화, (d) 내식성의 엄격화, (e) 동토, 지진·단층 영역에서의 고변형 성능의 요구가 있다. 또한, 이러한 특성은 사용 환경에 따라 복합적으로 요구되는 것이 보통이다.
또한, 최근의 원유·천연가스 수요의 증대를 배경으로, 지금까지 채산성이 없어서 개발을 보류하고 있던 원격지나 자연 환경이 가혹한 지역에서의 개발이 본격화하려 하고 있다. 특히 원유·천연가스를 장거리 수송하는 파이프라인에 사용하는 라인 파이프는 수송 효율 향상을 위한 후육·고강도화에 추가하여, 한랭지에서의 사용에 견딜 수 있는 고인성화가 강하게 요구되고 있어서, 이들 요구 특성의 양립이 기술적인 과제가 되고 있다.
한랭 지대에서의 라인 파이프에서는 파괴 사고가 염려된다. 라인 파이프의 내압에 의한 파괴 양식은 취성 파괴와 연성 파괴로 대별되는데, 전자인 취성 파괴의 전파 정지는 DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험 (충격 시험기로 시험편을 파단하였을 때의 연성 파면율과 충격 흡수 에너지로 저온 영역에서의 강의 인성을 평가한다)에 의하여, 후자인 연성 파괴의 전파 정지는 샤르피 충격 시험에서의 충격 흡수 에너지에 의하여 평가할 수 있다. 특히, 천연가스 파이프 라인용 강관에서는 내압이 높고, 파열 후의 감압파(減壓波)의 속도보다 균열의 전파 속도가 빨라지기 때문에 저온 인성(내취성 파괴성) 뿐만 아니라, 연성 파괴 방지의 관점에서 높은 충격 흡수 에너지를 요구하는 프로젝트가 증가하고 있고, 취성 파괴와 연성 파괴의 정지 특성의 양립이 과제가 되고 있다.
한편, 라인 파이프용 강관은 그 제조 공정에 따라서 심리스(seamless) 강관, UOE 강관, 전봉 강관 및 스파이럴 강관으로 분류할 수 있는데, 그 용도, 사이즈 등에 의하여 선택된다. 심리스 강관을 제외하고는, 모두 판 모양의 강판·강대를 관 형태로 성형한 후에 용접으로 이어, 강관으로 제품화하고 있다. 또한, 이들 용접 강관은 소재가 되는 강판의 종류로 분류할 수 있다. 비교적 판 두께가 얇은 열연 강판(핫 코일)을 사용하는 것은 전봉 강관 및 스파이럴 강관이고, 판 두께가 두꺼운 후판재(플레이트)를 사용하는 것은 UOE 강관이다. 고강도, 대경, 후육인 용도에는 후자인 UOE 강관을 사용하는 것이 일반적이다. 그러나, 비용, 납기 면에서 전자인 열연 강판을 소재로 하는 전봉 강관 및 스파이럴 강관이 유리하며, 그 고강도화, 대경화, 후육화에 대한 요구가 늘어나고 있다.
UOE 강관에 있어서 X120 규격에 상당하는 고강도 강관의 제조 기술이 개시되어 있다(비특허 문헌 1 참조).
상기 기술은 후판(플레이트)을 소재로 하는 것을 전제로 하고 있고, 그 고강도와 후육화를 양립시키려면 후판 제조 공정의 특징인 도중 수냉 정지형 직접 담금질법(IDQ: Interrupted Direct Quench)을 사용하여 높은 냉각 속도, 낮은 냉각 정지 온도에서 달성된 것으로, 특히 강도를 담보하기 위하여 담금질 강화(조직 강화)가 활용되고 있는 것이 특징이다.
그러나, IDQ의 기술은 전봉 강관 및 스파이럴 강관의 소재인 열연 강판에는 적용할 수 없다. 열연 강판은 그 제조 과정에서 권취 공정이 있고, 권취 장치(코일러)의 설비 능력의 제약으로부터 후육재를 저온에서 권취하는 것이 곤란하기 때문에, 담금질 강화에 필요한 저온 냉각 정지가 불가능하다. 따라서, 담금질 강화에 의한 강도의 담보는 어렵다.
한편, 특허 문헌 1에는 고강도, 후육화와 저온 인성을 양립시키는 열연 강판의 기술로서, 정련시에 Ca, Si을 첨가함으로써 개재물을 구상화(球狀化)하고, 또한, Nb, Ti, Mo, Ni의 강화 원소와 결정립 미세화 효과가 있는 V을 첨가하여, 저온 압연과 저온 권취를 조합하는 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 기술은 마무리 압연 온도가 790 내지 830℃로 비교적 저온이기 때문에, 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지의 저하나, 저온 압연에 의하여 압연 하중이 높아지기 때문에 조업 안정성에 과제가 남는다.
특허 문헌 2에는 현지 용접성을 고려하여, 강도, 저온 인성과 함께 우수한 열연 강판의 기술로서, PCM 값을 한정하여 용접부의 경도 상승을 억제하는 동시에, 미세 조직을 베이나이트-페라이트(bainitic ferrite) 단상으로 하고, 또한 Nb의 석출 비율을 한정하는 기술이 개시되어 있다.
그러나, 이 기술도 미세한 조직을 얻기 위하여 실질적으로 저온 압연이 필요하고, 분리의 발생에 의한 흡수 에너지 저하나, 저온 압연에 의하여 압연 하중이 높아지기 때문에 조업 안정성에 과제가 남는다.
특허 문헌 3에는 미세 조직의 페라이트 면적율을 1 내지 5% 또는 5% 초과 내지 60%로 하고, 압연 방향을 축으로 하여 압연면으로부터 45°회전시킨 단면 (100)의 집적도를 3 이하로 함으로써 고속 연성 파괴 특성이 우수한 초고강도 강판을 얻는 기술이 개시되어 있다.
그러나, 이 기술은 후판(플레이트)을 소재로 하는 UOE 강관을 전제로 하고 있고, 열연 강판을 대상으로 한 기술은 아니다.
일본 공표 특허 공보 2005-503483호 일본 공개 특허 공보 2004-315957호 일본 공개 특허 공보 2005-146407호
신닛테츠 기보 No. 380 2004 70쪽
본 발명은 엄격한 내파괴 특성이 요구되는 지역에서도 그 사용에 견딜 뿐만 아니라, 예를 들면 1/2인치(12.7 ㎜)를 초과하는 비교적 두꺼운 판 두께로, API5L-X80 규격 이상의 고강도이고, 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 양립된 라인 파이프용 열연 강판(더움 코일) 및 그 강판을 저렴하게 그리고 안정적으로 제조할 수 있는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 질량%로
C=0.02 내지 0.06%,
Si=0.05 내지 0.5%,
Mn=1 내지 2%,
P≤0.03%,
S≤0.005%,
O=0.0005 내지 0.003%,
Al=0.005 내지 0.03%,
N=0.0015 내지 0.006%,
Nb=0.05 내지 0.12%,
Ti=0.005 내지 0.02%,
Ca=0.0005 내지 0.003%,
를 함유하고, 또한,
N-14/48×Ti≥0%,
Nb-93/14×(N-14/48×Ti)>0.05%이며,
또한,
V≤0.3% (0%를 포함하지 않는다.),
Mo≤0.3% (0%를 포함하지 않는다.),
Cr≤0.3% (0%를 포함하지 않는다.)
를 함유하며, 또한,
0.2%≤V+Mo+Cr≤0.65%이고,
Cu≤0.3% (0%를 포함하지 않는다.),
Ni≤0.3% (0%를 포함하지 않는다.),
를 함유하고, 또한
0.1%≤Cu+Ni≤0.5%이고,
잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강판으로서,
그 미세 조직이 연속 냉각 변태 조직이고, 이 연속 냉각 변태 조직 중에 Nb을 함유하는 석출물이 평균 지름: 1 내지 3 ㎚, 평균 밀도: 3 내지 30×1022개/㎥로 분산되어 함유하며, 입상 베이나이트 페라이트(granular bainitic ferrite) αB 및/또는 준폴리고날 페라이트(quasi-polygonal ferrite) αq가 분율로 50% 이상 포함되고,
또한, Ti 질화물을 함유하는 석출물이 포함되어 있고, 이 Ti 질화물을 함유하는 석출물이 평균 원 상당 지름: 0.1 내지 3 ㎛, 또한 그 개수로 50% 이상으로 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
(2) 또한, 질량%로,
B=0.0002 내지 0.003%,
를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
(3) 또한, 질량%로,
REM=0.0005 내지 0.02%,
를 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)의 어느 하나에 기재된 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 성분을 가진 열연 강판을 얻기 위한 용강을 조정할 때에, Si 농도가 0.05 내지 0.2%, 용존 산소 농도가 0.002 내지 0.008%가 되도록 조정한 용강 중에, 최종 함유량이 0.005 내지 0.3%가 되는 범위에서 Ti을 첨가하여 탈산한 후, 5분 이내에 최종 함유량이 0.005 내지 0.02%가 되는 Al을 첨가하고, 또한 최종 함유량이 0.0005 내지 0.003%가 되는 Ca을 첨가하며, 그 후, 부족한 합금 성분 원소를 첨가하여 응고시킨 주편을 냉각한 후, 이 주편을 식 (1)로부터 산출하는 SRT(℃) 이상, 1260℃ 이하의 온도 영역으로 가열하고, 또한 해당 온도 영역에서 20분 이상 유지하며, 이어지는 열간 압연에서 미재결정 온도 영역의 합계 압하율을 65% 내지 85%로 하는 압연을 830℃ 내지 870℃의 온도 영역에서 종료한 후, 650℃까지의 온도 영역을 2℃/sec 이상 50℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 이상 650℃ 이하로 권취하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
SRT(℃)=6670/(2.26-1og([%Nb]×[%C]))-273··· (1)
여기서, [%Nb]및 [%C]는 각각 강재 중의 Nb 및 C의 함유량(질량%)을 나타낸다.
(5) 상기 미재결정 온도 영역의 압연 전에 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 (4)에 기재된 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
(6) 상기 주편을 연속 주조로 제조할 때에, 주편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 알맞도록 압하량을 제어하면서 경압하하는 것을 특징으로 하는 (4) 또는 (5)에 기재된 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
본 발명의 열연 강판을 전봉 강관 및 스파이럴 강관용 열연 강판에 사용함으로써 엄격한 내파괴 특성이 요구되는 한랭지에 있어서, 예를 들면 1/2인치 (12.7 ㎜)를 초과하는 판 두께로도 API5L-X80 규격 이상의 고강도 라인 파이프의 제조가 가능해질 뿐만 아니라, 본 발명의 제조 방법에 의하여 전봉 강관 및 스파이럴 강관용 열연 강판을 저렴하게 대량으로 얻을 수 있다.
도 1은 Ti 질화물을 함유하는 석출물 지름과 DWTT 취성 파면 단위의 관계를 나타내는 도면이다.
본 발명자들은 먼저 열연 강판(핫 코일)의 인장 강도, 인성(특히, 샤르피 흡수 에너지(vE-20)의 저하와 DWTT의 연성 파면율이 85%가 되는 온도(FATT85 %))와 강판의 미세 조직 등과의 관계를 조사하였다. 조사는 API5L-X80 규격을 상정하여 실시하였다.
그 결과, 본 발명자들은 연성 파괴 정지 성능의 지표인 샤르피 흡수 에너지(vE-20)와 C 첨가량의 관계를 정리하면, 거의 동일한 강도이어도, C 첨가량이 증가할수록 샤르피 흡수 에너지(vE-20)는 저하하는 경향을 나타내는 것을 밝혀내었다.
이에, 이들 vE-20과 미세 조직의 관계를 상세하게 조사하였다. 그 결과, vE-20과 펄라이트로 대표되는 세멘타이트 등의 조대한 탄화물을 포함하는 미세 조직의 분율에 좋은 상관이 인정되었다. 즉, 그러한 미세 조직이 증가하면, vE-20이 저하하는 경향이 인정되었다. 또한, 그러한 미세 조직은 C 첨가량의 증가와 함께 증가 경향을 나타내었다. 반대로 세멘타이트 등의 조대한 탄화물을 포함하는 미세 조직의 분율의 감소에 따라 연속 냉각 변태 조직(Zw)의 분율이 상대적으로 증가하였다.
연속 냉각 변태 조직(Zw)이란 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회/편; 저탄소강의 베이나이트 조직과 변태 거동에 관한 최근의 연구-베이나이트 조사 연구 부회 최종 보고서-(1994년 일본 철강 협회)에 기재되어 있는 바와 같이, 확산적 기구에 의하여 생성되는 폴리고날 페라이트나 펄라이트를 포함하는 미세 조직과 무확산으로 전단적 메커니즘에 의하여 생성되는 마르텐사이트의 중간 단계에 있는 변태 조직으로 정의되는 미세 조직이다.
즉, 연속 냉각 변태 조직(Zw)은 광학 현미경 관찰 조직으로서 상기 참고 문헌 125 내지 127 페이지에 있는 바와 같이, 그 미세 조직은 주로 베이나이트 페라이트(Bainitic ferrite)(α˚B), 입상 베이나이트 페라이트(granular bainitic ferrite)(αB), 준폴리고날 페라이트(quasi-polygonal ferrite)(αq)로 구성되고, 또한 소량의 잔류 오스테나이트(γr), 마르텐사이트-오스테나이트(Martensite-austenite)(MA)를 함유하는 미세 조직이라고 정의되어 있다. αq란 폴리고날 페라이트(PF)와 마찬가지로 에칭에 의하여 내부 구조가 드러나지 않지만, 침상(acicular)으로 PF와는 명확하게 구별된다. 여기에서는 대상으로 하는 결정립의 주위 길이 lq, 그 원 상당 지름을 dq로 하면 이들의 비 (lq/dq)가 lq/dq≥3.5를 만족하는 입자가 αq이다.
미세 조직의 분율은 상기 연속 냉각 변태 조직의 미세 조직에 있어서의 면적분율로 정의된다.
이 연속 냉각 변태 조직은 C 첨가량을 줄였을 경우에 강도를 담보하기 위하여 첨가한 Mn, Nb, V, Mo, Cr, Cu, Ni 등의 강화 원소가 담금질성을 향상시켰기 때문에 생성된 것이다. 미세 조직이 연속 냉각 변태 조직인 경우에는 미세 조직 중에 세멘타이트 등의 조대한 탄화물이 포함되지 않기 때문에, 연성 파괴 정지 성능의 지표인 샤르피 흡수 에너지(vE-20)가 향상된 것으로 추정된다.
한편, 저온 인성의 지표인 DWTT 시험의 연성 파면율이 85%가 되는 온도(이하, FATT85 %라고 함)는 C 첨가량과의 명확한 상관은 인정되지 않았다. 또한, 미세 조직이 연속 냉각 변태 조직이어도 반드시 FATT85 %는 향상되는 것은 아니었다. 이에, DWTT 시험 후의 파단면을 상세하게 관찰한 바, FATT85 %가 양호한 것은 취성 파괴한 벽개 파면의 파면 단위가 작은 경향을 나타내었다. 특히, 파면 단위가 원 상당 지름으로 30 ㎛ 이하이면 FATT85 %가 양호하게 되는 경향을 나타내었다.
이에, 본 발명자들은 연속 냉각 변태 조직을 구성하는 미세 조직과 저온 인성의 지표인 FATT85 %의 관계에 대하여 상세하게 검토하였다. 그러자, 연속 냉각 변태 조직을 구성하는 조직인 입상 베이나이트 페라이트(αB) 또는 준폴리고날 페라이트(αq)의 분율이 증가하고, 분율이 50% 이상이 되면 파면 단위가 원 상당 지름으로 30 ㎛ 이하가 되고, FATT85 %가 양호한 경향을 나타내는 것이 인정되었다. 반대로, 베이나이트 페라이트(α˚B)의 분율이 증가하면 파면 단위가 조대화하여 FATT85 %가 열화하는 경향이 인정되었다.
일반적으로, 연속 냉각 변태 조직을 구성하는 조직인 베이나이트 페라이트(α˚B)는 구오스테나이트 입계로 구획된 입계 내에서, 결정 방위가 동일 방향을 향하고 있는 복수의 영역으로 구분된 상태가 된다. 이것을 패킷이라 하고, 파면 단위와 직접 관계가 있는 유효 결정립경은 이 패킷 사이즈와 대응한다. 즉, 변태 전의 오스테나이트 입자가 조대하면 패킷 사이즈도 조대하게 되어 유효 결정립경이 조대화하고, 파면 단위가 조대화하여 FATT85 %가 열화하는 것으로 추정된다.
입상 베이나이트 페라이트(αB)는 확산 변태 중에서도 비교적 큰 단위로 전단적으로 생성되는 베이나이트 페라이트(α˚B)에 비하여 더 확산적 변태로 얻어지는 미세 조직이다. 의사 폴리고날 페라이트 (αq)는 그보다 더 확산적 변태로 얻어지는 미세 조직이다. 원래 오스테나이트 입계로 구획된 입계 내에서 결정 방위가 동일 방향을 향하고 있는 복수의 영역으로 구분된 패킷이 아니라, 변태 후의 입자 그 자체가 다방위(多方位)인 입상 베이나이트 페라이트(αB) 또는 준폴리고날 페라이트(αB)이기 때문에, 파면 단위와 직접 관계가 있는 유효 결정립경이 그것의 입자 지름에 대응한다. 이 때문에, 파면 단위가 세립화하고, FATT85 %가 향상된 것으로 추정된다.
본 발명자들은 연속 냉각 변태 조직을 구성하는 조직인 입상 베이나이트 페라이트(αB) 또는 준폴리고날 페라이트(αq)의 분율이 50% 이상이 되는 강 성분 및 제조 공정에 대하여 더욱 상세하게 검토를 하였다.
입상 베이나이트 페라이트(αB) 또는 준폴리고날 페라이트(αq)의 분율을 증가시키려면, 이들 미세 조직의 변태 핵이 되는 오스테나이트 결정립계를 증가시키는 것이 유효하기 때문에, 변태 전의 오스테나이트 입자를 세립화할 필요가 있다. 일반적으로 오스테나이트 입자를 세립화하기 위하여는 제어 압연(TMCP) 효과를 높이는 Nb 등의 용질 드래그 또는 피닝 원소의 첨가가 유효하다. 그러나, 상기 파면 단위와 그것에 기인하는 FATT85 %의 변화는 동일한 Nb 함유량에서도 인정되었다. 따라서, Nb 등의 용질 드래그 또는 피닝 원소의 첨가로는 변태 전의 오스테나이트 입자를 충분히 세립화하지는 못한다.
더욱 상세하게 미세 조직을 조사한 결과, DWTT 시험 후의 파면 단위와 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 지름에는 좋은 상관이 인정되었다. Ti 질화물을 함유하는 석출물의 지름의 평균 원 상당 지름이 0.1 내지 3 ㎛이면, DWTT 시험 후의 파면 단위가 세립화하고, FATT85 %가 분명하게 향상되는 경향이 확인되었다.
또한, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 지름 및 분산 밀도는 용제 공정에서의 탈산 제어에 의하여 제어할 수 있음을 밝혀내었다. 즉, Si 농도와 용존 산소 농도를 최적으로 조정한 용강에 Ti을 첨가하여 탈산한 후에 Al을 첨가하고, 추가로 Ca을 첨가하는 순서로 하는 것만이 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 분산 밀도로 101 내지 103 개/㎟의 범위가 되어, FATT85 %가 양호한 것을 밝혀내었다.
또한, 이와 같이 최적으로 제어된 경우에, Ti 질화물을 함유하는 석출물은 그 개수로 5할 이상이고, Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 함유하는 것을 알게 되었다. 또한, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 석출 핵이 되는 이들 산화물의 최적의 분산에 의하여, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 석출 사이즈, 분산 밀도가 최적화되고, 변태 전의 오스테나이트 입자 지름이 그 피닝 효과에 의하여 결정립 성장이 억제되어 세립이 유지되고, 그 세립인 오스테나이트로부터 변태한 입상 베이나이트 페라이트(αB) 또는 준-폴리고날 페라이트(αq)의 분율이 50% 이상이 되면 저온 인성의 지표인 FATT85 %가 양호하게 되는 것을 새롭게 밝혀내었다.
이것은 상기와 같은 탈산 제어를 실시하면 Ca, Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물이 산화물 총 수의 5할 이상이 되고, 이들 미세한 산화물이 고농도로 분산한다. 이 분산된 미세 산화물들을 핵 생성 사이트로 하여 석출한 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 평균 원 상당 지름이 0.1 내지 3 ㎛가 되어, 분산 밀도와 사이즈의 밸런스가 최적화되어 피닝 효과가 최대한으로 발현되고, 변태 전의 오스테나이트 입자 지름의 세립화 효과가 최대한에 이르렀다고 추정된다. 또한, 복합 산화물에 약간의 Mg, Ce, Zr이 함유되는 것은 허용된다.
이어서, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다. 여기서 성분에 대한 %는 질량%를 의미한다.
C는 목적으로 하는 강도(API5L-X80 규격에서 요구되는 강도)나 미세 조직을 얻기 위하여 필요한 원소이다. 다만, 0.02% 미만에서는 필요한 강도를 얻지 못하고, 0.06%를 초과하여 첨가하면 파괴의 기점이 되는 탄화물이 많이 형성되어 인성이 열화할 뿐만 아니라, 현지 용접성이 현저하게 열화된다. 따라서, C의 첨가량은 0.02% 이상, 0.06% 이하로 한다. 또한, 압연 후의 냉각에 있어서 냉각 속도에 의하지 않고 균질한 강도를 얻으려면 0.05% 이하가 좋다.
Si은 파괴의 기점이 되는 탄화물의 석출을 억제하는 효과가 있다. 그 때문에 0.05% 이상 첨가한다. 그러나, 0.5%를 초과하여 첨가하면 현지에서의 용접성이 열화된다. 현지 용접성의 관점에서 범용성을 고려하면 0.3% 이하가 좋다. 또한 0.15%를 초과하면 타이거 스트라이프 모양의 스케일 모양을 발생시켜 표면의 미관이 손상될 우려가 있으므로, 좋기로는 그 상한을 0.15%로 한다.
Mn은 고용 강화 원소이다. 또한, 오스테나이트 영역의 온도를 저온 쪽으로 확대시키고 압연 종료 후의 냉각 중에 본 발명 미세 조직의 구성 요건의 하나인 연속 냉각 변태 조직을 쉽게 얻게 하는 효과가 있다. 이러한 효과들을 얻기 위하여 1% 이상 첨가한다. 그러나, Mn은 2%를 초과하여 첨가하여도 그 효과가 포화하므로 그 상한을 2%로 한다. 또한, Mn은 연속 주조 강편의 중심 편석을 조장하고, 파괴의 기점이 되는 경질 상을 형성시키므로 1.8% 이하로 하는 것이 좋다.
P은 불순물로 낮을수록 좋으며, 0.03%를 초과하여 함유하면 연속 주조 강편의 중심부에 편석하여 입계 파괴를 일으켜 저온 인성을 현저하게 저하시키므로, 0.03% 이하로 한다. 또한, P은 관 제조 및 현지에서의 용접성에 악영향을 미치므로 이들을 고려하면 0.015% 이하가 좋다.
S은 불순물로 열간 압연시에 균열을 일으킬 뿐만 아니라, 너무 많으면 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, 0.005% 이하로 한다. 또한, S은 연속 주조 강편의 중심 부근에 편석하여, 압연 후에 신장된 MnS을 형성하여 수소 유기 균열의 기점이 될 뿐만 아니라, 2장 판 균열 등의 의사 세퍼레이션의 발생도 염려된다. 따라서, 내사워성을 고려하면 0.001% 이하가 좋다.
O는 용강을 탈산할 때에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위하여 필요한 원소이므로 0.0005% 이상 첨가하지만, 너무 많으면 강 중에서 파괴의 기점이 되는 조대한 산화물을 형성하여, 취성 파괴나 수소 유기 균열을 열화시키므로, 0.003% 이하로 한다. 또한, 현지 용접성의 관점에서는 0.002% 이하가 좋다.
Al은 용강 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위하여 필요한 원소이다. 그 효과를 얻으려면 0.005% 이상 첨가한다. 한편, 과잉으로 첨가하면 그 효과가 없어지기 때문에, 그 상한을 0.03%로 한다.
Nb은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. Nb은 고용 상태에서의 드래깅 효과 및/또는 탄질화 석출물로서의 피닝 효과에 의하여, 압연 중 또는 압연 후의 오스테나이트의 회복·재결정 및 결정립 성장을 억제하여, 유효 결정립경을 세립화하며, 취성 파괴의 균열 전파에 있어서의 파면 단위를 작게 함으로써 저온 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 또한, 열연 강판 제조 공정의 특징인 권취 공정에서, 미세한 탄화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의하여 강도의 향상에 기여한다. 또한, Nb은 γ/α 변태를 지연시켜, 변태 온도를 저하시킴으로써 비교적 늦은 냉각 속도에 있어서도 변태 후의 미세 조직을 안정적으로 연속 냉각 변태 조직으로 하는 효과가 있다. 다만, 이러한 효과를 얻으려면 적어도 0.05% 이상을 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.12%를 초과하여 첨가하면, 그 효과가 포화할 뿐만 아니라, 열간 압연 전의 가열 공정에서 고용시키기가 어려워져서, 조대한 탄질화물을 형성하여 파괴의 기점이 되고, 저온 인성이나 내사워성을 열화시킬 우려가 있다.
Ti은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소의 하나이다. Ti은 연속 주조 또는 잉곳 주조로 얻을 수 있는 주편의 응고 직후의 고온에서 질화물로서 석출을 개시한다. 이 Ti 질화물을 함유하는 석출물은 고온에서 안정적이고, 후의 슬라브 재가열에 있어서도 완전히 고용하지 않고, 피닝 효과를 발휘하며, 슬라브 재가열 중의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, 미세 조직을 미세화하여 저온 인성을 개선한다. 또한, γ/α변태에 있어서 페라이트의 핵 생성을 억제하고, 본 발명의 요건인 연속 냉각 변태 조직의 생성을 촉진하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 얻으려면 적어도 0.005% 이상의 Ti 첨가가 필요하다. 한편, 0.02% 초과하여 첨가하여도 그 효과가 포화된다.
또한, Ti 첨가량이 N와의 화학 양론 조성 미만(N-14/48×Ti<0%)이 되면, 잔존한 Ti이 C와 결합하여 미세하게 석출된 TiC이 저온 인성을 열화시킬 우려가 있다. 또한, Ti은 용강 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키는 데 필요한 원소이기도 하고, 또한 이들 미세한 산화물을 핵으로 하여 Ti 질화물을 함유하는 석출물이 미세하게 정출 또는 석출하기 때문에, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 평균 원 상당 지름을 작게 하고, 조밀하게 분산시키는 효과로 압연 중 또는 압연 후의 오스테나이트의 회복·재결정의 억제뿐만이 아니라, 권취 후의 페라이트의 결정립 성장도 억제하는 효과가 있다.
Ca은 용강 탈산 시에 미세한 산화물을 다수 분산시키기 위하여 필요한 원소이며, 그 효과를 얻으려면 0.0005% 이상 첨가한다. 한편, 0.003%를 초과하여 첨가하여도 그 효과가 포화하므로, 그 상한을 0.003%로 한다. 또한, Ca은 REM과 마찬가지로, 파괴의 기점이 되어 내사워성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다.
N은 전술한 바와 같이 Ti 질화물을 함유하는 석출물을 형성하고, 슬라브 재가열 중에 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하여, 이후의 제어 압연에 있어서의 유효 결정립경과 상관이 있는 오스테나이트계 입경을 세립화하고, 미세 조직을 연속 냉각 변태 조직으로 함으로써 저온 인성을 개선한다. 다만, 그 함유량이 0.0015% 미만이면 그 효과를 얻을 수 없다. 한편, 0.006%를 초과하여 함유하면 시효에 의하여 연성이 저하하고, 관을 제조할 때의 성형성이 저하된다. 전술한 바와 같이, N 함유량이 Ti과의 화학 양론 조성 미만(N-14/48×Ti<0%)이 되면 잔존하는 Ti이 C와 결합하여 미세하게 석출한 TiC가 저온 인성을 열화시킬 우려가 있다.
또한, Nb, Ti, N의 화학 양론 조성이 Nb-93/14×(N-14/48×Ti)≤0.05%에서는, 권취 공정에서 생성하는 미세한 Nb을 함유하는 석출물의 양이 감소하고, 강도가 저하된다. 따라서, N-14/48×Ti≥0%, Nb-93/14×(N-14/48×Ti)>0.05%로 하였다.
다음으로 V, Mo, Cr, Ni, Cu를 첨가하는 이유에 대하여 설명한다. 기본이 되는 성분에 이 원소들을 추가로 첨가하는 주된 목적은 본 발명강의 우수한 특징을 해치지 않고, 제조 가능한 판 두께의 확대나 모재의 강도·인성 등의 특성의 향상을 꾀하기 위해서이다. 따라서, 그 첨가량은 스스로 제한되어야 할 성질의 것이다.
V은 권취 공정에서 미세한 탄질화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의하여 강도의 향상에 기여한다. 다만, 0.3%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화하므로, 0.3% 이하(0%를 포함하지 않음)로 하였다. 또한, 0.04% 이상 첨가하면 현지 용접성을 저하시킬 염려가 있으므로, 0.04% 미만이 좋다.
Mo은 담금질성을 향상시켜서 강도를 상승시키는 효과가 있다. 또한, Mo은 Nb과 공존하여 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정을 강력하게 억제하여 오스테나이트 조직을 미세화하여, 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 다만, 0.3%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화하므로, 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 하였다. 또한, 0.1% 이상 첨가하면 연성이 저하하고, 관을 제조할 때의 성형성이 저하될 염려가 있으므로 0.1% 미만이 좋다.
Cr은 강도를 상승시키는 효과가 있다. 다만, 0.3%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화하므로, 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 하였다. 또한, 0.2% 이상 첨가하면 현지 용접성을 저하시킬 염려가 있으므로, 0.2% 미만이 좋다. 또한, V+Mo+Cr이 0.2% 미만이면 목적으로 하는 강도를 얻지 못하고, 0.65%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화된다. 따라서, 0.2%≤V+Mo+Cr≤0.65%로 한다.
Cu는 내식성, 내수소 유기 균열 특성의 향상에 효과가 있다. 다만, 0.3%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화하므로, 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 하였다. 또한, 0.2% 이상 첨가하면 열간 압연시에 취화 분열을 일으켜 표면 흠결의 원인이 될 염려가 있으므로, 0.2% 미만이 좋다.
Ni은 Mn이나 Cr, Mo에 비하여 압연 조직 (특히 슬라브의 중심 편석대) 중에 저온 인성, 내사워성에 유해한 경화 조직을 형성하는 경우가 적고, 따라서, 저온 인성이나 현지 용접성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는 효과가 있다. 다만, 0.3%를 초과하여 첨가하여도 그 효과는 포화하므로, 0.3% 이하(0%를 포함하지 않는다)로 하였다. 또한, Cu의 열간 취화를 방지하는 효과가 있으므로 Cu량의 1/3 이상을 목표로 첨가한다.
또한, Cu+Ni이 0.1% 미만이면 내식성, 내수소 유기 균열 특성이나 저온 인성이나 현지 용접성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는 효과를 얻지 못하며, 0.5%를 초과해서는 그 효과가 포화된다. 따라서, 0.1%≤Cu+Ni≤0.5%로 한다.
B은 담금질성을 향상시켜, 연속 냉각 변태 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있다. 또한, B은 Mo의 담금질성 향상 효과를 높이는 동시에, Nb과 공존하여 상승적으로 담금질성을 증가시키는 효과가 있다. 따라서, 필요에 따라 첨가한다. 다만, 0.0002% 미만에서는 그 효과를 얻기에 불충분하고, 0.003%를 초과하여 첨가하면 슬라브 균열이 일어난다.
REM은 파괴의 기점이 되어, 내사워성을 열화시키는 비금속 개재물의 형태를 변화시켜 무해화하는 원소이다. 다만, 0.0005% 미만 첨가하여도 그 효과가 없고, 0.02%를 초과하여 첨가하면 그러한 산화물이 대량으로 생성되어 클러스터, 조대 개재물로 생성되어, 용접 이음매 부분의 저온 인성의 열화나, 현지 용접성에도 악영향을 미친다.
다음으로 본 발명에 있어서의 강판의 미세 조직에 대하여 상세하게 설명한다.
강판의 강도를 얻으려면 상기 미세 조직 중에 나노미터 크기의 Nb을 함유하는 석출물이 조밀하게 분산되어 있을 필요가 있다. 또한, 연성 파괴 정지 성능의 지표인 흡수 에너지를 향상시키려면 세멘타이트 등의 조대한 탄화물을 포함하는 미세 조직을 포함하지 않을 필요가 있다. 또한, 저온 인성을 향상시키려면 유효 결정립경을 작게 할 필요가 있다.
강판의 강도를 얻기 위한 석출 강화에 유효한 나노미터 크기의 Nb을 함유하는 석출물을 관찰, 측정하려면 투과형 전자 현미경에 의한 박막 관찰 또는 삼차원 원자 프로브법에 따른 측정이 유효하다. 이에, 본 발명자들은 삼차원 원자 프로브법으로 측정을 행하였다.
그 결과, 석출 강화에 의하여 API5L-X80 상당의 강도를 얻은 시료에서는 Nb을 함유하는 석출분의 지름은 0.5 내지 5 ㎚로 분포하고, 그 평균 지름은 1 내지 3 ㎚이었다. 그 Nb를 함유하는 석출물이 1 내지 50×1022 개/㎥의 밀도로 분포하고, 그 평균 밀도가 3 내지 3O×1022 개/㎥인 측정 결과를 얻을 수 있었다. Nb을 함유하는 석출물의 평균 지름이 1 ㎚ 미만이면 너무 작아서 석출 강화능이 충분히 발휘되지 않고, 3 ㎚를 초과하면 과시효가 되어, 모상과의 정합성을 잃게 되어 석출 강화의 효과가 감소한다. Nb을 함유하는 석출물의 평균 밀도가 3×1022 개/㎥ 미만이면 석출 강화에 충분한 밀도가 아니고, 3O×1022 개/㎥를 초과하면 저온 인성이 열화된다. ㅇ여기서, 평균이란 그 개수의 산술 평균이다.
이 나노미터 크기의 석출물들의 조성은 Nb을 주체로 하고 있으나, 탄질화물을 형성하는 Ti, V, Mo, Cr도 포함되어 있는 경우도 허용한다.
또한, 삼차원 원자 프로브법은 FIB(수속 이온빔) 장치/히타치세이사쿠쇼 제품인 FB2000A를 사용하여, 잘라낸 시료를 전해 연마에 의하여 침 형상으로 하기 위하여 임의 형상 주사 빔으로 입계부를 침 선단부가 되도록 하였다. 그 시료를 SIM(주사 이온 현미경)의 채널링 현상으로 방위가 다른 결정립에 콘트라스트가 생기는 것을 활용하여, 관찰하면서 몇 개의 입계를 포함하는 위치를 이온 빔으로 절단하였다. 삼차원 원자 프로브로 사용한 장치는 CAMECA사 제품인 OTAP이고, 측정 조건은 시료 위치 온도 약 70 K, 프로브 전체 전압 10 내지 15 kV, 펄스비 25%이다. 각 시료를 3회 측정하여 그 평균값을 대표값으로 하였다.
다음으로, 연성 파괴 정지 성능의 지표인 흡수 에너지를 향상시키려면 세멘타이트 등의 조대한 탄화물을 함유하는 미세 조직을 포함하지 않을 필요가 있다. 즉, 본 발명에 있어서의 연속 냉각 변태 조직은 α˚B, αB, αq, γr, MA의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 미세 조직이지만, 여기서 α˚B, αB, αq는 세멘타이트 등의 조대한 탄화물을 함유하지 않기 때문에, 그 분율이 크면 연성 파괴 정지 성능의 지표인 흡수 에너지의 향상을 기대할 수 있다. 또한 소량의 γr, MA는 함유되어도 상관없지만, 그 합계량이 3% 이하인 것이 좋다.
저온 인성을 향상시키기 위하여, 유효 결정립경을 작게 하려면, 미세 조직이 연속 냉각 변태 조직인 것만으로는 불충분하다. 연속 냉각 변태 조직을 구성하는 조직인 αB 및/또는 αq가 연속 냉각 변태 조직 중에서 50% 이상의 분율을 가질 필요가 있다. 이들 미세 조직의 분율이 50% 이상이면 취성 파괴에 있어서의 벽개 파괴 전파의 주된 영향 인자라고 생각되고 있는 파면 단위와 직접적인 관계가 있는 유효 결정립경이 세립화하여 저온 인성이 향상된다.
또한, 상기와 같은 미세 조직을 얻으려면 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 평균 원 상당 지름이 0.1 내지 3 ㎛이며, 또한 그 중의 개수로 5할 이상으로, Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 함유하는 것이 필요하다. 즉, 연속 냉각 변태 조직을 구성하는 조직인 αB 및/또는 αq를 50% 이상의 분율로 얻으려면, 변태 전의 오스테나이트 입경을 세립화하는 것이 중요하고, 그러기 위하여는 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 지름의 평균 원 상당 지름이 0.1 내지 3 ㎛ (바람직하기로는 2 ㎛ 이하)이고, 또한 그 밀도가 101 내지 103 개/㎟일 필요가 있다.
Ti 질화물을 함유하는 석출물의 지름의 평균 원 상당 지름과 밀도를 제어하려면 이들의 석출 핵이 되는 Ca과 Ti과 Al의 산화물이 최적으로 분산되면 좋다. 그것에 의하여 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 석출 사이즈, 분산 밀도가 최적화하여 변태 전의 오스테나이트 입자 지름이 그 피닝 효과에 의하여 결정립 성장이 억제되어 세립인 채 유지되기 때문에, 오스테나이트를 세립화할 수 있다. 결과적으로, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 개수의 5할 이상이고, Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 함유하면 좋은 것을 알게 되었다. 또한, 복합 산화물에 약간의 Mg, Ce, Zr이 함유되는 것은 허용된다. 또한, 여기서 평균은 그 개수의 산술 평균이다.
다음으로, 본 발명의 제조 방법의 한정 이유에 대하여, 이하에서 상세하게 설명한다.
본 발명에 있어서 전로 또는 전로에 의한 일차 정련까지는 특히 한정하지 않는다. 즉, 고로로부터 출선 후에 용선 탈인 및 용선 탈황 등의 용선 예비 처리를 거쳐 전로에 의한 정련을 하거나, 또는 스크랩 등의 냉 철원을 전로 등으로 용해하면 좋다.
1차 정련 후의 2차 정련 공정은 본 발명의 가장 중요한 제조 공정의 하나이다. 즉, 목적으로 하는 조성 및 크기의 Ti 질화물을 함유하는 석출물을 얻으려면 탈산 공정에서 강 중에 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 미세하게 분산시킬 필요가 있다. 이것은 탈산 공정에서 약탈산 원소부터 강탈산 원소를 순서대로 첨가함으로써 (약강(弱强)의 순서로 탈산) 비로소 실현될 수 있다.
약강의 순서로 탈산하는 것이란, 약탈산 원소 산화물이 존재하는 용강에 강탈산 원소를 첨가함으로써 약탈산 원소 산화물이 환원되어, 늦은 공급 속도, 그리고 과포화도가 작은 상태에서 산소가 방출되면 첨가된 강탈산 원소로부터 생성되는 산화물은 미세하게 된다고 하는 현상을 적용한 것으로, 약탈산 원소인 Si부터 차례차례 Ti, Al, 강탈산 원소인 Ca으로 단계적으로 탈산 원소를 첨가함으로써, 효과를 최대한으로 발휘시키는 탈산 방법이다. 이하에, 순서에 따라서 설명한다.
먼저, Ti보다 약탈산 원소인 Si량을 조정하여 Si의 양과 평형인 용존 산소 농도를 0.002 내지 0.008%로 한다.
이 용존 산소 농도가 0.002% 미만이면 최종적으로 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 사이즈를 작게 하는데 충분한 양의 Ca과 Ti, 그리고 Al을 함유하는 복합 산화물을 얻을 수 없다. 한편, 0.008% 초과에서는 생성한 복합 산화물이 조대화하여 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 사이즈를 작게 하는 효과가 없어진다.
또한, 탈산 처리를 하는 전단계에서 용존 산소 농도를 안정적으로 조정하려면 Si의 첨가가 필요한데, Si 농도가 0.05% 미만이면 Si과 평형인 용존 산소 농도가 0.008% 초과가 되고, 0.2% 초과이면 Si과 평형한 용존 산소 농도가 0.002% 미만이 된다. 따라서, 탈산 처리를 하는 전단계에서, Si 농도가 0.05 이상, 0.2% 이하, 용존 산소 농도는 0.002% 이상, 0.008% 이하로 한다.
다음으로, 이 용존 산소 농도 상태에서 최종 함유량이 0.005 내지 0.3%가 되는 범위에서 Ti을 첨가하여 탈산한 후, 바로 최종 함유량이 0.005 내지 0.02%가 되도록 Al을 첨가한다. 이때, Ti 투입 후 시간의 경과와 함께 생성한 Ti 산화물은 성장, 응집 조대화하여 부상(浮上)하므로 Al의 투입은 즉시 실시한다. 다만, 5분 이내이면 Ti 산화물의 부상이 그만큼 현저하지 않기 때문에 Al의 투입은 Ti 투입 후 5분 이내가 좋다. 또한, Al의 투입량이 최종 함유량이 0.005% 미만이 되는 양이면 Ti 산화물은 성장, 응집 조대화하여 부상하여 버린다. 한편, Al의 투입량이 최종 함유량이 0.02% 초과가 되는 양이면, Ti 산화물이 완전하게 환원되어, 최종적으로 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 충분히 얻을 수 없다.
이어서, Ti, Al보다 더 강탈산 원소인 Ca을 최종 함유량이 0.0005 내지 0.003%가 되도록, 바람직하기로는 5분 이내에 투입한다. 다만, 그 후, 필요에 따라서, 이들 원소 및 이들 이외의 부족한 합금 성분 원소를 첨가하여도 좋다. 여기서 Ca의 투입량이 최종 함유량 0.0005% 미만이 되는 양이면 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 충분히 얻을 수 없다. 한편, 0.003% 초과가 되도록 첨가하면 Ti, Al을 함유하는 산화물이 Ca에 완전하게 환원되어 효과가 없어진다.
슬라브 주조는 연속 주조 또는 박 슬라브 주조 등에 의하여 얻은 슬라브의 경우에는 고온 주편인 상태 그대로 열간 압연기에 직송하여도 된다. 또한, 실온까지 냉각한 후에 가열로에서 재가열한 후에 열간 압연하여도 된다. 다만, 슬라브 직송 압연(HCR: Hot Charge Rolling)을 실시하는 경우에는 γ→α→γ 변태에 의하여, 주조 조직을 파괴하여, 슬라브 재가열시의 오스테나이트 입자 지름을 작게 하기 위하여, Ar3 변태점 온도 미만까지 냉각하는 것이 좋다. 더 좋기로는 Ar1 변태점 온도 미만까지 냉각하면 좋다.
내사워성의 관점에서, 중심 편석을 가능한 한 저감하는 것이 좋다. 따라서, 요구되는 사양에 따라 슬라브 주조에 경압하를 실시한다.
Mn 등의 편석은 편석부의 담금질성을 높여서 조직을 경화시키고, 개재물의 존재와 함께 수소 유기 균열을 조장한다.
편석을 억제하려면 , 연속 주조에 있어서의 최종 응고시의 경압하가 최적이다. 최종 응고시의 경압하는 응고 수축 등에 의한 농화 용강의 이동에 의하여 발생하는 중심부의 미응고부로의 농화 용강의 유동을, 응고 수축분을 보상함으로써 억제하기 위하여 실시하는 것으로, 주편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 알맞도록 압하량을 제어하면서 경압하한다. 이에 의하여, 중심 편석을 저감시킬 수 있다.
경압하의 구체적 조건은, 중심 고상율 0.3 내지 0.7이 되는 응고 말기에 해당되는 위치에서의 롤 피치가 250 내지 360 ㎜인 설비에 있어서 주조 속도(m/분)와 압하 설정 구배(㎜/m)의 곱으로 나타내는 압하 속도가 0.7 내지 1.1 ㎜/분의 범위이다.
열간 압연시에 슬라브 재가열 온도(SRT)는 다음 식 (1)
SRT(℃)=6670/(2.26-1og([%Nb]×[%C]))-273··· (1)
으로 산출되는 온도 이상으로 한다.
여기서, [%Nb] 및 [%C]는 각각 강재 중의 Nb 및 C의 함유량(질량%)을 나타낸다. 이 식은 NbC의 용해도적으로 NbC의 용체화 온도를 나타내는 것으로, 이 온도 미만이면, 슬라브 제조시에 생성한 Nb을 함유하는 조대한 석출물이 충분히 용해되지 않고, 후의 압연 공정에 있어서 Nb에 의한 오스테나이트의 회복·재결정 및 입성장의 억제나 γ/α 변태의 지연에 의한 결정립의 세립화 효과를 얻을 수 없다. 또한, 그뿐만 아니라, 열연 강판 제조 공정의 특징인 권취 공정에 있어서 미세한 탄화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의하여 강도를 향상시키는 효과를 얻을 수 없다. 다만, 1100℃ 미만의 가열에서는 스케일오프 양이 적고 슬라브 표층의 개재물을 스케일과 함께 이후의 디스케이링에 의하여 제거할 수 없게 될 가능성이 있으므로, 슬라브 재가열 온도는 1100℃ 이상이 좋다.
한편, 1260℃ 초과이면 오스테나이트의 입자 지름이 조대화하고, 이후의 제어 압연에 있어서의 구오스테나이트 입자가 조대화하고, 변태 후에 입상 미세 조직을 얻지 못하고, 유효 결정립경의 세립화 효과에 의한 FATT85 %의 개선 효과를 기대할 수 없다. 더 좋기로는 1230℃ 이하이다.
슬라브 가열 시간은 Nb을 함유하는 석출물의 용해를 충분히 진행시키기 위하여 해당 온도에 이르고 나서 20분 이상 유지한다. 20분 미만에서는 슬라브 제조시에 생성한 Nb을 함유하는 조대한 석출물이 충분히 용해하지 않고, 열간 압연 중의 오스테나이트의 회복·재결정 및 입성장의 억제나 γ/α 변태의 지연에 의한 결정ㄹ립의 세립화 효과나 권취 공정에 있어서 미세한 탄화물을 생성하고, 그 석출 강화에 의하여 강도를 향상시키는 효과를 얻을 수 없다.
이어지는 열간 압연 공정은 통상, 리버스 압연기를 포함하는 수단의 압연기로 이루어지는 조압연 공정과 6 내지 7단의 압연기를 텐덤하게 배열한 마무리 압연 공정에 의하여 구성되어 있다. 일반적으로 조압연 공정은 패스 수나 각 패스에서의 압하량이 자유롭게 설정될 수 있는 이점이 있지만 각 패스 사이의 시간이 길고, 패스 사이에서 회복·재결정이 진행할 우려가 있다. 한편, 마무리 압연 공정은 텐덤식이기 때문에 패스 수는 압연기의 수와 동일한 수가 되지만 각 패스 사이의 시간이 짧고, 제어 압연 효과를 얻기 쉬운 특징이 있다. 따라서, 우수한 저온 인성을 실현하기 위해서는 강 성분에 추가하여, 이들 압연 공정의 특징을 충분히 살린 공정 설계가 필요하다.
또한, 예를 들면, 제품 두께가 20 ㎜를 초과하는 경우에, 마무리 압연 1호기의 물림 갭이 설비 제약상 55 ㎜ 이하가 되는 경우 등은 마무리 압연 공정만으로 본 발명의 요건인 미재결정 온도 영역의 합계 압하율이 65% 이상이라는 조건을 만족할 수 없기 때문에, 조압연 공정의 후단에서 미재결정 온도 영역에서 제어 압연을 하여도 좋다. 이와 같은 경우에는, 필요에 따라서 미재결정 온도 영역으로 온도가 저하할 때까지 기다리거나, 냉각 장치에 의한 냉각을 하여도 좋다. 후자가 대기 시간을 단축할 수 있으므로 생산성의 면에서는 더 좋다.
또한, 조압연과 마무리 압연의 사이에 시트 바를 접합하고, 연속적으로 마무리 압연을 하여도 된다. 그때에 거친 바(bar)를 일단 코일 형태로 감고, 필요에 따라서 보온 기능을 가진 커버에 격납한 후, 다시 풀어서 접합을 하여도 좋다.
조압연 공정에서는 주로 재결정 온도 영역에서 압연을 하지만, 그 각 압하 패스에서의 압하율은 본 발명에서는 한정하지 않는다. 다만, 조압연의 각 패스에서의 압하율이 10% 이하이면 재결정이 필요한 충분한 변형이 도입되지 않고, 입계 이동만으로 결정립 성장이 일어나서 조대 입자가 생성되며, 저온 인성이 열화될 염려가 있으므로, 재결정 온도 영역에 있어서 각 압하 패스에서 10% 초과의 압하율로 실시하는 것이 좋다. 마찬가지로 재결정 온도 영역에서의 각 압하 패스의 압하율이 25% 이상이면, 특히 후단의 저온 영역에서는 압하 중에 전위(轉位)의 도입과 회복을 반복함으로써 전위 셀 벽이 형성되고, 아입계로부터 대각 입계로 변화하는 동적 재결정이 일어난다. 이 동적 재결정립 주체의 미세 조직과 같은 전위 밀도가 높은 입자와 그렇지 않은 입자가 혼재하는 조직에서는 단시간에 입성장이 일어나기 때문에, 미재결정 영역 압연 전까지 비교적 조대한 결정립으로 성장하고, 이후의 미재결정 영역 압연에 의하여 입자가 생성되어 저온 인성이 열화할 염려가 있다. 따라서, 재결정 온도 영역에서의 각 압하 패스에서의 압하율은 25% 미만으로 하는 것이 좋다.
마무리 압연 공정에서는 미재결정 온도 영역에서의 압연을 하지만, 조압연 종료 시점에서의 온도가 미재결정 온도 영역까지 도달하지 않는 경우에는, 필요에 따라서, 미재결정 온도 영역으로 온도가 저하할 때까지 기다리거나, 필요에 따라서 조압연/마무리 압연 스탠드 간의 냉각 장치에 의한 냉각을 하여도 좋다. 후자가 대기 시간을 단축할 수 있으므로 생산성이 향상될 뿐만 아니라, 재결정립의 성장을 억제하고, 저온 인성을 개선할 수 있다는 점에서 더 좋다.
미재결정 온도 영역에서의 합계 압하율이 65% 미만이면 제어 압연이 불충분하게 되어 구오스테나이트 입자가 조대화하고, 변태 후에 입상 미세 조직을 얻지 못하고, 유효 결정립경의 세립화 효과에 의한 FATT85 %의 개선 효과를 기대할 수 없기 때문에, 미재결정 온도 영역의 합계 압하율은 65% 이상으로 한다. 더 우수한 저온 인성을 얻으려면 70% 이상이 좋다. 한편, 85% 초과이면 과도한 압연에 의하여 페라이트 변태의 핵이 되는 전위 밀도를 증대하여, 미세 조직에 폴리고날 페라이트가 혼입되고, 또한 고온에서의 페라이트 변태에 의하여, Nb 석출 강화가 과시효가 되어 강도가 저하되는 동시에, 결정 회전에 의하여 변태 후의 집합 조직의 이방성이 현저하게 되어 소성 이방성이 증대하는 동시에 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지의 저하를 초래하는 것이 염려되므로 미재결정 온도 영역의 합계 압하율은 85% 이하로 된다.
마무리 압연 종료 온도는 830℃ 내지 870℃이다. 특히, 판 두께 중심부에서 830℃ 미만이 되면, 연성 파괴 파면에 현저한 세퍼레이션이 발생하고, 흡수 에너지가 현저하게 저하하므로, 마무리 압연은 판 두께 중심부에서 830℃ 이상에서 종료한다. 또한, 판 표면 온도에 대해서도 830℃ 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 870℃ 이상에서는 Ti 질화물을 함유하는 석출물이 강 중에 최적으로 존재하고 있어도 재결정에 의하여 오스테나이트 입자 지름이 조대화하고, 저온 인성이 열화할 염려가 있다. 또한, 더 저온이 되는 Ar3 변형점 온도 이하에서 마무리 압연을 실시하면, 2상 영역 압연이 되어 세퍼레이션의 발생에 의한 흡수 에너지의 저하와 함께, 페라이트 상에 있어서, 그 압하에 의하여 전위 밀도가 증대하고, Nb의 석출 강화가 과시효가 되어 강도가 저하된다. 또한, 가공 페라이트 조직은 연성이 저하된다.
마무리 압연의 각 스탠드에서의 압연 패스 스케줄에 대하여서는 특히 한정하지 않아도 본 발명의 효과를 얻을 수 있으나, 판 형상 정밀도의 관점에서는 최종 스탠드에 있어서의 압연율은 10% 미만이 좋다.
여기서 Ar3 변태점 온도란, 예를 들면 이하의 계산식에 의하여 강 성분과의 관계로 간편하게 나타낸다. 즉,
Ar3=910-310×%C+25×%Si-80×%Mneq
다만, Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)
또는, Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0.02)+1: B 첨가의 경우이다.
마무리 압연 종료 후 냉각을 개시한다. 냉각 개시 온도는 특히 한정하지 않지만 Ar3 변형점 온도 미만에서부터 냉각을 개시하면 미세 조직 내에 폴리고날 페라이트가 다량으로 함유되어, 강도의 저하가 염려되므로, 냉각 개시 온도는 Ar3 변형점 온도 이상이 좋다.
냉각 개시로부터 650℃까지의 온도 영역에서의 냉각 속도를 2 ℃/초 이상, 50 ℃/초 이하로 한다. 이 냉각 속도가 2 ℃/초 미만이면 미세 조직 내에 폴리고날 페라이트가 다량으로 함유되어, 강도의 저하가 염려된다. 한편, 50 ℃/초 초과의 냉각 속도에서는 열 변형에 의한 판의 휨이 염려되기 때문에, 50 ℃/초 이하로 한다.
또한, 파단면에 세퍼레이션이 발생함으로써, 소정의 흡수 에너지를 얻을 수 없는 경우에는 그 냉각 속도를 15 ℃/초 이상으로 한다. 또한, 20 ℃/초 이상에서는 강 성분을 변경하지 않고도 저온 인성을 열화시키지 않으면서 강도를 향상시키는 것이 가능해지므로, 냉각 속도는 20 ℃/초 이상이 좋다.
650℃로부터 권취까지의 온도 영역에서의 냉각 속도는 공랭 또는 그것에 상당하는 냉각 속도로 하여도 된다. 다만, Nb 등의 석출 강화의 효과를 최대한으로 누리려면, 석출물이 조대화에 의하여 과시효가 되지 않도록 650℃로부터 권취까지의 평균 냉각 속도가 5 ℃/초 이상인 것이 좋다.
냉각 후에는 열연 강판 제조 공정의 특징인 권취 공정을 효율적으로 활용한다. 냉각 정지 온도 및 권취 온도는 500℃ 이상 650℃ 이하의 온도 영역으로 한다. 650℃ 초과에서 냉각을 정지하고, 그 후 권취하면, Nb을 함유하는 석출물이 과시효가 되어 석출 강화가 충분히 발현하지 않게 된다. 또한, Nb을 함유하는 조대한 석출물이 형성되어 파괴의 기점이 되고, 연성 파괴 정지능, 저온 인성이나 내사워성을 열화시킬 우려가 있다. 한편, 500℃ 미만에서 냉각을 종료하고 권취하면 목적으로 하는 강도를 얻기 위하여 극히 효율적으로 Nb을 함유하는 미세한 석출물을 얻지 못하여, 목적으로 하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 따라서, 냉각을 정지하고, 권취하는 온도 영역은 500℃ 이상, 650℃ 이하로 한다.
실시예
이하에서, 실시예에 의하여 본 발명에 대하여 더 설명한다.
표 2에 나타내는 화학 성분을 가진 A 내지 R의 강은 전로에서 용제하여, CAS 또는 RH로 2차 정련을 하였다. 탈산 처리는 2차 정련 공정에서 실시하고, 표 1에 나타내는 바와 같이 Ti을 투입하기 전에 용강의 용존 산소를 Si 농도로 조정하고, 그 후, Ti, Al, Ca 순서대로 탈산을 실시하였다. 이 강들은 연속 주조 후, 직송 또는 재가열하고, 조압연에 이어지는 마무리 압연으로 20.4 ㎜의 판 두께로 압하하고, 런 아웃 테이블에서 냉각 후에 권취하였다. 다만, 표 중의 화학 조성에 대한 표시는 질량%이다. 또한, 표 2 중에 기재된 N*는 N-14/48×Ti의 값을 의미한다.
Figure 112010077336641-pct00001
Figure 112010077336641-pct00002
제조 조건의 상세를 표 3에 나타낸다. 여기서, 「성분」은 표 2에 나타낸 각 슬라브 편의 기호를, 「경압하」는 연속 주조에 있어서의 최종 응고시의 경압하 조업의 유무를, 「가열 온도」는 슬라브 가열 온도 실적을, 「용체화 온도」는,
SRT (℃)=6670/(2.26-log([%Nb]×[%C]))-273
으로 산출되는 온도를, 「유지 시간」은 실적 슬라브 가열 온도에서의 유지 시간을, 「패스간 냉각」은 미재결정 온도 영역 압연 전에 발생하는 온도 대기 시간을 단축할 목적으로 이루어지는 압연 스탠드 간 냉각의 유무를, 「미재결정 영역 합계 압하율」은 미재결정 온도 영역에서 실시된 압연의 합계 압하율을, 「FT」는 마무리 압연 종료 온도를, 「Ar3 변태점 온도」는 계산 Ar3 변태점 온도를, 「650℃까지의 냉각 속도」는 냉각 개시 온도 내지 650℃의 온도 영역을 통과할 때의 평균 냉각 속도를, 「CT」는 권취 온도를 나타낸다.
Figure 112010077336641-pct00003
이와 같이 하여 얻은 강판의 재질을 표 4에 나타낸다. 조사 방법을 이하에 나타낸다.
미세 조직의 조사는 강판 판 폭 방향의 단부로부터, 판 폭(W)의 1/4W 또는 3/4W 위치에서 잘라낸 시료를 압연 방향 단면으로 연마하고, 나이탈 시약을 사용하여 에칭하고, 광학 현미경을 사용하여 200 내지 500배의 배율로 관찰된 판 두께의 1/2t에서의 시야의 사진으로 실시하였다. 또한, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 평균 원 상당 지름이라 함은 상기와 동일한 시료로, 강판 표면으로부터 판 두께(t)의 1/4t의 부분을, 광학 현미경을 사용하여 1000배의 배율로 관찰된 20 시야 이상의 미세 조직 사진으로부터 영상 처리 장치 등으로부터 얻은 값을 채용하고, 그 평균값으로 정의된다.
또한, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 핵이 되는 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물의 비율은 상기 마이크로 사진으로 관찰된 Ti 질화물을 함유하는 석출물 중에서 핵이 되는 복합 산화물을 함유하는 것의 비율(핵이 되는 복합 산화물을 함유하는 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 개수)/(관찰된 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 총수)로 정의된다. 또한, 그 핵의 복합 산화물 조성의 특정은 각 시야에서 1개 이상을 분석하여 실시하고, 주사형 전자 현미경에 부가된 에너지 분산 형태 X선 분광(Energy Dispersive X-ray Spectroscope: EDS)이나 전자 에너지 손실 분광법(Electron Energy Loss Spectroscope: EELS)으로 확인하였다.
인장 시험은 C 방향으로부터 JIS Z 2201에 기재된 5호 시험편을 잘라내어, JIS Z 2241의 방법에 따라 실시하였다. 샤르피 충격 시험은 판 두께 중심의 C 방향으로부터 JIS Z 2202에 기재된 시험편을 잘라내어, JIS Z 2242의 방법에 따라서 실시하였다. DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험은 C 방향으로부터, 300㎜L×75㎜W×판 두께(t) ㎜의 직사각형의 시험편을 잘라내고, 이것에 5 ㎜의 프레스 노치를 형성한 테스트 피스를 제작하여 실시하였다. HIC 시험은 NACETM0284에 준거하여 실시하였다.
표 4에 있어서, 「미세 조직」이란, 강판 표면으로부터 판 두께의 1/2t 부분의 미세 조직이다. 「Zw」는 연속 냉각 변태 조직이며, α˚B, αB, αq, γr, MA의 1종 또는 2종 이상을 포함하는 미세 조직이라고 정의된다.「PF」는 폴리고날 페라이트를,「가공 F」는 가공 페라이트를, 「P」는 펄라이트를, 「αB+αq의 분율」은 입상 베이나이트 페라이트(αB) 및 준폴리고날 페라이트(αq)의 합계의 면적 분율을 나타내고 있다.
「석출 강화 입자 지름」이란, 3차원 원자 프로브법으로 측정한 석출 강화에 유효한, Nb을 함유하는 석출물의 크기를 나타낸다.「석출 강화 입자 밀도」란, 3차원 원자 프로브법으로 측정한 석출 강화에 유효한, Nb을 함유하는 석출물의 밀도를 나타낸다.「평균 원 상당 지름」이란, 상기 방법으로 측정한 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 평균 원 상당 지름을 나타낸다.「함유 비율」이란, 상기 Ti 질화물을 함유하는 석출물 중에서 핵이 되는 복합 산화물을 함유하는 것의 개수 비율을 나타낸다.「복합 산화물의 조성」이란 EELS로 분석한 결과로, 각 원소가 검출되면 ○을, 검출되지 않으면 ×로 하였다.「인장 시험」결과는 C 방향 JIS5호 시험편의 결과를 나타낸다.「FATT85 %」는 DWTT 시험에 있어서 연성 파면율이 85%가 되는 시험 온도를 나타낸다.「흡수 에너지 vE-20℃」는 샤르피 충격 시험에 있어서의 ―20℃에서 얻을 수 있는 흡수 에너지를 나타낸다.「파면 단위」란, 100배 전후의 배율로 SEM에 의한 5 시야 이상에서 파면 측정으로 얻은 파면 단위의 평균값을 나타낸다. 또한, 「강도-vE 밸런스」는 「TS」와「흡수 에너지 vE-20℃」의 곱으로 나타낸다. 또한, 「CAR」는 HIC 시험에 의하여 구한 균열의 면적율을 나타낸다.
Figure 112010077336641-pct00004
본 발명에 따른 것은 강 번호 1, 5, 6, 16, 17, 21, 22, 24, 25, 28의 10개이며, 소정의 양의 강 성분을 함유하고, 그 미세 조직이 평균 지름 1 내지 3 ㎚인 Nb을 함유하는 석출물을 평균 밀도로 3 내지 3O×1022 개/㎥ 분산시킨 연속 냉각 변태 조직으로서, 또한 αB 및/또는αq가 체적 분율로 50% 이상인 강판 중에 함유되는 Ti 질화물을 함유하는 석출물의 평균 원 상당 지름이 0.1 내지 3 ㎛이고, 또한 그 중의 개수로 5할 이상으로 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 함유하는 것을 특징으로 하며, 관 제조 전의 소재로서 X80 그레이드 상당의 인장 강도를 가진 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판이 얻어진다. 또한, 강 번호 1, 5, 21은 경압하를 실시하였기 때문에, 내사워성의 지표인 「CAR」이 목표인 3% 이하를 달성하였다.
상기 이외의 강은 이하의 이유에 의하여 본 발명의 범위에 속하지 않는다.
강 번호 2는 가열 온도가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, Nb을 함유하는 석출물의 평균 지름(석출 강화 입자 지름) 및 평균 밀도(석출 강화 입자 밀도)가 청구항 1의 범위 외가 되어, 충분한 석출 강화의 효과를 얻을 수 없기 때문에, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 3은 가열 온도가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 구오스테나이트 입자가 조대화하여, 변태 후에 바람직한 연속 냉각 변태 조직을 얻지 못하며, FATT85%가 고온이다.
강 번호 4는 가열 유지 시간이 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 충분한 석출 강화의 효과를 얻을 수 없기 때문에, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 7은 미재결정 온도 영역의 합계 압하율이 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 구오스테나이트 입자가 조대화하여, 변태 후에 바람직한 연속 냉각 변태 조직을 얻지 못하며, FATT85 %가 고온이다.
강 번호 8은 미재결정 영역 합계 압하율이 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미세 조직 등을 얻지 못하고, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 9는 마무리 압연 온도가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미세 조직 등을 얻지 못하고, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 10은 냉각 속도가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 미세 조직이 얻지 못하고, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 11은 CT가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 충분한 석출 강화의 효과를 얻을 수 없기 때문에, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 12는 용제 공정에 있어서 Ti 탈산 후의 Al을 투입할 때까지의 시간이 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, Ti 질화물을 함유하는 석출물의 지름의 핵이 되는 산화물의 분산이 불충분하기 때문에 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 질화물지름이 3 ㎛ 초과가 되며, FATT85 %가 고온이다.
강 번호 13은 용제 공정에 있어서 Ti 투입 전의 용존 산소량과 평형 용존 산소량이 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 질화물지름이 3 ㎛ 초과가 되고, FATT85 %가 고온이다.
강 번호 14는 용제 공정에 있어서 순서대로 탈산 원소의 투입 순서가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 질화물 지름이 3㎛ 초과가 되고, FATT85 %가 고온이다.
강 번호 15는 C 함유량 등이 본 발명 청구항 1의 범위 외이므로 목적으로 하는 미세 조직을 얻지 못하고, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 18은 C 함유량 등이 본 발명 청구항 1의 범위 외이므로 목적으로 하는 미세 조직을 얻지 못하고, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 19는 C함유량 등이 본 발명 청구항 1의 범위 외이므로 목적으로 하는 미세 조직을 얻지 못하고, 강도-vE 밸런스가 낮다.
강 번호 20은 C함유량 등이 본 발명 청구항 1의 범위 외이므로 목적으로 하는 미세 조직을 얻지 못하고, 강도가 낮다.
강 번호 23은 용제 공정에 있어서 순서대로 탈산 원소의 투입 순서가 본 발명 청구항 4의 범위 외이므로, 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 질화물 지름이 3㎛ 초과가 되고, FATT85 %가 고온이다.
강 번호 26은 Ca 함유량이 본 발명 청구항 1의 범위 외이며 청구항 1에 기재된 목적으로 하는 질화물 지름이 3㎛ 초과가 되고, FATT85 %가 고온이다.
강 번호 27은 V, Mo, Cr 및 Cu, Ni의 함유량이 본 발명 청구항 1의 범위 외이며 소재로서 X80 그레이드 상당의 인장 강도가 얻어지지 않는다.
산업상 이용 가능성
본 발명의 열연 강판을 전봉 강관 및 스파이럴 강관에 사용함으로써, 엄격한 내 파괴 특성이 요구되는 한랭지에 있어서, 예를 들면 1/2인치(12.7 ㎜) 초과의 비교적 두꺼운 판 두께에서도, API5L-X80 규격 이상의 고강도 라인 파이프가 제조가능하게 된다. 또한, 본 발명의 제조 방법에 의하여, 전봉 강관 및 스파이럴 강관용 열연 강판을 저렴하게 대량으로 안정적으로 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명에 의하여, 가혹한 조건 하에서의 라인 파이프의 부설이 종래에 비하여 용이하게 되어, 세계적인 에너지 유통의 핵심이 되는 라인 파이프망의 구축에 크게 공헌할 것으로 확신한다.

Claims (8)

  1. 질량%로,
    C=0.02 내지 0.06%,
    Si=0.05 내지 0.5%,
    Mn=1 내지 2%,
    P≤0.03%,
    S≤0.005%,
    O=0.0005 내지 0.003%,
    Al=0.005 내지 0.03%,
    N=0.0015 내지 0.006%,
    Nb=0.05 내지 0.12%,
    Ti=0.005 내지 0.02%,
    Ca=0.0005 내지 0.003%,
    를 함유하고, 또한,
    N-14/48×Ti≥0%,
    Nb-93/14×(N-14/48×Ti)>0.05%이며,
    또한,
    V≤0.3% (0%를 포함하지 않음),
    Mo≤0.3% (0%를 포함하지 않음),
    Cr≤0.3% (0%를 포함하지 않음)
    를 함유하며, 또한,
    0.2%≤V+Mo+Cr≤0.65%이고,
    Cu≤0.3% (0%를 포함하지 않음),
    Ni≤0.3% (0%를 포함하지 않음),
    를 함유하고, 또한
    0.1%≤Cu+Ni≤0.5%이고,
    잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강판으로서,
    그 미세 조직이 연속 냉각 변태 조직이고, 이 연속 냉각 변태 조직 중에, Nb을 함유하는 석출물이 평균 지름 1 내지 3 ㎚이고, 또한 평균 밀도 3 내지 30×1022 개/㎥로 분산되어 함유되며, 입상 베이나이트 페라이트(granular bainitic ferrite) αB 또는 준폴리고날 페라이트(quasi-polygonal ferrite)αq, 또는 입상 베이나이트 페라이트 αB와 준폴리고날 페라이트 αq가 분율로 50% 이상 포함되고,
    또한 Ti 질화물을 함유하는 석출물이 포함되어 있고, 이 Ti 질화물을 함유하는 석출물이 평균 원 상당 지름 0.1 내지 3 ㎛이고, 또한 그 개수로 50% 이상으로 Ca과 Ti과 Al을 함유하는 복합 산화물을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
  2. 제1항에 있어서, 질량%로,
    B=0.0002 내지 0.003%
    를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
  3. 제1항에 있어서, 질량%로,
    REM=0.0005 내지 0.02%
    를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
  4. 제2항에 있어서, 질량%로,
    REM=0.0005 내지 0.02%
    를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 하나의 항에 기재된 성분을 가진 열연 강판을 얻기 위한 용강을 조정할 때에, Si 농도가 0.05 내지 0.2%, 용존 산소 농도가 0.002 내지 0.008%가 되도록 조정한 용강 중에, 최종 함유량이 0.005 내지 0.3%가 되는 범위에서 Ti을 첨가하여 탈산한 후, 5분 이내에 최종 함유량이 0.005 내지 0.02%가 되는 Al을 첨가하고, 또한 최종 함유량이 0.0005 내지 0.003%가 되는 Ca을 첨가하며 그 후, 부족한 합금 성분 원소를 첨가하여 응고시킨 주편을 냉각한 후, 이 주편을 식 (1)로부터 산출하는 슬라브 재가열 온도 SRT(℃) 이상, 1260℃ 이하의 온도 영역으로 가열하고, 또한 해당 온도 영역에서 20분 이상 유지하며, 이어지는 열간 압연에서 미재결정 온도 영역의 합계 압하율을 65% 내지 85%로 하는 압연을 830℃ 내지 870℃의 온도 영역에서 종료한 후, 650℃까지의 온도 영역을 2 ℃/초 이상 50 ℃/초 이하의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 이상 650℃ 이하로 권취하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
    SRT(℃)=6670/(2.26-1og([%Nb]×[%C]))-273··· (1)
    여기서, [%Nb] 및 [%C]는 각각 강재 중의 Nb 및 C의 함유량(질량%)을 나타낸다.
  6. 제5항에 있어서, 상기 미재결정 온도 영역의 압연 전에 냉각을 하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  7. 제5항에 있어서, 상기 주편을 연속 주조로 제조할 때에, 주편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 알맞도록 압하량을 제어하면서 경압하 하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  8. 제6항에 있어서, 상기 주편을 연속 주조로 제조할 때에, 주편의 최종 응고 위치에 있어서의 응고 수축에 알맞도록 압하량을 제어하면서 경압하 하는 것을 특징으로 하는 저온 인성과 연성 파괴 정지 성능이 우수한 라인 파이프용 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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