KR101668545B1

KR101668545B1 - 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 그것을 사용한 고강도 용접 강관

Info

Publication number: KR101668545B1
Application number: KR1020147028737A
Authority: KR
Inventors: 준지 시마무라; 기미히로 니시무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-03-29
Filing date: 2013-03-29
Publication date: 2016-10-21
Also published as: CN104220624B; US9657868B2; EP2832889A1; KR20140138932A; EP2832889A4; RU2014143450A; JP5516784B2; CN104220624A; CA2867798A1; JP2013227670A; WO2013145770A1; EP2832889B1; RU2623562C2; CA2867798C; US20150059912A1

Abstract

본 발명은, API 5L X70 그레이드 이하의 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 그 강판을 사용한 고강도 용접 강관을 제공하는 것이다. 본 발명의 저항복비 고강도 강판은, 그 성분 조성을 소정의 것으로 하고, 그 금속 조직을, 베이나이트와 섬상 마텐자이트와, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에는, 추가로, 폴리고날 페라이트를 포함하는 것으로서, 상기 섬상 마텐자이트의 면적 분율은 3 ∼ 15 ％ 이고 원 상당 직경은 3.0 ㎛ 이하, 상기 표층부의 폴리고날 페라이트의 면적 분율은 10 ％ 이상 80 ％ 미만, 잔부는 상기의 베이나이트로 하고, 판두께 방향의 경도의 편차는 ΔHV 30 이하, 판폭 방향의 경도의 편차는 ΔHV 30 이하, 강판 표층부의 최고 경도는 HV 230 이하로 하고, GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서의 항복비는 85 ％ 이하이고 연신은 22 ％ 이상으로 한 것을 특징으로 하는 것이다.

Description

내변형 시효 특성이 우수한 저항복비 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 그것을 사용한 고강도 용접 강관{HIGH STRENGTH STEEL PLATE HAVING LOW YIELD RATIO EXCELLENT IN TERMS OF STRAIN AGEING RESISTANCE, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND HIGH STRENGTH WELDED STEEL PIPE MADE OF THE SAME}

본 발명은, 주로 라인 파이프 분야에서의 사용에 바람직한, 저항복비, 고강도 및 고인성을 갖는 강판과 그 제조 방법 그리고 고강도 용접 강관에 관한 것으로, 특히, 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 갖는 강판과 그 제조 방법, 또한 그 강판을 소재로 한 내좌굴 성능 및 연신 특성이 우수한 고강도 용접 강관에 관한 것이다.

최근, 용접 구조용 강재에 있어서는, 고강도, 고인성에 더하여, 내진성의 관점에서 저항복비화, 고균일 연신이 요구되고 있다. 일반적으로, 강재의 금속 조직을, 연질상인 페라이트 (이하, α 라고 칭하는 경우가 있다) 중에, 베이나이트 (이하, β 라고 칭하는 경우가 있다) 나 마텐자이트 (이하, M 이라고 칭하는 경우가 있다) 등의 경질상이 적당히 분산된 조직으로 함으로써, 강재의 저항복비화 및 고균일 연신화가 가능하다는 것이 알려져 있다.

상기와 같은 연질상 중에 경질상이 적당히 분산된 조직을 얻는 제조 방법으로서, 특허문헌 1 에 기재된 방법이 있다. 즉, 특허문헌 1 에는, 퀀칭 (이하, Q 라고 칭하는 경우가 있다) 과 템퍼링 (이하, T 라고 칭하는 경우가 있다) 의 중간에, 페라이트와 오스테나이트 (이하, γ 라고 칭하는 경우가 있다) 의 2 상역으로부터의 퀀칭 (이하, Q' 라고 칭하는 경우가 있다) 을 실시하는 열처리 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에는, 제조 공정이 증가하지 않는 방법으로서, Ar₃ 변태점 이상에서 압연을 종료한 후, 강재의 온도가 페라이트가 생성되는 Ar₃ 변태점 이하가 될 때까지 가속 냉각의 개시를 늦추는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 1, 특허문헌 2 에 개시되어 있는 것과 같은 복잡한 열처리를 실시하지 않고 저항복비화를 달성하는 기술로서, 특허문헌 3 에는, Ar₃ 변태점 이상에서 강재의 압연을 종료하고, 그 후의 가속 냉각 속도와 냉각 정지 온도를 제어함으로써, 침상 페라이트 (acicular ferrite) 와 마텐자이트의 2 상 조직으로 하고, 저항복비화를 달성하는 방법이 개시되어 있다.

나아가, 특허문헌 4 에는, 강재의 합금 원소의 첨가량을 크게 증가시키지 않고, 저항복비 그리고 우수한 용접 열 영향부 인성을 달성하는 기술로서, Ti/N 이나 Ca-O-S 밸런스를 제어하면서, 페라이트, 베이나이트 및, 섬상 마텐자이트 (이하, MA 라고 칭하는 경우가 있다) 의 3 상 조직으로 하는 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 5 에는, Cu, Ni, Mo 등의 합금 원소의 첨가에 의해, 저항복비 그리고 고균일 연신 성능을 달성하는 기술이 개시되어 있다.

한편, 라인 파이프에 사용되는 UOE 강관이나 전봉 강관과 같은 용접 강관은, 강판을 냉간에서 관상으로 성형하여, 맞대기부를 용접한 후, 통상적으로, 방식 (防食) 등의 관점에서 강관 외면에 폴리에틸렌 코팅이나 분체 에폭시 코팅과 같은 코팅 처리가 실시된다. 그 때문에, 제관시의 가공 변형과 코팅 처리시의 가열에 의해 변형 시효가 발생하여, 항복 응력이 상승하고, 강관에 있어서의 항복비는, 강판에 있어서의 항복비보다 커지게 된다는 문제가 있다.

이와 같은 문제에 대해서는, 예를 들어, 특허문헌 6 및 7 에, Ti 와 Mo 를 함유하는 복합 탄화물의 미세 석출물, 혹은, Ti, Nb, V 의 어느 2 종 이상을 함유하는 복합 탄화물의 미세 석출물을 활용한, 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비 고강도 및 고인성을 가진 강관 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 소55-97425호 일본 공개특허공보 소55-41927호 일본 공개특허공보 평1-176027호 일본 특허 4066905호 일본 공개특허공보 2008-248328호 일본 공개특허공보 2005-60839호 일본 공개특허공보 2005-60840호

특허문헌 1 에 기재된 열처리 방법에서는, 2 상역 퀀칭 온도를 적당히 선택함으로써, 저항복비화가 달성 가능하지만, 열처리 공정 수가 증가하기 때문에, 생산성의 저하나, 제조 비용의 증가를 초래한다는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 압연 종료부터 가속 냉각 개시까지의 온도역을 방랭 정도의 냉각 속도로 냉각시킬 필요가 있기 때문에, 생산성이 극단적으로 저하한다는 문제가 있다.

나아가, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 그 실시예가 나타내는 바와 같이, 인장 강도로 490 N/㎟ (50 ㎏/㎟) 이상의 강재로 하기 위해서, 강재의 탄소 함유량을 높이거나, 혹은 그 밖의 합금 원소의 첨가량을 늘린 성분 조성으로 하고 있으며, 그 때문에, 소재 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접 열 영향부 (HAZ) 의 인성의 열화가 문제가 된다.

또한, 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 파이프 라인 등에 사용되는 경우에 요구되는 균일 연신 성능에 대해서는, 마이크로 조직의 영향 등은 반드시 명확하게 되어 있는 것은 아니었다. 또한, 모재의 저온 인성의 평가는 -10 ℃ 에 있어서 실시되어 있을 뿐으로, 그것보다 저온에 있어서의 인성이 요구되는 새로운 용도에 대한 적용 가부는 불명하다.

특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 합금 원소의 첨가량을 늘린 성분 조성으로 할 필요가 있기 때문에, 소재 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접 열 영향부의 인성의 열화가 문제가 된다. 또한, 모재 및 용접 열 영향부의 저온 인성의 평가는 -10 ℃ 에 있어서 실시되어 있을 뿐이다.

특허문헌 6 또는 7 에 기재된 기술에서는, 내변형 시효 특성은 개선되지만, 모재 및 용접 열 영향부의 저온 인성의 평가는 -10 ℃ 에 있어서 실시되어 있을 뿐이다.

또한, 특허문헌 1 ∼ 7 에서는 페라이트상이 필수이지만, 페라이트상은 인장 강도의 저하를 초래한다. 그 때문에, API 규격으로 X60 이상으로 고강도화하는 경우, 합금 원소의 첨가가 필요하게 되어, 합금 비용의 상승이나 저온 인성의 저하를 초래할 우려가 있었다.

그래서, 본 발명은, 이와 같은 종래 기술의 과제를 해결하고, 고제조 효율로 제조 가능한, API 5L X70 그레이드 이하의 내변형 시효 특성이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 갖는 강판 및 그 제조 방법 그리고 그 강판을 사용한 고강도 용접 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위해서, 강판의 제조 방법, 특히 제어 압연 및 제어 압연 후의 가속 냉각과 그 후의 재가열이라는 제조 프로세스에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 강판 표층부에만 폴리고날 페라이트를 생성시킴과 함께, 강판 표층부의 베이나이트가 연질화하도록 압연 조건을 제어함으로써, 크게 강도를 저하시키지 않고, 고변형 성능이나 고연신 특성을 얻을 수 있는 가능성이 있는 것을 알아내고, 이하의 지견을 얻었다.

(a) 가속 냉각 과정에서 강판이 베이나이트 변태하고 있는 도중, 즉, 미변태 오스테나이트 (non-transformed austenite) 가 존재하는 온도 영역에서 가속 냉각을 정지하고, 그 후, 베이나이트 변태의 종료 온도 (이하 Bf 점이라고 한다) 보다 높은 온도에서 재가열을 실시하여, 강판의 금속 조직을, 베이나이트상 중에 경질의 섬상 마텐자이트가 균일하게 생성된 조직으로 함으로써, 저항복비화할 수 있다.

(b) 오스테나이트 안정화 원소로서의 Mn 을 강 성분에 적당량 첨가함으로써, 미변태 오스테나이트가 안정화하기 때문에, Cu, Ni, Mo 등의 퀀칭성 향상 원소를 다량 첨가하지 않아도 경질의 MA 를 생성할 수 있다.

(c) 오스테나이트 미재결정 온도역의 900 ℃ 이하에서 누적 압하율이 50 ％ 이상인 압연을 가함으로써 MA 를 균일 미세 분산시킬 수 있고, 저항복비를 유지하면서, 균일 연신을 향상시킬 수 있다.

(d) 상기 (c) 의 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서의 압연 조건과, 상기 (a) 의 재가열 조건의 양방을 적절히 제어함으로써, MA 의 형상을 제어할 수 있다. 즉, MA 의 크기를 원 상당 직경 (equivalent circle diameter) 의 평균치로 3.0 ㎛ 이하로 미세화할 수 있다. 그 결과, 종래 강이면 시효에 의해 항복비의 열화 등이 발생하는 것과 같은 열이력을 받아도 MA 의 분해가 적어, 시효 후에도 원하는 조직 형태 및 특성을 유지할 수 있다.

(e) 강판 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부의 온도가, (Ar₃ 변태점 온도 - 60 ℃) 이상 Ar₃ 변태점 이하의 온도에서 강판의 냉각을 개시함으로써, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에 폴리고날 페라이트를 적절한 면적률로 생성할 수 있다. 그 결과, 상기 표층부의 경도를 저감시킬 수 있고, 높은 연신 특성을 확보할 수 있다.

(f) 냉각 속도가 200 ℃／s 이하이고 강판 온도가 600 ℃ 이하가 될 때까지 1 단째의 냉각을 실시하는 것에 의해, 표층부의 베이나이트 조직을 연질화할 수 있다. 그 결과, 강판 표층부의 경도를 저감시킬 수 있고, 높은 연신 특성을 확보할 수 있다.

본 발명은 상기의 지견에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

[1] 성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％, N : 0.010 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 베이나이트와, 섬상 마텐자이트와, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에는 추가로, 폴리고날 페라이트를 포함하는 조직으로서, 상기 섬상 마텐자이트의 면적 분율이 3 ∼ 15 ％ 그리고 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하, 상기 폴리고날 페라이트의 상기 표층부에 있어서의 면적 분율이 10 ％ 이상 80 ％ 미만, 잔부가 상기 베이나이트이고, 판두께 방향의 경도의 편차가 비커스 경도로 ΔHV 30 이하, 판폭 방향의 경도의 편차가 비커스 경도로 ΔHV 30 이하, 강판 표층부의 최고 경도가 비커스 경도로 HV 230 이하이고, GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서의 항복비가 85 ％ 이하, 연신이 22 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 강판.

[2] 추가로, 성분 조성이, 질량％ 로, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 1 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ca : 0.0005 ∼ 0.003 ％, B : 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1] 에 기재된 저항복비 고강도 강판.

[3] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 하고, Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 열간 압연을 종료하고, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부가 (Ar₃ 변태점 온도 - 60 ℃) 이상 Ar₃ 변태점 이하의 온도에서 냉각을 개시하고, 강판 표면 온도에서 냉각 속도 200 ℃／s 이하로 하여, 600 ℃ 이하까지 냉각, 강판 평균 온도에서 냉각 속도 15 ℃／s 이상으로 하여, 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 즉시 강판 표면 온도에서 1.0 ℃／s 이상의 승온 속도로 550 ∼ 750 ℃ 까지 재가열하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 강판의 제조 방법.

[4] [1] 또는 [2] 에 기재된 강판을 통상으로 성형하고, 그 맞대기부를 내외면으로부터 1 층씩 용접하고, 그 후, 0.4 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 확관율로 확관 처리한, GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서의 항복비가 90 ％ 이하이고, 연신이 20 ％ 이상이고, 또한 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 실시한 후에 있어서도 항복비가 90 ％ 이하, 연신이 20 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용접 강관.

본 발명에 의하면, 내변형 시효 특성 (변형 시효 : strain ageing) 이 우수한 저항복비, 고강도 및 고인성을 갖는 강판을, 용접 열 영향부의 인성을 열화시키거나, 다량의 합금 원소를 첨가하지 않고, 제조할 수 있다. 이로 인해 주로 라인 파이프에 사용하는 강판을, 대량으로 안정적으로 제조할 수 있고, 생산성 및 경제성을 현저하게 높일 수 있다. 또한, 이 강판을 이용하여 내좌굴 성능 및 연신 특성이 우수한 고강도 용접 강관을 제조할 수 있기 때문에 산업상 매우 유용하다.

도 1 은 본 발명의 가속 냉각 이후에 있어서의 강판의 열이력을 모식적으로 나타내는 도면으로서, 실선은 강판의 평균 온도, 일점 쇄선은 강판의 표면 온도로 나타낸 것이다.

이하에 본 발명의 각 구성 요건의 한정 이유에 대하여 설명한다.

1. 성분 조성에 대하여

먼저, 본 발명의 강의 성분 조성을 규정한 이유를 설명한다. 또한, 성분 ％ 는, 모두 질량％ 를 의미한다.

C : 0.03 ∼ 0.08 ％

C 는 탄화물로서 석출 강화에 기여하고, 또한 MA 생성에 중요한 원소이다. C 량이 0.03 ％ 미만에서는 MA 의 생성에 불충분하고, 또한 충분한 강도를 확보할 수 없다. C 량이 0.08 ％ 를 초과하면 모재 인성 및 용접 열 영향부 (HAZ) 인성을 열화시킨다. 따라서, C 량은 0.03 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는, C 량은 0.04 ∼ 0.06 ％ 의 범위이다.

Si : 0.01 ∼ 1.0 ％

Si 는 탈산을 위하여 함유한다. Si 량이 0.01 ％ 미만에서는 탈산 효과가 충분하지 않고, 1.0 ％ 를 초과하면, 인성이나 용접성이 열화한다. 따라서, Si 량은 0.01 ∼ 1.0 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는, Si 량은 0.01 ∼ 0.3 ％ 의 범위이다.

Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％

Mn 은 강도, 인성 및 퀀칭성을 향상시키고, MA 생성을 촉진시키기 위해서 함유한다. Mn 량이 1.2 ％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 3.0 ％ 를 초과하면, 인성 그리고 용접성이 열화하기 때문에, Mn 량은 1.2 ∼ 3.0 ％ 의 범위로 한다. 성분이나 제조 조건의 변동에 상관없이, 안정적으로 MA 를 생성하기 위해서는, Mn 량은 1.8 ∼ 3.0 ％ 의 범위가 바람직하다.

P : 0.015 ％ 이하

본 발명에서 P 는 불가피적 불순물로서, 그 양의 상한을 규정한다. P 는, 함유량이 많으면 중앙 편석이 현저하고, 모재 인성이 열화하기 때문에, P 량은 0.015 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직한 P 량은 0.010 ％ 이하이다.

S : 0.005 ％ 이하

본 발명에서 S 는 불가피적 불순물로서, 그 양의 상한을 규정한다. S 는, 함유량이 많으면 MnS 의 생성량이 현저하게 증가하고, 모재의 인성이 열화하기 때문에, S 량은 0.005 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직한 S 량은 0.002 ％ 이하이다.

Al : 0.08 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 함유한다. Al 량이 0.08 ％ 를 초과하면 강의 청정도가 저하하고, 인성이 열화하기 때문에, Al 량은 0.08 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 량은 0.01 ∼ 0.08 ％ 의 범위이다. 더욱 바람직하게는, Al 량은 0.01 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％

Nb 는 조직의 미세립화에 의해 인성을 향상시키고, 또한 고용 Nb 의 퀀칭성 향상에 의해 강도 상승에 기여하는 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상의 Nb 량에서 발현한다. 그러나, Nb 량이 0.07 ％ 를 초과하여 함유하면 용접 열 영향부의 인성이 열화하기 때문에, Nb 량은 0.005 ∼ 0.07 ％ 의 범위로 한다. 더욱 바람직하게는, Nb 량은 0.01 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％

Ti 는 TiN 의 피닝 효과에 의해, 슬래브 가열시의 오스테나이트의 조대화를 억제하고, 모재의 인성을 향상시키는 중요한 원소이다. 그 효과는, 0.005 ％ 이상의 Ti 량에서 발현한다. 그러나, Ti 량이 0.025 ％ 를 초과하면 용접 열 영향부의 인성이 열화하기 때문에, Ti 량은 0.005 ∼ 0.025 ％ 의 범위로 한다. 용접 열 영향부의 인성의 관점에서는, 바람직하게는, Ti 량은 0.005 ％ 이상 0.02 ％ 미만의 범위이다. 더욱 바람직하게는, Ti 량은 0.007 ∼ 0.016 ％ 의 범위이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은 불가피적 불순물로서 취급하지만, N 량이 0.010 ％ 를 초과하면, 용접 열 영향부 인성이 열화하기 때문에, N 량은 0.010 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 량은 0.007 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, N 량은 0.006 ％ 이하이다.

O : 0.005 ％ 이하

본 발명에서 O 는 불가피적 불순물로서, 그 양의 상한을 규정한다. O 는 조대하고 인성에 악영향을 미치는 개재물의 생성의 원인이 되기 때문에, O 량은 0.005 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, O 량은 0.003 ％ 이하이다.

이상이 본 발명의 기본 성분이다. 추가로 강판의 강도 및 인성을 개선하고, 또한 퀀칭성을 향상시켜 MA 의 생성을 촉진시킬 목적으로, 이하에 나타내는 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ca, B 의 1 종 이상을 함유해도 된다.

Cu : 0.5 ％ 이하

Cu 는, 첨가함으로써 강의 퀀칭성 향상에 기여하기 때문에, Cu 를 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, Cu 를 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 량을 0.5 ％ 이상으로 하면, 인성 열화가 발생하기 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는, Cu 량은 0.5 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 Cu 량은, 0.4 ％ 이하이다.

Ni : 1 ％ 이하

Ni 는, 첨가함으로써 강의 퀀칭성의 향상에 기여하고, 특히, 다량으로 첨가해도 인성의 열화를 일으키지 않기 때문에, 강인화에 유효한 점에서 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, Ni 를 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 는 고가의 원소이기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는, Ni 량은 1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Ni 량은 0.4 ％ 이하이다.

Cr : 0.5 ％ 이하

Cr 은, Mn 과 마찬가지로 저 C 에서도 충분한 강도를 얻기 위해서 유효한 원소이기 때문에, Cr 을 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, Cr 을 0.1 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 과잉으로 첨가하면 용접성이 열화하기 때문에, 첨가하는 경우에는, Cr 량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Cr 량은 0.4 ％ 이하의 범위이다.

Mo : 0.5 ％ 이하

Mo 는, 퀀칭성을 향상시키는 원소로서, MA 생성이나 베이나이트상을 강화함으로써 강도 상승에 기여하는 원소이기 때문에, Mo 를 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 를 0.5 ％ 를 초과하여 첨가하면, 용접 열 영향부의 인성의 열화를 초래하는 점에서, 첨가하는 경우에는, Mo 량은 0.5 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는, Mo 량은 0.3 ％ 이하이다.

V : 0.1 ％ 이하

V 는, 퀀칭성을 높이고, 강도 상승에 기여하는 원소이기 때문에, V 를 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, V 를 0.005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, V 를 0.1 ％ 를 초과하여 첨가하면 용접 열 영향부의 인성이 열화하기 때문에, 첨가하는 경우에는, V 량은 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, V 량은 0.06 ％ 이하이다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.003 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태를 제어하여 인성을 개선하는 원소이기 때문에, Ca 를 첨가해도 된다. Ca 량이 0.0005 ％ 이상에서 그 효과가 나타나고, 0.003 ％ 를 초과하면 효과가 포화하여, 반대로 청정도를 저하시켜 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는 Ca 량은 0.0005 ∼ 0.003 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Ca 량은 0.001 ∼ 0.003 ％ 의 범위이다.

B : 0.005 ％ 이하

B 는 강도 상승, 용접 열 영향부의 인성의 개선에 기여하는 원소이기 때문에, B 를 첨가해도 된다. 그 효과를 얻기 위해서는, B 를 0.0005 ％ 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, B 를 0.005 ％ 를 초과하여 첨가하면 용접성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는, B 량은 0.005 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, B 량은 0.003 ％ 이하이다.

또한, Ti 량과 N 량의 비인 Ti/N 을 최적화함으로써, TiN 입자에 의해 용접 열 영향부의 오스테나이트 조대화를 억제할 수 있고, 양호한 용접 열 영향부의 인성을 얻을 수 있다. 그 때문에, Ti/N 은 2 ∼ 8 의 범위로 하는 것이 바람직하고, 2 ∼ 5 의 범위로 하는 것이 더욱 바람직하다.

본 발명의 강판에 있어서의 상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 범위이면, 상기 이외의 원소를 함유해도 된다. 예를 들어, 인성 개선의 관점에서, Mg : 0.02 ％ 이하, 및/또는 REM (희토류 금속) : 0.02 ％ 이하를 포함할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 금속 조직에 대하여 설명한다.

2. 금속 조직에 대하여

본 발명에서는, 베이나이트와 섬상 마텐자이트의 2 상 조직을 주체로 하고, 표리면으로부터 5 ㎜ 이하의 영역 (표층부) 에서는, 폴리고날 페라이트와 베이나이트와 섬상 마텐자이트의 3 상 조직이 되는 것과 같은 금속 조직으로 한다.

베이나이트에, 경질의 MA 를 포함한 2 상 조직을 주체로 함으로써, 저항복비화, 고균일 연신화나 고강도화를 달성하였다. 또한, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에서 추가로 폴리고날 페라이트를 포함한 3 상 조직으로 함으로써, 고균일 연신화나 고연신화를 달성하였다.

강판이나 강관이 큰 변형을 받는 지진 지대 등에 적용될 때에는, 저항복비화에 더하여 고균일 연신 성능이나 연신 성능이 요구되는 경우가 있다. 상기와 같은, 연질의 폴리고날 페라이트, 베이나이트와 경질의 MA 의 복상 조직에서는, 연질상이 변형을 담당한다. 또한, 판두께 방향 및 판폭 방향의 경도 편차를 ΔHV 30 정도 이하로 억제함과 함께, 강판의 표층부의 최고 경도를 HV 230 정도 이하로 억제함으로써, 강판의 GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서, 22 ％ 이상의 고연신화가 달성 가능하다.

금속 조직 중의 MA 의 비율은, MA 의 면적 분율 (압연 방향이나 판폭 방향 등의 강판의 임의의 단면에 있어서의 그것들의 MA 의 면적 비율의 평균치로부터 산출) 로, 3 ∼ 15 ％ 로 한다. MA 의 면적 분율이 3 ％ 미만에서는 저항복비화를 달성하기에는 불충분한 경우가 있고, 또한 15 ％ 를 초과하면 모재 인성을 열화시키는 경우가 있다.

또한, 저항복비화, 고균일 연신화 및 모재 인성의 관점에서, MA 의 면적 분율은 5 ∼ 15 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, MA 의 면적 분율은 강의 조직 전체에 대한 비율이다.

MA 는, 예를 들어 3 ％ 나이탈 용액 (nital : 질산알코올 용액) 으로 강판을 에칭한 후, 전해 에칭하여 관찰하면, 용이하게 식별 가능하다. 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 강판의 마이크로 조직을 관찰하면, MA 는 하얗게 들뜬 부분으로서 관찰된다.

또한, MA 의 면적 분율은, 예를 들어 주사형 전자 현미경 (SEM) 관찰에 의해 얻어진 적어도 4 시야의 마이크로 조직 사진을 화상 처리함으로써 MA 가 차지하는 그것들의 면적률의 평균치로부터 산출할 수 있다.

또한, 모재의 인성 확보 및 균일 연신 향상의 관점에서 MA 의 원 상당 직경은 3.0 ㎛ 이하로 한다. 이 이유는, MA 의 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 초과에서는, 모재 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문이다.

또한, MA 의 원 상당 직경은, SEM 관찰에 의해 얻어진 마이크로 조직을 화상 처리하고, 개개의 MA 와 동일한 면적의 원의 직경을 개개의 MA 에 대하여 구하고, 그들 직경의 평균치로서 구할 수 있다.

본 발명에서는, Cu, Ni, Mo 등의 고가의 합금 원소를 다량으로 첨가하지 않고 MA 를 생성시키기 위해서, Mn, Si 를 첨가한다. 이에 의해, 미변태 오스테나이트를 안정화시키고, 재가열, 그 후의 공랭 중에서의 펄라이트 변태나 세멘타이트 생성을 억제하는 것이 중요하다.

본 발명에 있어서의, MA 및 표리면하의 폴리고날 페라이트 생성의 메커니즘은 개략 이하와 같다. 상세한 제조 조건은 후술한다.

슬래브를 가열한 후, 오스테나이트 영역에서 압연을 종료하고, 그 후 Ar₃ 변태 온도 바로 아래에서 가속 냉각을 개시한다.

가속 냉각을 베이나이트 변태 도중인 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 종료하고, 그 후 베이나이트 변태의 종료 온도 (Bf 점) 보다 높은 온도에서 재가열을 실시하고, 그 후 냉각시키는 제조 프로세스에 있어서, 그 마이크로 조직의 변화는 다음과 같다.

가속 냉각 종료시의 마이크로 조직은, 표리면하의 폴리고날 페라이트와 베이나이트와 미변태 오스테나이트이다. 그 후, Bf 점보다 높은 온도에서 재가열을 실시함으로써 미변태 오스테나이트에서 베이나이트로의 변태가 발생하지만, 베이나이트는 C 고용 가능량이 적기 때문에 C 가 주위의 미변태 오스테나이트에 배출된다.

그 때문에, 재가열시의 베이나이트 변태의 진행에 수반하여, 미변태 오스테나이트 중의 C 량이 증가한다. 이 때, 오스테나이트 안정화 원소인, Cu, Ni 등이 일정량 이상 함유되어 있으면, 재가열 종료시에도 C 가 농축된 미변태 오스테나이트가 잔존하고, 재가열 후의 냉각으로 MA 로 변태하여, 최종적으로 베이나이트 조직 중에 MA 가 생성된 조직, 또한 표리층하에서는 폴리고날 페라이트도 포함하는 조직이 된다.

표층부에 있어서의 폴리고날 페라이트의 면적 분율을 10 ％ 이상 80 ％ 미만으로 한다. 표층부에 있어서의 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10 ％ 미만에서는, 강판의 표층 경도가 HV 230 을 초과하여 지나치게 딱딱해져, 연신이 22 ％ 를 하회하는 경우가 있다. 또한, 표층부에 있어서의 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 80 ％ 이상에서는 강판의 강도가 지나치게 저하되기 때문이다.

본 발명에서는, 가속 냉각 후, 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 재가열을 실시하는 것이 중요하다. 재가열 개시 온도가 Bf 점 이하가 되면 베이나이트 변태가 완료되어 미변태 오스테나이트가 존재하지 않게 되기 때문에, 재가열 개시는 Bf 점보다 높은 온도로 할 필요가 있다.

또한, 재가열 후의 냉각에 대해서는, MA 의 변태에 영향을 주지 않기 때문에 특별히 규정하지 않지만, 기본적으로 공랭으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, Mn 을 일정량 첨가한 강을 이용하여, 베이나이트 변태 도중에 가속 냉각을 정지하고, 즉시 계속해서 재가열을 실시함으로써, 제조 효율을 저하시키지 않고 경질의 MA 를 생성시킬 수 있다.

또한, 본 발명에 관련된 강판에서는, 금속 조직이, 베이나이트상에 일정량의 MA 를 균일하게 포함하고, 또한 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에서는 폴리고날 페라이트도 포함하는 조직이지만, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않을 정도로, 그 밖의 조직이나 석출물을 함유하는 것도, 본 발명의 범위에 포함한다.

구체적으로는, 펄라이트나 세멘타이트 등이 1 종 또는 2 종 이상 혼재하는 경우에는, 강도가 저하한다. 그러나, 폴리고날 페라이트, 베이나이트 및 MA 이외의 조직의 면적 분율이 낮은 경우에는 강도의 저하의 영향을 무시할 수 있기 때문에, 조직 전체에 대한 합계의 면적 분율로 3 ％ 이하이면, 폴리고날 페라이트와 베이나이트와 MA 의 3 종 이외의 금속 조직으로서 펄라이트나 세멘타이트 등을 1 종 이상 함유해도 된다.

이상 서술한 금속 조직은, 상기 서술한 조성의 강을 이용하여, 이하에 서술하는 방법으로 제조함으로써 얻을 수 있다.

3. 제조 조건에 대하여

상기 서술한 조성을 갖는 강을, 전로, 전기로 등의 용제 수단으로 통상적인 방법에 의해 용제하고, 연속 주조법 또는 조괴 ∼ 분괴법 등으로 통상적인 방법에 의해 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다. 또한, 용제 방법, 주조 방법에 대해서는 상기한 방법에 한정되는 것은 아니다. 그 후, 원하는 형상으로 압연하고, 압연 후에, 냉각 및 가열을 실시한다.

또한, 본 발명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 냉각 개시 온도는 강판 표면 온도를, 냉각 속도, 냉각 정지 온도는 강판 표면 온도와 강판 평균 온도의 양방을 적용한다. 그 밖의 온도, 예를 들어 슬래브 가열 온도, 제어 압연 개시 온도, 제어 압연 종료 온도, 재가열에 있어서의 재가열 온도 등의 온도는 강판 평균 온도로 한다.

여기서, 강판 평균 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도로부터, 판두께, 열전도율 등의 파라미터를 고려하여, 계산에 의해 구한 것이다. 또한, 냉각 속도는, 열간 압연 종료 후, 냉각 종료 온도 (450 ∼ 650 ℃) 까지의 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각을 실시하는 데에 필요로 한 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다.

또한, 승온 속도는, 냉각 후, 재가열 온도 (550 ∼ 750 ℃) 까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요로 한 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다. 이하, 각 제조 조건에 대하여 상세하게 설명한다.

또한, Ar₃ 온도는, 이하의 식으로부터 계산되는 값을 사용한다.

Ar₃ (℃) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo

단, 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 나타낸다.

가열 온도 : 1000 ∼ 1300 ℃

가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는 탄화물의 고용이 불충분하여 필요한 강도가 얻어지지 않고, 1300 ℃ 를 초과하면 모재 인성이 열화하기 때문에, 가열 온도는, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 범위로 한다.

압연 종료 온도 : Ar₃ 온도 이상

압연 종료 온도가 Ar₃ 온도 미만이면, 그 후의 페라이트 변태 속도가 저하하기 때문에, 재가열시의 미변태 오스테나이트에 대한 C 의 농축이 불충분해져 MA 가 생성되지 않는다. 그 때문에 압연 종료 온도를 Ar₃ 온도 이상으로 한다.

900 ℃ 이하의 누적 압하율 : 50 ％ 이상

900 ℃ 이하라는 온도역은, 오스테나이트 미재결정 온도의 저온역에 상당한다. 이 온도역에 있어서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 함으로써, 오스테나이트립을 미세화할 수 있다. 이로써, 그 후, 구오스테나이트 입계에 생성되는 MA 의 생성 사이트가 증가하고, MA 의 조대화의 억제에 기여한다.

900 ℃ 이하의 누적 압하율이 50 ％ 미만이면, 생성되는 MA 의 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 를 초과하기 때문에, 균일 연신이 저하하거나 모재의 인성이 저하하는 경우가 있다. 그 때문에 900 ℃ 이하의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 한다.

본 발명의 가속 냉각에 있어서의 강판 평균 온도에서의 냉각 커브 및 강판 표면에서의 냉각, 가열 커브의 개략도를 도 1 에 나타낸다.

냉각 개시 온도는 강판 표면 온도로, (Ar₃ 변태점 온도 - 60 ℃) 이상 Ar₃ 변태점 이하로 한다. 이 조건은, 본 발명에 있어서 중요한 제조 조건의 하나이다. 압연 종료 후의 가속 냉각 개시 온도를 강판 표면 온도로 Ar₃ 변태점 이하 (Ar₃ 변태점 온도 - 60 ℃) 이상으로 함으로써, 강판의 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에 면적 분율 10 ％ 이상 80 ％ 미만의 폴리고날 페라이트를 생성시킬 수 있다. 이로써 강판 표층부의 최고 경도로 HV 230 이하로 할 수 있다. 이로써 GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서, 강판의 연신치를 22 ％ 이상으로 할 수 있다.

강판의 냉각 조건은, 강판 표면 온도에서는, 각각, 냉각 속도 200 ℃／sec 이하, 냉각 정지 온도 600 ℃ 이하로 한다.

냉각 속도가 200 ℃／sec 이하이고 냉각 정지 온도가 600 ℃ 이하가 되도록 냉각을 실시함으로써, 강판 표층부의 베이나이트 조직이 연질화하고, 강판 표층부의 최고 경도를 비커스 경도로 HV 230 이하로 할 수 있고, 또한 판두께 방향 및 판폭 방향의 경도의 편차를 ΔHV 30 이하로 억제할 수 있다. 이와 같이, 판두께, 판폭 방향의 경도의 편차를 ΔHV 30 이하, 표층의 최고 경도를 HV 230 이하로 함으로써, 강판의 연신의 편차나 연신의 저하를 억제할 수 있고, 안정적으로 연신 22 ％ 이상을 확보할 수 있다.

또한, 강판의 항복비를 85 ％ 이하, 연신을 22 ％ 이상으로 하는 것은, 다음의 이유에 의한 것이다. 강판 및 강관의 성형 변형에 수반하는 재질 변화를 고려하면, 강관에서 항복비 90 ％ 이하, 연신 20 ％ 이상을 확보하기 위해서는, 강판 단계에서는 항복비 85 ％ 이하, 연신 22 ％ 이상을 목표로 할 필요가 있기 때문이다.

냉각 정지 온도를 강판 표면 온도에서 600 ℃ 이하로 하는 것은 강판 표면을 베이나이트 변태의 개시 온도 이하로 하기 위함으로서, 강판 표면 온도에서 200 ∼ 500 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 이렇게 하는 것에 의해, 강판 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부의 금속 조직은 폴리고날 페라이트와 베이나이트와 MA 의 3 상 조직이 된다. 또한, 냉각 속도의 하한은 50 ℃／sec 로 하는 것이 바람직하다.

강판 평균 온도에서의 냉각 속도는 15 ℃／s 이상으로 한다.

냉각 속도가 15 ℃／s 미만에서는 냉각시에 펄라이트를 생성하기 때문에, 충분한 강도나 저항복비가 얻어지지 않는다. 따라서, 강판 평균 온도에서의 냉각 속도는, 15 ℃／s 이상으로 한다.

본 발명에서는, 가속 냉각에 의해 베이나이트 변태 영역까지 과냉시킴으로써, 그 후의 재가열시에 온도 유지하지 않고, 재가열시에 있어서 베이나이트 변태를 완료시키는 것이 가능해진다.

강판 평균 온도에서의 냉각 정지 온도는 450 ∼ 650 ℃ 로 한다.

본 프로세스는 본 발명에 있어서, 중요한 제조 조건이다. 본 발명에서는 재가열 후에 존재하는 C 의 농축된 미변태 오스테나이트가 그 후의 공랭시에 MA 로 변태한다.

즉, 베이나이트 변태 도중의 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 냉각을 정지할 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 450 ℃ 미만에서는, 베이나이트 변태가 완료되기 때문에 공랭시에 MA 가 생성되지 않아 저항복비화를 달성할 수 없다. 650 ℃ 를 초과하면 냉각 중에 석출되는 펄라이트에 C 가 소비되어 MA 가 생성되지 않는다. 그 때문에, 가속 냉각 정지 온도를 450 ∼ 650 ℃ 로 한다. 보다 양호한 강도 및 인성을 부여하는 데에 있어서 바람직한 MA 면적 분율을 확보하는 관점에서는, 바람직하게는 가속 냉각 정지 온도는 500 ∼ 600 ℃ 이다. 이 가속 냉각에 대해서는, 임의의 냉각 설비를 사용하는 것이 가능하다.

가속 냉각 정지 후, 즉시 강판 표면 온도에서, 1.0 ℃／s 이상의 승온 속도로, 550 ∼ 750 ℃ 의 온도까지 재가열을 실시한다.

여기서, 가속 냉각 정지 후, 즉시 재가열한다는 것은, 가속 냉각 정지 후, 120 초 이내에 1.0 ℃／s 이상의 승온 속도로 재가열하는 것을 말한다.

본 프로세스도 본 발명에 있어서 중요한 제조 조건이다. 상기 가속 냉각 후의 재가열시에 미변태 오스테나이트가 베이나이트로 변태하고, 그에 수반하여, 남은 미변태 오스테나이트에 C 가 배출된다. 그리고, 이 C 가 농화한 미변태 오스테나이트는, 재가열 후의 공랭시에 MA 로 변태한다.

MA 를 얻기 위해서는, 가속 냉각 후 Bf 점보다 높은 온도부터 550 ∼ 750 ℃ 의 온도역까지 재가열할 필요가 있다.

승온 속도가 1.0 ℃／s 미만에서는, 목적으로 하는 재가열 온도에 이르기까지 장시간을 필요로 하기 때문에 제조 효율이 악화되고, 또한 MA 의 조대화를 초래하는 경우가 있어, 충분한 저항복비, 인성 혹은 균일 연신을 얻을 수 없다. 이 기구는 반드시 명확한 것은 아니지만, 다음과 같이 생각된다. 즉, 재가열의 승온 속도를 1.0 ℃／s 이상으로 크게 함으로써, C 농축 영역의 조대화를 억제하고, 재가열 후의 냉각 과정에서 생성되는 MA 의 조대화가 억제되는 것으로 생각된다.

재가열 온도가 550 ℃ 미만에서는 변태가 충분히 일어나지 않아, C 의 미변태 오스테나이트에 대한 배출이 불충분해지고, 충분한 MA 가 생성되지 않아 저항복비화를 달성할 수 없다. 재가열 온도가 750 ℃ 를 초과하면 베이나이트의 연화에 의해 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 재가열의 온도역을 550 ∼ 750 ℃ 의 범위로 한다.

본 발명에서는, 가속 냉각 후, 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 재가열을 실시하는 것이 중요하다. 이 재가열에서는, 재가열 개시 온도가 Bf 점 이하가 되면 베이나이트 변태가 완료되어 미변태 오스테나이트가 존재하지 않게 되기 때문에, 재가열 개시는 Bf 점보다 높은 온도로 할 필요가 있다.

확실하게 C 를 미변태 오스테나이트에 농화시키기 위해서는, 재가열 개시 온도로부터 50 ℃ 이상 승온하는 것이 바람직하다. 재가열 온도에 있어서, 특별히 온도 유지 시간을 설정할 필요는 없다.

본 발명의 제조 방법을 이용하면 재가열 후 즉시 냉각시켜도, 충분한 MA 가 얻어지기 때문에, 저항복비화, 고균일 연신화를 달성할 수 있다. 그러나, 보다 미변태 오스테나이트에 대한 C 의 확산을 촉진시키고 MA 체적 분율을 확보하기 위해서, 재가열시에, 30 분 이내의 온도 유지를 실시할 수 있다.

30 분을 초과하여 온도 유지를 실시하면, 베이나이트상에 있어서 회복이 일어나 강도가 저하하는 경우가 있다. 또한, 재가열 후의 냉각은 기본적으로는 공랭으로 하는 것이 바람직하다.

가속 냉각 후의 재가열을 실시하기 위한 설비로서, 가속 냉각을 실시하기 위한 냉각 설비의 하류측에 가열 장치를 설치할 수 있다. 가열 장치로는, 강판의 급속 가열이 가능한 가스 연소로나 유도 가열 장치를 사용하는 것이 바람직하다.

이상, 서술한 바와 같이, 본 발명에 있어서는, 먼저, 오스테나이트 미재결정 온도역의 900 ℃ 이하에서 누적 압하율이 50 ％ 이상인 압하를 가한다. 이로써, 오스테나이트립의 미세화를 통해서 MA 생성 사이트를 늘리고, MA 를 균일 미세 분산시킬 수 있고, 강판에서 85 ％ 이하의 저항복비, 강관에서 90 ％ 이하의 저항복비를 확보할 수 있다.

또한, 본 발명에 있어서는, 가속 냉각 후의 재가열의 승온 속도를 크게 함으로써, MA 의 조대화를 억제하여, MA 의 원 상당 직경을 3.0 ㎛ 이하로 미세화한다. 또한, (Ar₃ 변태점 온도 - 60 ℃) 이상 Ar₃ 변태점 이하에서 냉각을 개시함으로써, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에서 폴리고날 페라이트를 생성시키고, 또한, 강판 표면의 냉각 속도가 200 ℃／s 이하이고 강판 표면 온도가 600 ℃ 이하가 될 때까지 냉각시킴으로써, 표층부의 베이나이트를 연질화시킬 수 있고, GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서, 강판에서 22 ％ 이상의 연신, 강관에서 20 ％ 이상의 연신을 확보할 수 있다.

이로써, 종래 강이면 변형 시효에 의해 특성이 열화하는 것과 같은 열이력을 받아도, 본 발명 강에서는 MA 의 분해가 적어, 베이나이트와 MA 의 2 상 조직을 주체로 하고, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에서 폴리고날 페라이트와 베이나이트와 MA 의 3 상 조직으로 이루어지는 소정의 금속 조직을 유지하는 것이 가능해진다.

그 결과, 본 발명에 있어서는, 250 ℃ 에서 30 분이라는, 일반적인 강관의 코팅 공정에서는 고온 그리고 장시간에 상당하는 열이력을 거쳐도, 변형 시효에 의한 항복 응력 (YS) 상승이나, 이에 수반하는 항복비의 상승이나 균일 연신의 저하를 억제할 수 있어, 종래 강이면 변형 시효에 의해 특성 열화하는 것과 같은 열이력을 받아도, 본 발명 강에서는 강판 및 강관에서 소정의 재질을 확보할 수 있다.

또한, 본 발명의 강판을 이용하여 강관을 제조하는 경우에는, 본 발명의 강판을 통상으로 성형하고, 그 맞대기부를 내외면으로부터 1 층씩 용접하면 된다. 그 후, 확관율 0.4 ∼ 2.0 ％ 로 확관 가공을 실시함으로써 양호한 진원도를 갖는 강관을 얻을 수 있다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 (강종 A ∼ J) 을 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 판두께 20 ㎜, 28 ㎜ 및 33 ㎜ 의 두께 강판 (No.1 ∼ 17) 을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간 압연한 후, 즉시 수냉형의 가속 냉각 설비를 이용하여 냉각을 실시하고, 유도 가열로 또는 가스 연소로를 이용하여 재가열을 실시하였다. 유도 가열로는 가속 냉각 설비와 동일 라인 상에 설치하였다.

각 강판 (No.1 ∼ 17) 의 제조 조건을 표 2 에 나타낸다. 또한, 가열 온도, 압연 종료 온도, 냉각 정지 (종료) 온도 및, 재가열 온도 등의 온도는 강판의 평균 온도로 하였다. 평균 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도로부터, 판두께, 열전도율 등의 파라미터를 이용하여 계산에 의해 구하였다.

또한, 냉각 속도는, 열간 압연 종료 후, 냉각 정지 (종료) 온도 (430 ∼ 630 ℃) 까지의 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각을 실시하는 데에 필요로 한 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다. 또한, 재가열 속도 (승온 속도) 는, 냉각 후, 재가열 온도 (530 ∼ 680 ℃) 까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요로 한 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다.

이상과 같이 하여 제조한 강판의 기계적 성질을 측정하였다. 측정 결과를 표 3 에 나타낸다. 인장 강도는, 압연 방향에 직각 방향 (C 방향) 의 전체 두께 인장 시험편을 2 개 채취하고, 인장 시험을 실시하여, 그 평균치로 평가하였다. 인장 강도 590 ㎫ 이상을 본 발명에 필요한 강도로 하였다. 항복비, 연신은, 압연 직각 방향 (C 방향) 의 전체 두께의 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 실시하여, 평가하였다. 항복비 85 ％ 이하, 균일 연신 10 ％ 이상, 전체 연신 22 ％ 이상을 본 발명에 필요한 변형 성능으로 하였다.

모재 인성에 대해서는, 압연 방향에 직각 방향의 풀 사이즈 샤르피 V 노치 시험편을 3 개 채취하고, 샤르피 시험을 실시하여, -40 ℃ 에서의 흡수 에너지를 측정하고, 그 평균치를 구하였다. -40 ℃ 에서의 흡수 에너지가 200 J 이상인 것을 양호로 하였다.

용접 열 영향부 (HAZ) 의 인성에 대해서는, 재현 열 사이클 장치에 의해 입열 70 kJ/㎝ 에 상당하는 열이력을 가한 시험편을 3 개 채취하고, 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 그리고, -40 ℃ 에서의 흡수 에너지를 측정하고, 그 평균치를 구하였다. -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 100 J 이상인 것을 양호로 하였다.

표 3 에 있어서, 발명예인 No.1 ∼ 7 은 모두, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명의 범위 내로서, 인장 강도 590 ㎫ 이상의 고강도에서 항복비 85 ％ 이하, 균일 연신 10 ％ 이상, 전체 연신 22 ％ 이상의 저항복비, 고연신이고, 모재 그리고 용접 열 영향부의 인성은 양호하였다.

또한, 강판의 조직은 중심부에서 베이나이트 주체로 MA 가 분산된 조직으로, MA 의 면적 분율은 3 ∼ 15 ％ 그리고 원 상당 직경 3.0 ㎛ 이하의 범위 내였다. 또한, MA 의 면적 분율은, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 관찰한 마이크로 조직으로부터 화상 처리에 의해 구하였다. 또한, 강판의 표층부에서 폴리고날 페라이트와 베이나이트를 주체로 MA 가 분산된 조직으로서, 폴리고날 페라이트의 면적 분율은 10 ∼ 80 ％ 였다.

한편, 비교예인 No.8 ∼ 14 는, 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 방법이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 조직이 본 발명의 범위 밖이 되어, 250 ℃, 30 분의 변형 시효 처리 전후 중 어느 것에 있어서도, 항복비, 연신이 불충분하거나 충분한 강도, 인성이 얻어지지 않았다. No.15 ∼ 17 은 성분 조성이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, No.15 는 항복비, 균일 연신이, No.16 은 인장 강도, 항복비, 균일 연신, 연신이 모두 발명의 범위 밖이 되었다. No.17 은, 용접 열 영향부 (HAZ) 인성이 발명의 범위 밖이 되었다.

다음으로, 표 2 에서 나타낸 제조 조건으로 제조한 강판 (No.1 ∼ 17) 을 사용하여 UOE 강관을 제조하였다.

얻어진 강판을 U 프레스, O 프레스에 의해 성형한 후, 서브머지 아크 용접으로 내면 심 용접 후, 외면 심 용접을 실시하였다. 그 후, 0.6 ∼ 1.2 ％ 의 확관율로 확관하여, 외경 400 ∼ 1626 ㎜ 의 강관으로 하였다. 파이프의 모재부로부터 GOST 규격의 인장 시험편을 채취하고, 인장 특성을 평가하였다. 또한, 시험편을 제작하기 위한 소재를 파이프의 모재부로부터 잘라, 250 ℃ 에서 30 분의 시효 처리를 실시한 후, 동일하게 GOST 규격의 인장 시험편을 채취하고, 시효 후의 인장 특성을 평가하였다. 또한, 강관의 모재부의 판두께 중앙 위치로부터 JIS Z2202 (1980) 의 V 노치 샤르피 충격 시험편을 채취하고, -40 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 또한, API-5L 에 준거한 DWTT (낙중 인열 시험 ; Drop Weight Tear Test) 시험편을 강관으로부터 채취하고, -20 ℃ 의 시험 온도에서 시험을 실시하여, SA 치 (Shear Area : 연성 파면율) 를 구하였다. 또한, 강관의 용접 이음부로부터 JIS Z2202 (1980) 의 V 노치 샤르피 충격 시험편을 외면 FL (Fusion Line) 의 위치로부터 채취하고, -40 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 또한, 노치 위치는 HAZ 와 용접 금속이 1 : 1 의 비율로 존재하는 위치로 하였다.

시험 결과를 표 4 에 나타낸다.

파이프 모재의 인장 강도가 250 ℃ 에서 30 분의 시효 처리 전후로 590 ㎫ 이상, 20 ％ 이상의 연신을 갖고, 또한 인장 강도에 대한 0.5 ％ 내력의 비율이 90 ％ 이하이고, 또한, 모재에 있어서의 시험 온도 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 200 J 이상, DWTTSA-20 ℃ (DWTT 시험 (시험 온도 : -20 ℃) 에 있어서의 연성 파면율) 가 85 ％ 이상이고, 강관의 심 용접 이음부의 외면 FL 노치에 있어서의 시험 온도 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지 100 J 이상을 본 발명의 목표 범위로 한다.

표 4 에 있어서, 발명예인 No.1 ∼ 7 은 모두, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명의 범위 내로서, 250 ℃ 에서 30 분간의 변형 시효 처리 전후로, 인장 강도 590 ㎫ 이상의 고강도에서 항복비 90 ％ 이하, 연신 20 ％ 이상의 저항복비, 고연신이고, 모재 그리고 용접 열 영향부의 인성은 양호하였다.

한편, 비교예인 No.8 ∼ 14 는, 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 방법이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 조직이 본 발명의 범위 밖이 되어, 250 ℃ 30 분의 변형 시효 처리 전후 중 어느 것에 있어서도 항복비, 연신이 불충분하거나 충분한 강도, 인성이 얻어지지 않았다. No.15 ∼ 17 은 성분 조성이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, No.15 는 항복비, 균일 연신이, No.16 은 인장 강도, 항복비, 균일 연신 및 연신이 모두 발명의 범위 밖이 되었다. No.17 은, 연신 및 용접열부의 인성이 발명의 범위 밖이 되었다.

Claims

성분 조성이, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 1.0 ％, Mn : 1.2 ∼ 3.0 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0 % 초과 0.08 ％ 이하, Nb : 0.005 ∼ 0.07 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％, N : 0.010 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 베이나이트와, 섬상 마텐자이트와, 표리면으로부터 5 ㎜ 이내의 표층부에는 추가로, 폴리고날 페라이트를 포함하는 조직으로서, 상기 섬상 마텐자이트의 면적 분율이 3 ∼ 15 ％ 그리고 원 상당 직경이 3.0 ㎛ 이하, 상기 폴리고날 페라이트의 상기 표층부에 있어서의 면적 분율이 10 ％ 이상 80 ％ 미만, 잔부가 상기 베이나이트이고, 판두께 방향의 경도의 편차가 비커스 경도로 ΔHV 30 이하, 판폭 방향의 경도의 편차가 비커스 경도로 ΔHV 30 이하, 강판 표층부의 최고 경도가 비커스 경도로 HV 230 이하이고, GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서의 항복비가 85 ％ 이하, 연신이 22 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 성분 조성이, 질량％ 로, Cu : 0.5 ％ 미만, Ni : 1 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.1 ％ 이하, Ca : 0.0005 ∼ 0.003 ％, B : 0.005 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 하고, Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 열간 압연을 종료하고, 강판 표면 온도가 (Ar₃ 변태점 온도 - 60 ℃) 이상 Ar₃ 변태점 이하의 온도에서 냉각을 개시하고, 강판 표면 온도에서 냉각 속도 200 ℃／s 이하로 하여, 600 ℃ 이하까지 냉각, 강판 평균 온도에서 냉각 속도 15 ℃／s 이상으로 하여, 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 즉시 강판 표면 온도에서 1.0 ℃／s 이상의 승온 속도로 550 ∼ 750 ℃ 까지 재가열하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판을 통상으로 성형하고, 그 맞대기부를 내외면으로부터 1 층씩 용접하고, 그 후, 0.4 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 확관율로 확관 처리한, GOST 규격으로 정해진 형상의 시험편을 사용한 전체 두께 인장 시험에 있어서의 항복비가 90 ％ 이하이고, 연신이 20 ％ 이상이고, 또한 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 실시한 후에 있어서도 항복비가 90 ％ 이하, 연신이 20 ％ 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 용접 강관.