KR102417659B1

KR102417659B1 - 열연 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR102417659B1
Application number: KR1020207017951A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 타케시 요코타; 사토시 츠츠미
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-12-25
Filing date: 2018-12-11
Publication date: 2022-07-05
Also published as: EP3715494A4; RU2740067C1; US20200385839A1; JP6572963B2; MX2020006703A; CA3086987C; CN111511944B; KR20200086737A; BR112020012791B1; EP3715494A1; BR112020012791A2; WO2019131100A1; US11390931B2; CA3086987A1; JP2019112676A; CN111511944A

Abstract

소정의 성분 조성을 갖고, 판두께의 1/2 위치에 있어서, 마르텐사이트가 면적률로 3％ 미만, 베이니틱 페라이트가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 6.0㎛ 이하이고, 추가로 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경이 20㎚ 이상인 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상인 조직을 갖고, 인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율(SA값)이 85％ 이상인 열연 강판.

Description

열연 강판 및 그의 제조 방법

본 발명은, 열연 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 특히 고흡수 에너지를 갖는 고강도 고인성 열연 강판과 그의 제조 방법에 관한 것으로, 그 중에서도 고강도, 고샤르피 충격 흡수 에너지 및 우수한 DWTT 성능을 갖는 라인 파이프용 고강도 전봉 강관 및 고강도 스파이럴 강관의 용도에 적합한 열연 강판과 그의 제조 방법에 관한 것이다.

천연 가스나 원유 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에서는, 고압화에 의한 수송 효율의 향상을 위해, 고강도화의 요망이 매우 높아지고 있다. 특히, 고압 가스를 수송하는 라인 파이프에서는, 통상의 구조용 강으로서 요구되는 강도, 인성 등의 재료 특성뿐만 아니라, 가스 라인 파이프 특유의 파괴 저항에 관한 재료 특성이 필요해진다.

통상의 구조용 강에 있어서의 파괴 인성값은 취성 파괴에 대한 저항 특성을 나타내고, 사용 환경에서 취성 파괴가 발생하지 않도록 설계하기 위한 지표로서 이용된다. 한편, 고압 가스 라인 파이프에서는 대규모 파괴의 회피에 대한 취성 파괴의 억제만으로는 충분하지 않고, 추가로 불안정 연성 파괴로 불리는 연성 파괴의 억제도 필요해진다.

이 불안정 연성 파괴는, 고압 가스 라인 파이프에 있어서 연성 파괴가 관축 방향으로 100m/s 이상의 속도로 전파하는 현상으로, 이에 의해 수 ㎞에도 미치는 대규모 파괴가 발생할 가능성이 있고, 과거의 조사 결과로부터, 불안정 연성 파괴 억제에는 샤르피 충격 흡수 에너지를 향상시키는 것이 유효한 것이 알려져 있어, 높은 샤르피 충격 흡수 에너지(연성 파괴 억제)가 요구되고 있다. 또한, 과거의 실관(full-scale pipe) 가스 버스트 시험 결과로부터 DWTT(Drop Weight Tear Test) 시험값(연성 파면율이 85％가 되는 파면 전이 온도)이 규정되고, 우수한 DWTT 특성(저온 인성)이 요구되고 있다.

추가로, 최근의 가스전이나 유전의 개발은, 러시아나 알래스카 등의 극한 지역이나 북해 등의 한냉 지역 및 지진 지대나 영구 동토 지대로 확대하는 경향이 있기 때문에, 부설(敷設)하는 라인 파이프에는 취성 파괴나 연성 파괴의 억제에 더하여, 지반 변동에 의한 대변형시의 안전성 확보를 위한 저항복비가 요구되는 경우가 있다.

이러한 요구에 대하여, 특허문헌 1에서는, 질량％로, C: 0.04∼0.09％, Si: 0.01∼0.50％, Mn: 0.5∼1.6％, Nb: 0.010∼0.100％, Mo: 0.02∼0.50％를 함유하는 강을 1100∼1300℃의 온도역으로 가열 후, 750∼900℃의 온도역에서 압연을 종료하고, 이어서 400∼550℃의 온도역에서 권취하는 것을 특징으로 하는, 내취성 파괴 특성 및 내연성 파괴 특성이 우수한 라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2에서는, 중량％로, C: 0.05∼0.12％, Si: 0.10∼0.40％, Mn: 0.50∼1.20％, Ca: 0.0020∼0.0060％를 포함하고, 추가로, Ni, Cu, Cr, Mo, Nb, V, Zr, Ti 중 1종 이상을 포함하는 연속 주조제 슬래브를 950℃ 이하에서 10％ 이상 50％ 이하의 압하를 행하고, 계속하여 표면의 냉각 속도가 2℃/s 이상으로 표면 온도가 Ar₃ 이하의 온도가 되기까지 냉각하여, 250s 미만의 복열 후, 미재결정 영역에서 50％ 이상의 압연을 행하여, 720∼820℃의 범위에서 압연을 종료하고, 계속하여 평균 냉각 속도 5∼30℃/s으로 냉각한 후, 400∼600℃의 범위에서 권취하는 고인성 내사워(sour-gas-resistant) 강관용 핫 코일의 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 3에서는, 질량％로, C: 0.03∼0.06％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1∼2％, Nb: 0.05∼0.08％, V: 0.05∼0.15％, Mo: 0.10∼0.30％를 함유하는 강 소재를 가열 후, 950℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율이 45％ 이상이고, 마무리 압연 종료 온도가 (Ar₃ 변태점－30℃) 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 당해 열간 압연 종료 후, 10s 이내에, 판두께 중앙에서 20℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 550∼650℃의 온도역까지 냉각하는 가속 냉각을 실시하고, 당해 가속 냉각 처리 종료 후 30s 이내의 동안, 공냉하는 공냉 처리를 실시한 후, 코일 형상으로 권취하고, 당해 권취한 코일을 1℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 방냉함으로써, 베이니틱 페라이트상과 7체적％ 이하의 제2상으로 이루어지고, 베이니틱 페라이트상 중에 Nb 및 V의 탄질화물이 0.06％ 이상 분산하여 이루어지는 조직을 갖는 고강도 용접 강관용 고장력 열연 강판 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 4에서는, 질량％로, C: 0.005∼0.020％, Si: 0.05∼1.0％, Mn: 1.0∼4.0％, Nb: 0.01∼0.50％, Ti: 0.005∼0.10％, B: 0.0010∼0.010％를 함유하고, 또한, 용접시의 열 이력하에서의 마르텐사이트를 억제하기 위한 조건식을 만족한 강편을 1000∼1250℃로 가열 후 열간 압연하여 강판으로 하고, 당해 압연에서는 900℃ 이하의 저온 오스테나이트 온도역에서의 누적 압하율을 50％ 이상, 압연 종료 온도를 700∼850℃로 하고, 상기 강판을 상기 압연 종료 온도-50℃ 이상의 온도에서 냉각 속도 5℃/s 이상으로 400℃ 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접성이 우수한 고강도 고인성 강관 소재 및 그의 제조 방법이 개시되어 있다.

일본공개특허공보 2003-3231호 일본공개특허공보 평7-268467호 일본공개특허공보 2011-17061호 일본공개특허공보 2004-76101호

그러나, 특허문헌 1에서는 실시예에 있어서의 -20℃에서의 샤르피 흡수 에너지는 235J 이하로서, 라인 파이프용 강관 소재로서 불안정 연성 파괴에 대한 정지 성능이 높다고는 할 수 없다. 또한, 보다 저온에서의 적용을 생각한 경우, 라인 파이프용 강관 소재로서 불안정 연성 파괴에 대한 정지 성능이 저위일 가능성이 우려된다.

또한, 특허문헌 2에 기재된 열연 강판은, 내HIC 특성이나 저온 인성(vTrs)의 향상은 현저하지만, 실시예에서는 인장 강도가 603㎫ 이하로서, 고압화에 의한 수송 효율 향상을 위한 고강도화의 요망을 만족할 수 없다. 또한, vTrs는 고강도화에 수반하여 저하하는 경향을 나타내는 것이 알려져 있어, 실시예 중의 vTrs는 반드시 높은 값이라고는 할 수 없다. 또한 DWTT 특성이나 샤르피 흡수 에너지의 기재는 없고, 라인 파이프용 강관 소재로서, 취성 파괴나 불안정 연성 파괴에 대한 정지 성능이 높다고는 할 수 없다.

특허문헌 3에 기재된 열연 강판은, 강판을 코일 형상으로 권취하고, 그 후 방냉함으로써 Nb나 V의 탄질화물을 석출시키고 있지만, 이들 저온에서 석출한 탄질화물은 매우 미세하고, 높은 석출 강화능을 갖지만, 항복 강도도 과도하게 상승하기 때문에, 항복비의 상승을 초래하는 경우가 있고, 실시예 중의 발명예에서는, 항복비가 85.7％ 이상이기 때문에, 지반 변동에 의한 대변형시의 안전성 확보가 저위일 가능성이 우려된다. 또한, 실시예 중의 열연 강판의 판두께는 12㎜로 얇기 때문에, 예를 들면, 19㎜ 이상의 열연 강판을 제조하는 경우, 압연 후의 냉각 속도가 느린 판두께 중앙부에서는 소망하는 조직이 얻어지지 않고, 모재 인성(vTrs)이 저위가 될 가능성이 우려된다.

특허문헌 4에 기재된 열연 강판은, 샤르피 흡수 에너지는 매우 높아, 불안정 연성 파괴에 대한 정지 성능은 높지만, vTrs는 -105℃ 이상으로, 저온 인성(취성 파괴 저항)이 높다고는 할 수 없다. 또한, 실시예의 대부분이 항복비 85％ 초과로서, 지반 변동에 의한 대변형시의 안전성 확보가 저위일 가능성이 우려된다.

그래서 본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험으로 얻어진 연성 파면율이 85％ 이상인, 고흡수 에너지를 갖는 고강도 고인성의 열연 강판 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성에 미치는 각종 요인에 대해서, 라인 파이프용 강판을 대상으로 예의 검토했다. 그 결과, C, Mn, Nb, Ti 등의 화학 성분을 적정하게 조정한 조성으로 한 위에, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이나 압연 종료 온도를 제어함과 함께, 냉각 정지 온도를 Ms점 바로 위로 함으로써 마르텐사이트를 최대한 저감한 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 또한 Nb의 탄질화물이 소정량 이상 분산한 조직으로 할 수 있어, 높은 샤르피 충격 흡수 에너지나 우수한 DWTT 특성을 갖는 저항복비형 고강도·고인성 열연 강판이 얻어지는 것을 인식했다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％로,

C: 0.04％ 이상 0.08％ 이하,

Si: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,

Mn: 1.2％ 이상 2.0％ 이하,

P: 0.001％ 이상 0.010％ 이하,

S: 0.0030％ 이하,

Al: 0.01％ 이상 0.08％ 이하,

Nb: 0.050％ 이상 0.100％ 이하,

Ti: 0.005％ 이상 0.025％ 이하,

N: 0.001％ 이상 0.006％ 이하를 함유하고,

추가로, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0030％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,

판두께의 1/2 위치에 있어서,

마르텐사이트가 면적률로 3％ 미만, 베이니틱 페라이트가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 6.0㎛ 이하이고,

추가로 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경이 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상인 조직을 갖고,

인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험으로 얻어진 연성 파면율(SA값)이 85％ 이상인 열연 강판.

[2] 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％로,

Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하,

REM: 0.0005％ 이상 0.0200％ 이하,

Zr: 0.0005％ 이상 0.0300％ 이하,

Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 [1]에 기재된 열연 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 열연 강판의 제조 방법으로서,

상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1100℃ 이상 1250℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율이 75％ 초과이고, 또한, 압연 종료 온도가 (Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하인 압연을 실시하여 열연 강판으로 한 후,

판두께 중앙에서 10℃/s 이상 60℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 Ms점 이상 (Ms점＋150℃) 이하의 온도역까지 가속 냉각하고,

450℃ 이상 600℃ 이하에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법.

[4] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 열연 강판의 제조 방법으로서,

상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1100℃ 이상 1250℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 1차 조(粗)압연을 실시한 후,

판두께 중앙에서 1.5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 오스테나이트 미재결정 온도역까지 냉각하고,

오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서, 2차 조압연 및 마무리 압연을, 상기 2차 조압연과 마무리 압연의 누적 압하율이 75％ 초과이고, 또한, 마무리 압연 종료 온도가 (Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하가 되도록 실시하여 열연 강판으로 한 후,

450℃ 이상 600℃ 이하에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법.　

본 발명에 의하면, 압연 조건 및 압연 후의 냉각 조건을 적정하게 제어함으로써, 강의 조직을 베이니틱 페라이트 주체로 하고, 또한 Nb의 탄질화물이 소정량 이상 분산된 조직으로 할 수 있고, 이 결과, 인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험으로 얻어진 연성 파면율이 85％ 이상의 강판이 얻어져, 산업상 매우 유익하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명의 성분 조성의 한정 이유를 설명한다. 또한, 성분에 관한 「％」표시는, 질량％를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.04％ 이상 0.08％ 이하

C는, 가속 냉각 후에 베이니틱 페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, C의 함유량이 0.04％ 미만에서는 냉각 중에 폴리고날 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문에, 소정량의 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않아, 소망하는 인장 강도(≥640㎫)가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, C의 함유량이 0.08％를 초과하면 가속 냉각 후에 경질의 마르텐사이트가 생성되기 쉬워져, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, C의 함유량은 0.04％ 이상 0.08％ 이하로 한다. C의 함유량은 바람직하게는 0.04％ 이상 0.07％ 이하이다.

Si: 0.01％ 이상 0.50％ 이하

Si는, 탈산에 필요한 원소로서, 또한 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Si를 0.01％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Si의 함유량이 0.50％를 초과하면 용접부 품질을 저하시킴과 함께, 용접 열 영향부 인성을 저하시킨다. 또한, 적(赤) 스케일의 생성이 현저해져, 강판 외관 성상이 저하한다. 따라서, Si의 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하로 한다. Si의 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상 0.20％ 이하이다.

Mn: 1.2％ 이상 2.0％ 이하

Mn은, C와 마찬가지로 가속 냉각 후에 베이니틱 페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Mn의 함유량이 1.2％ 미만에서는 냉각 중에 폴리고날 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문에, 소정량의 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않고, 소망하는 인장 강도(≥640㎫)가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, Mn의 함유량이 2.0％를 초과하면 주조시에 불가피적으로 형성되는 편석부에 농화하여, 그 부분이 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 성능의 열화의 원인이 되기 때문에, Mn의 함유량은 1.2％ 이상 2.0％ 이하로 한다. Mn의 함유량은 바람직하게는 1.2％ 이상 1.8％ 이하이다.

P: 0.001％ 이상 0.010％ 이하

P는, 고용 강화에 의해 열연 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P의 함유량이 0.001％ 미만에서는 그의 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈인 비용의 상승을 초래하는 경우가 있기 때문에, P의 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 한편, P의 함유량이 0.010％를 초과하면, 인성이나 용접성이 현저하게 열화한다. 따라서, P의 함유량은 0.001％ 이상 0.010％ 이하로 한다.

S: 0.0030％ 이하

S는, 열간 취성을 일으키는 원인이 되는 외에, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여, 인성이나 연성을 저하시키는 유해한 원소이다. 따라서, S는 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S의 함유량의 상한은 0.0030％로 한다. S의 함유량은 바람직하게는 0.0015％ 이하이다. S의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 극저 S화는 제강 비용이 상승하기 때문에, S의 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01％ 이상 0.08％ 이하

Al은, 탈산재로서 함유시키는 원소이다. 또한, Al은, 고용 강화능을 갖기 때문에, 열연 강판의 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Al의 함유량이 0.01％ 미만에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Al의 함유량이 0.08％를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, Al의 함유량은 0.01％ 이상 0.08％ 이하로 한다. Al의 함유량은 바람직하게는 0.01％ 이상 0.05％ 이하이다.

Nb: 0.050％ 이상 0.100％ 이하

Nb는, 열간 압연시의 오스테나이트의 미재결정 온도역을 확대하는 효과가 있고, 미재결정 오스테나이트역 압연의 미세화 효과에 의한 인성의 향상에 유효하다. 또한, Nb는 탄질화물로서 미세 석출함으로써, 용접성을 해치는 일 없이, 열연 강판을 고강도화한다. 이들 효과를 얻기 위해, Nb를 0.050％ 이상 첨가한다. 한편, Nb의 함유량이 0.100％를 초과하면, 가속 냉각 후에 경질의 마르텐사이트가 생성되기 쉬워져, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, Nb의 함유량은 0.050％ 이상 0.100％ 이하로 한다. Nb의 함유량은 바람직하게는 0.050％ 이상 0.080％ 이하이다.

Ti: 0.005％ 이상 0.025％ 이하

Ti는, 강 중에서 질화물을 형성하고, 특히 0.005％ 이상 첨가하면 질화물의 피닝 효과(pinning effect)로 오스테나이트립을 미세화하는 효과가 있고, 모재의 인성 확보나 용접 열 영향부의 인성 확보에 기여한다. 또한, Ti는 석출 강화에 의한 열연 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Ti를 0.005％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti를 0.025％를 초과하여 첨가하면, TiN이 조대화하고, 오스테나이트립의 미세화에 기여하지 않게 되어, 인성 향상 효과가 얻어지지 않게 될뿐만 아니라, 조대한 TiN은 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 현저하게 저하한다. 따라서, Ti의 함유량은 0.005％ 이상 0.025％ 이하로 한다. Ti의 함유량은 바람직하게는 0.008％ 이상이다. Ti의 함유량은 바람직하게는 0.018％ 이하이다.

N: 0.001％ 이상 0.006％ 이하

N은, Ti와 질화물을 형성하여 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 인성의 향상에 기여한다. 이러한 피닝 효과를 얻기 위해, N의 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 한편, N의 함유량이 0.006％를 초과하면, 용접부, 특히 용융선 근방에서 1450℃ 이상으로 가열된 용접 열 영향부(HAZ)에서 TiN이 분해된 경우, 고용 N에 기인한 HAZ부의 인성이 현저하게 저하하는 경우가 있다. 따라서, N의 함유량은 0.001％ 이상 0.006％ 이하로 한다. 용접 열 영향부의 인성에 대한 요구 레벨이 높은 경우에는, N의 함유량은 0.001％ 이상 0.004％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 필수 첨가 원소 외에, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V, B로부터 선택되는 1종 이상의 원소를 첨가한다.

Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0030％ 이하로부터 선택되는 1종 이상

Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.00％ 이하

Cu, Cr, Mo는, 모두 퀀칭성 향상 원소로서, 가속 냉각 후에 베이니틱 페라이트 주체의 조직을 형성하여, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu, Cr, Mo 각각의 함유량을 0.01％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Cu, Cr, Mo의 함유량이 각각 1.00％를 초과하면 고강도화의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 가속 냉각 후에 경질의 마르텐사이트가 생성하기 쉬워지고, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, Cu, Cr, Mo를 첨가하는 경우는, Cu, Cr, Mo의 각각의 함유량을 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cu의 함유량은 0.01％ 이상 0.40％ 이하이고, Cr의 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하이고, Mo의 함유량은 0.01％ 이상 0.50％ 이하이다.

Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하

Ni도 퀀칭성 향상 원소로서, 첨가해도 인성의 열화를 일으키지 않기 때문에, 유용한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상의 Ni의 첨가가 필요하다. 한편, Ni는 매우 고가이고, 또한 Ni의 함유량이 1.00％를 초과하면 그의 효과가 포화하기 때문에, Ni를 첨가하는 경우는, Ni의 함유량을 0.01％ 이상 1.00％ 이하로 한다. Ni의 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이상 0.40％ 이하이다.

V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하

V는, Nb와 마찬가지로, 탄질화물로서 미세 석출함으로써, 용접성을 해치는 일 없이, 열연 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소로서, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상의 V의 첨가가 필요하다. 한편, V의 함유량이 0.10％를 초과하면, 고강도화의 효과가 포화할 뿐만 아니라, 용접성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, V를 첨가하는 경우는 V의 함유량을 0.01％ 이상 0.10％ 이하로 한다. V의 함유량은, 바람직하게는 0.01％ 이상 0.05％ 이하이다.

B: 0.0005％ 이상 0.0030％ 이하

B는, 오스테나이트 입계에 편석하여, 페라이트 변태를 억제함으로써, 특히 HAZ부의 강도 저하 방지에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.0005％ 이상의 B의 첨가가 필요하다. 한편, B의 함유량이 0.0030％를 초과하면 그의 효과는 포화하기 때문에, B를 첨가하는 경우는, B의 함유량을 0.0005％ 이상 0.0030％ 이하로 한다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 한다.

또한, 상기 성분에, 필요에 따라서, 추가로 Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, REM: 0.0005％ 이상 0.0200％ 이하, Zr: 0.0005％ 이상 0.0300％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.

Ca, REM, Zr, Mg는, 강 중의 S를 고정하여 강판의 인성을 향상시키는 기능이 있고, 각각 0.0005％ 이상의 첨가로 효과가 발휘된다. 한편, Ca, REM, Zr, Mg를 각각 0.0100％, 0.0200％, 0.0300％, 0.0100％를 초과하여 첨가하면 강 중의 개재물이 증가하여, 인성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, 이들 원소를 첨가하는 경우, Ca, REM, Zr, Mg의 함유량을 각각, Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하, REM: 0.0005％ 이상 0.0200％ 이하, Zr: 0.0005％ 이상 0.0300％ 이하, Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ca의 함유량은 0.0005％ 이상 0.0040％ 이하이고, REM의 함유량은 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하이고, Zr의 함유량은 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하이고, Mg의 함유량은 0.0005％ 이상 0.0050％ 이하이다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판이 갖는 조직에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연 강판은, 인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율이 85％ 이상의 특성을 안정되게 얻기 위해, 판두께의 1/2 위치(판두께 t의 1/2t부)에 있어서, 마르텐사이트가 면적률로 3％ 미만이고, 또한 베이니틱 페라이트가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 6.0㎛ 이하인 조직으로 한다. 추가로 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경이 20㎚ 이상인 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상인 조직으로 한다. 여기에서, 베이니틱 페라이트란, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 갖는 상이고, 어시큘러-페라이트를 포함한다. 잔부 조직으로서는, 면적률이 3％ 미만의 마르텐사이트가 허용되는 것 외에, 페라이트, 펄라이트 등의 베이니틱 페라이트 이외의 상이 포함되어 있어도 좋고, 이들 잔부 조직이 합계 면적률로 5％ 미만이면, 본 발명의 효과를 발현할 수 있다.

판두께의 1/2 위치에 있어서의 마르텐사이트의 면적률: 3％ 미만

본 발명에서 말하는 마르텐사이트란, 압연 후의 냉각 과정에서 미변태 오스테나이트로부터 구(prior)γ(오스테나이트) 입계, 혹은 구γ립 내에 생성된 마르텐사이트이고, 이 마르텐사이트는 주상에 비하여 경도가 높고, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 된다. 이 때문에, 마르텐사이트의 면적률이 3％ 이상에서는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 현저하게 저하한다. 한편, 마르텐사이트가 면적률로 3％ 미만이면, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성의 저하는 작기 때문에, 본 발명에서는 판두께 1/2 위치에 있어서의 마르텐사이트의 면적률을 3％ 미만(0％를 포함함)으로 한정한다.

판두께의 1/2 위치에 있어서의 베이니틱 페라이트의 면적률: 95％ 이상

베이니틱 페라이트상은 경질상으로, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는데 유효하고, 베이니틱 페라이트의 면적률을 95％ 이상으로 함으로써, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성을 고위에서 안정화하면서, 고강도화가 가능해진다. 한편, 베이니틱 페라이트의 면적률이 95％ 미만에서는, 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트 등의 잔부 조직의 합계 면적률이 5％ 초과로 되고, 이러한 복합 조직에서는, 이상(異相) 계면이 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 소망하는 인장 강도를 만족한 경우에도, 목표로 하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 판두께 1/2 위치에 있어서의 베이니틱 페라이트의 면적률은 95％ 이상(100％를 포함함)으로 한다.

판두께의 1/2 위치에 있어서의 베이니틱 페라이트의 평균 입경: 6.0㎛ 이하

결정 입계는 취성 균열의 전파 저항이 되기 때문에, 베이니틱 페라이트의 평균 입경을 미세화함으로써 DWTT 특성은 개선된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 베이니틱 페라이트의 평균 입경을 6.0㎛ 이하로 한다.

판두께의 1/2 위치에 있어서의 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량: 0.025 질량％ 이상, 입경이 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량의 비율: Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상

본 발명에서는 미재결정 오스테나이트 온도역에 있어서의 압연 단계에서의 변형 야기 석출이나 냉각 및 권취 중의 변태에 수반하는 석출에 의한 Nb 탄질화물을 적정하게 제어함으로써, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성을 고위에서 안정화하면서, 소망하는 인장 강도(≥640㎫)가 얻어진다. 그러나, Nb 탄질화물량이, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량으로 0.025질량％ 미만에서는 소망하는 인장 강도(≥640㎫)가 얻어지지 않는 경우가 있기 때문에, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이 0.025질량％ 이상으로 한다. Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량은 바람직하게는 0.030질량％ 이상이다.

또한, 코일 형상으로 권취한 후의 냉각 중에 주로 석출하는 입경이 20㎚ 미만인 미세한 Nb 탄질화물은, 석출 강화에 의해 항복 강도를 과도하게 상승시키기 때문에, 소망하는 저항복비(≤85％)가 얻어지지 않는 경우가 있다. 그러나, 입경이 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물을, 당해 입경이 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량으로, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상으로 함으로써, 항복비의 상승이 억제되어, 소망하는 저항복비가 얻어진다. 따라서, 입경이 20㎚ 이상인 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량은, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상으로 한다. 바람직하게는 60％ 이상이다.

여기에서, 상기의 베이니틱 페라이트를 비롯한 각 상의 면적률은, 판두께 1/2 위치로부터 L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 경면 연마 후, 나이탈로 부식하고, 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 배율 2000배로 무작위로 5시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진에 의해 조직을 동정(同定)하여, 각 상의 면적률을 화상 해석으로 구했다. 또한, 베이니틱 페라이트의 평균 입경은, JIS G 0551에 기재된 절단법에 의해 구했다.

또한, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량은, 판두께 1/2 위치로부터 시험편을 채취하고, 채취한 시험편을 전해액(10체적％ 아세틸아세톤-1질량％ 염화테트라메틸암모늄·메탄올) 중에서, 정전류 전해(약 20mA/㎠)하고, 전해 후의 시료에 부착된 석출물을 헥사메타인산 나트륨 수용액에 분산시키고 나서, 0.02㎛φ의 알루미나 필터로 여과 회수하여, 필터상의 석출물에 포함되는 Nb량을 ICP 발광 분광 분석법으로 측정하고, 필터에 포집된 입경이 20㎚ 이상인 Nb 석출물로서 석출한 Nb의 강 중 함유율을 구했다. 또한, 필터를 통과한 여과액에 포함되는 입경이 20㎚ 미만인 석출물은, 여과액을 건고한 후, 질산, 과염소산 및 황산을 더하여 황산 백연(fumes of sulfuric acid)이 나오기까지 가열 용해하여, 방냉 후, 염산을 첨가하고 나서 순수로 일정량으로 희석하여 용액을 조정한 후, ICP 발광 분광 분석법으로 측정했다. 이들 방법으로 구한 입경이 20㎚ 이상인 Nb 석출물과 20㎚ 미만인 Nb 석출물을 서로 더함으로써, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량을 구했다. 또한, 입경이 20㎚ 이상인 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량을 이용하여, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량에 대한 비율을 산출했다. 또한, 이 방법에 의해 정량되는 석출 Nb량은 베이니틱 페라이트상 이외의 상 중에 석출하고 있는 Nb를 포함하지만, 대부분은 베이니틱 페라이트상 중에 석출하고 있는 Nb이다.

또한, 일반적으로 가속 냉각을 적용하여 제조된 강판의 금속 조직은 강판의 판두께 방향에서 상이하기 때문에, 목표로 하는 강도나 샤르피 충격 흡수 에너지를 안정시켜 만족하는 관점에서, 본 발명에서는, 냉각 속도가 느리고 상기 특성을 달성하기 어려운 판두께의 1/2 위치의 조직을 규정했다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연 강판의 제조 방법은, 열간 압연 공정과, 열간 압연 공정 후의 가속 냉각 공정과, 가속 냉각 공정 후의 권취 공정을 갖는다. 상기 열간 압연 공정은, 강 슬래브를 가열하는 가열 공정과, 당해 강 슬래브에 조압연을 실시하여 시트 바로 하는 조압연 공정과, 당해 시트 바에 마무리 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 마무리 압연 공정을 포함한다.

열간 압연 공정에서는, 강 슬래브를 1100℃ 이상 1250℃ 이하로 가열한 후, 오스테나이트 재결정 온도역에서 1차 조압연을 실시하고, 그 후, 오스테나이트 미재결정 온도역까지 냉각한 후, 2차 조압연 및 마무리 압연을 행한다. 상기 2차 조압연과 마무리 압연의 누적 압하율은 75％ 초과로 하고, 마무리 압연 종료 온도는 (Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하로 한다. 그 후, 가속 냉각 공정에서는, 판두께 중앙에서 10℃/s 이상 60℃/s 이하의 평균 냉각 속도로, Ms점 이상 (Ms점＋150℃) 이하의 온도역까지 가속 냉각한다. 그리고 권취 공정에서는, 450℃ 이상 600℃ 이하로 권취한다. 이하, 각 공정에 대해서 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 슬래브 가열 온도, 조압연 온도, 조압연 종료 온도, 마무리 압연 온도, 마무리 압연 종료 온도, 가속 냉각 정지 온도, 권취 온도 등의 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도로 한다. 또한, 판두께 중앙의 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도에서, 판두께, 열 전도율 등의 파라미터를 고려한 계산에 의해 구한 판두께 중앙의 온도로 한다.

슬래브 가열 온도: 1100℃ 이상 1250℃ 이하

본 발명의 강 슬래브는, 상기한 성분 조성으로 이루어지는 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지의 방법으로 용제하여, 연속 주조법 혹은 조괴-분괴법(ingot casting-slabbing press)에 의해 제조할 수 있고, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위해 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또한, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각하지 않고 온편인 채로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은 약간의 보열을 행한 후에 즉각 열간 압연하는 직접 압연, 고온 상태인 채로 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략 하는 방법(온편 장입) 등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

슬래브 가열 온도가 1100℃ 미만에서는, 변형 저항이 높고 압연 부하가 증대하여 압연 능률이 저하한다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1250℃를 초과하여 고온으로 되면, 초기의 오스테나이트 입경이 조대화하기 때문에, DWTT 특성이 저하하는 경우가 있다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1100℃ 이상 1250℃ 이하로 한다. 슬래브 가열 온도는, 바람직하게는 1150℃ 이상 1220℃ 이하이다.

오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연

슬래브 가열 보존 유지 후, 오스테나이트 재결정 온도역에서 압연을 행함으로써, 오스테나이트가 재결정에 의해 세립화하여, DWTT 특성의 향상에 기여한다. 이러한 효과가 얻어지기 쉬운 점에서, 오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율은 50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강의 성분 범위에 있어서는, 오스테나이트 재결정 온도역의 하한 온도는 대체로 950℃이고, 이 오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연을 1차 조압연이라고 부른다.

오스테나이트 미재결정 온도역까지의 평균 냉각 속도

1차 조압연 후에 행하는 냉각(냉각 공정)에서는, 오스테나이트 미재결정 온도역까지 냉각함으로써, DWTT 특성의 향상에 유효한 온도역으로 피압연재를 냉각하고, 그 후의 2차 조압연 및 마무리 압연 공정에 의해, DWTT 특성을 유효하게 향상시킬 수 있다. 이 때의 냉각 속도가, 판두께 중앙에서 1.5℃/s 미만의 평균 냉각 속도에서는, DWTT 특성의 향상에 유효한 온도역으로의 냉각 시간이 증대하여, 생산성이 저하하기 때문에, 상기 평균 냉각 속도는, 판두께 중앙에서, 1.5℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 2.0℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 평균 냉각 속도를 확보하기 위해, 냉각 공정에서의 냉각은 수냉에 의해 행하는 것이 바람직하다. 또한, 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 온도차를 소요 시간으로 나눈 것이다. 냉각 공정에서의 냉각 개시 온도는, 통상, 1차 조압연 종료 온도이다. 또한, DWTT 특성의 향상에 유효한 온도역이란, 오스테나이트의 미재결정 온도역이고, 예를 들면, 930℃ 이하의 온도역을 가리킨다.

오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연: 누적 압하율 75％ 초과

오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연은, 상기 냉각 공정 후의 2차 조압연 및 마무리 압연으로 실시된다. 이 때, 오스테나이트 미재결정 온도역에서 누적으로 75％ 초과의 압하를 행함으로써, 오스테나이트립이 신전하고, 특히 판두께 방향에서는 세립으로 되고, 이 상태에서 가속 냉각하여 얻어지는 강판의 DWTT 특성은 양호해진다. 또한, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하에 의해 변형 야기 석출한 Nb 탄질화물은, 그 후의 가속 냉각 후의 열연 강판에서는 입경이 20㎚ 이상으로 성장하여, 저항복비를 유지하면서, 고강도화에 기여한다. 한편, 누적 압하율이 75％ 이하에서는 세립화 효과가 불충분하게 되어 목표로 하는 DWTT 특성이 얻어지지 않는 경우가 있고, 추가로 Nb의 변형 야기 석출이 불충분하게 되어, 소정량의 Nb 탄질화물이나 소망 사이즈의 Nb 탄질화물이 얻어지지 않아, 소망하는 인장 강도(≥640㎫)나 항복비(≤85％)가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율은 75％ 초과로 한다. 보다 인성 향상이 필요한 경우는 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율은 80％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율의 상한은, 특별히 한정되는 것은 아니지만, 압연 부하의 관점에서 90％ 이하가 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 오스테나이트 미재결정 온도역의 압연에서는, 2차 조압연 및 마무리 압연의 압하율 배분은 중요하지 않고, 전체 압하율을 75％ 초과로 하면 좋다. 또한, 본 발명에 있어서 오스테나이트 미재결정 온도역은, 예를 들면 930℃ 이하의 온도역이다.

압연 종료 온도:(Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하

오스테나이트의 미재결정 온도역에서의 대압하(heavy reduction rolling)에서는 DWTT 특성의 향상에 유효하고, 보다 저온역에서 압하함으로써 그의 효과는 더욱 증대한다. 그러나, (Ar₃점＋30℃) 미만의 저온역에서의 압연은 오스테나이트립으로 발달한 집합 조직의 영향에 의해, 세퍼레이션이 발생하기 쉽고, 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 저하한다. 또한, 압연 종료 온도가 Ar₃점 이하에서는, 페라이트가 생성한 후에 압연되기 때문에, 가공 페라이트립에 집합 조직이 발달하고, 이 결과, 세퍼레이션이 발생하기 쉬워, 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 저하한다. 한편, (Ar₃점＋130℃)를 초과하면, DWTT 특성의 향상에 유효한 미세화 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 종료 온도(마무리 압연 종료 온도)는, (Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하로 한다.

가속 냉각의 평균 냉각 속도: 판두께 중앙에서 10℃/s 이상 60℃/s 이하

마무리 압연 종료 후, 즉각, 바람직하게는 15s 이내에 냉각을 개시한다(가속 냉각 공정). 냉각 속도는 판두께 중앙에서, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도로 10℃/s 이상 60℃/s 이하로 한다. 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 냉각 중에 폴리고날 페라이트가 발생하여, 소망하는 베이니틱 페라이트를 주상으로 하는 조직을 확보하는 것이 곤란해져, 소망하는 인장 강도(≥640㎫)가 얻어지지 않고, 또한, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 60℃/s를 초과하는 급냉으로 하면, 특히 강판 표층 근방에서는 마르텐사이트 변태가 발생하여, 모재 강도는 상승하기는 하지만, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 현저하게 저하한다. 따라서, 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 10℃/s 이상 60℃/s 이하로 한다. 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 바람직하게는 10℃/s 이상 30℃/s 이하이다. 또한, 평균 냉각 속도는, 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 온도차를 소요 시간으로 나눈 것이다. 가속 냉각 공정에서의 냉각 개시 온도는, 통상, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압연 종료 온도(마무리 압연 종료 온도)이다.

가속 냉각의 냉각 정지 온도: Ms점 이상 (Ms점＋150℃) 이하

가속 냉각의 냉각 정지 온도가 Ms점 미만에서는, 마르텐사이트 변태가 발생하여, 모재 강도는 상승하기는 하지만, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 현저하게 저하하는 경우가 있고, 특히 강판 표층 근방에서 그 경향은 현저해진다. 한편, 냉각 정지 온도가 (Ms점＋150℃)를 초과하면, 냉각 정지 후의 냉각 과정에서 페라이트나 펄라이트가 생성하여, 소망하는 DWTT 특성이나 샤르피 충격 흡수 에너지가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 미세한 Nb 탄질화물이 과잉으로 생성하고, 항복 강도가 상승하여, 소망하는 저항복비(≤85％)가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 Ms점 이상 (Ms점＋150℃) 이하로 한다. 가속 냉각의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 Ms점 이상 (Ms점+100℃) 이하이다.

권취 온도: 450℃ 이상 600℃ 이하

가속 냉각 후, 코일 형상으로 권취하여 냉각하는 공정에 있어서, 권취 온도가 450℃ 미만에서는 마르텐사이트 변태가 발생하여, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 현저하게 저하하는 경우가 있다. 한편, 권취 온도가 600℃를 초과하면, 미세한 Nb 탄질화물이 과잉으로 생성하고, 항복 강도가 상승하여, 소망하는 저항복비(≤85％)가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 권취 온도는 450℃ 이상 600℃ 이하로 한다. 권취 온도는 바람직하게는 500℃ 이상 600℃ 이하이다.

또한, 본 발명에서는, Ar₃점, Ms점은 각 강 소재 중의 각 원소의 함유량에 기초하는 다음식을 이용하여 계산하여 얻어지는 값을 이용하는 것으로 한다.

Ar₃점(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo

Ms점(℃)＝550－361C－39Mn－35V－20Cr－17Ni－10Cu－5(Mo＋W)＋15Co＋30Al

단, 상기 각 식에 있어서의 각 원소 기호는, 강 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하지 않는 원소는 0(제로)으로 한다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

(실시예 1)

표 1에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하여, 220㎜ 두께의 슬래브로 한 후, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연 공정(가열 공정, 1차 조압연 공정, 냉각 공정, 2차 조압연 공정, 마무리 압연 공정), 가속 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하여, 판두께가 22㎜의 열연 강판을 제조했다.

이상에 의해 얻어진 열연 강판에서, API-5L에 준거한 인장 방향이 C 방향(압연 직각 방향)으로 되는 전체 두께 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 실시하여, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS) 및 항복비[YR(％)＝(YP/TS)×100]를 구했다. 또한, 샤르피 충격 시험은, 판두께 1/2 위치로부터 JIS Z2202에 준거한 길이 방향이 C 방향으로 되는 V 노치 표준 치수의 샤르피 충격 시험편을 채취하여, JIS Z2242에 준거하여 -40℃에서 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지(vE_－40℃)를 구했다. 추가로, API-5L에 준거한 길이 방향이 C 방향으로 되는 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험편을 채취하고, －40℃에서 낙중에 의한(by dropping a weight) 충격 굽힘 하중을 더하여, 파단한 파면의 연성 파면율(SA_－40℃)을 구했다.

또한, 판두께 1/2 위치로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 하기 방법으로 조직의 동정, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트 및 그 외의 상의 면적률 및 베이니틱 페라이트의 평균 입경을 구했다.

추가로, 판두께 1/2 위치로부터 잔사용 시험편을 채취하고, 10체적％ 아세틸아세톤-1질량％ 염화테트라메틸암모늄·메탄올 전해액을 이용한 전해 추출법으로 추출한 석출물에 대해서, 하기 방법으로 ICP 발광 분석법에 의해 석출물 중의 Nb량을 측정하고, 얻어진 석출물 중의 Nb량을 시험편 전체량에 대한 질량％로 하여, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량을 구했다. 또한, 입경 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량의 비율을 구했다.

＜조직 관찰＞

강판의 판두께 1/2 위치로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, L 단면(압연 방향에 평행한 수직 단면)을 경면 연마 후, 나이탈로 부식하고, 주사형 전자 현미경(SEM)을 이용하여 배율 2000배로 무작위로 5시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진에 의해 조직을 동정하여, 각 상의 면적률을 화상 해석으로 구했다. 또한, 베이니틱 페라이트의 평균 입경은, JIS G 0551에 기재된 절단법에 의해 구했다.

＜Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량＞

Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량은, 판두께 1/2 위치로부터 시험편을 채취하고, 채취한 시험편을 전해액(10체적％ 아세틸아세톤-1질량％ 염화테트라메틸암모늄·메탄올) 중에서, 정전류 전해(약 20mA/㎠)하고, 얻어진 추출 잔사를 멤브레인 필터(공경: 0.02㎛φ)로 보집하여(collected), 황산, 질산 및 과염소산의 혼합 융제를 이용하여 융해하고, ICP 발광 분석법에 의해 추출 잔사에 포함되는 Nb량을 정량하여, 얻어진 Nb량(입경이 20㎚ 이상인 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량)을 이용하여, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량에 대한 비율을 산출했다.

얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에서, No.2∼9의 열연 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 발명예로서, 인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험으로 얻어진 연성 파면율이 85％ 이상으로 되어 있고, 고흡수 에너지를 갖는 저항복비형 고강도·고인성 열연 강판으로 되어 있다.

이에 대하여, 비교예의 No.1은, C의 함유량이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 냉각 중에 발생한 폴리고날 페라이트의 생성량이 많아, 소정량의 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않는 것에 더하여, 조직 중에 소정량의 Nb 탄질화물이 얻어지지 않기 때문에, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 폴리고날 페라이트량이 많기 때문에, 베이니틱 페라이트와의 이상 계면이 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.10은, Nb의 함유량이 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, 경질인 마르텐사이트의 생성량이 증가하여, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.11은, C의 함유량이 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, 경질인 마르텐사이트의 생성량이 증가하여, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.12는, Mn의 함유량이 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, 경질인 마르텐사이트의 생성량이 증가하여, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.13은, Mn의 함유량이 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 냉각 중에 발생한 폴리고날 페라이트의 생성량이 많아, 소정량의 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않고, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 폴리고날 페라이트량이 많기 때문에, 베이니틱 페라이트와의 이상 계면이 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.14는, Ti의 함유량이 본 발명을 상회하고 있기 때문에, TiN이 조대화하여, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.15는, Ti의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있기 때문에, Ti 질화물의 핀닝 효과에 의한 오스테나이트의 세립화 효과가 불충분하여, 소망하는 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.16은, Nb의 함유량이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 오스테나이트의 세립화 효과가 불충분하여, 소망하는 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 소정량의 베이니틱 페라이트 중의 Nb 탄질화물이 얻어지지 않기 때문에, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다.

(실시예 2)

표 1에 나타내는 강 E 및 G의 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하여, 220㎜ 두께의 슬래브로 한 후, 표 4에 나타내는 조건으로 열간 압연 공정(가열 공정, 1차 조압연 공정, 냉각 공정, 2차 조압연 공정, 마무리 압연 공정), 가속 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하여, 판두께가 13∼26㎜의 열연 강판을 제조했다.

이상에 의해 얻어진 열연 강판에 대하여, 실시예 1과 마찬가지로, 전체 두께 인장 시험, 샤르피 충격 시험, 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험을 실시하여, 항복 강도(YP), 인장 강도(TS), 항복비[YR(％)＝(YP/TS)×100], 샤르피 충격 흡수 에너지(vE_－40℃) 및 연성 파면율(SA_－40℃)을 측정했다. 얻어진 결과를 표 5에 나타낸다.

표 5로부터, 본 발명의 제조 조건을 충족하는 No.17, 18, 25, 26의 열연 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 발명예로서, 인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율이 85％ 이상으로 되어 있고, 고흡수 에너지를 갖는 저항복비형 고강도·고인성 열연 강판으로 되어 있다. 추가로, No.26은 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 적합 범위이기 때문에, 오스테나이트의 미세화에 기인하여 인성 및 DWTT 특성이 고위로 되어 있다.

이에 대하여, 비교예의 No.19는, 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 오스테나이트의 세립화 효과가 불충분하고, 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 조대하게 되어, 소망하는 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 조직 중에 소정량의 Nb 탄질화물이 얻어지지 않기 때문에, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.20은, 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물의 비율이 저위로 되어, 소망하는 저항복비가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.21은, 마무리 압연 종료 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 가공 페라이트량이 증가하여, 세퍼레이션의 발생에 기인하여 샤르피 충격 흡수 에너지가 저위로 된다. 비교예의 No.22는, 마무리 압연 종료 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 오스테나이트의 세립화 효과가 불충분하고, 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 조대로 되어, 소망하는 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.23은, 가속 냉각시의 평균 냉각 속도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 냉각 중에 발생한 폴리고날 페라이트의 생성량이 많아, 소정량의 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않고, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 폴리고날 페라이트량이 많기 때문에, 베이니틱 페라이트와의 이상 계면이 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.24는, 가속 냉각시의 평균 냉각 속도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 경질인 마르텐사이트의 생성량이 증가하여, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.27은, 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 오스테나이트의 세립화 효과가 불충분하고, 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 조대로 되어, 소망하는 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 또한, 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물의 비율이 저위로 되어, 소망하는 저항복비가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.28, 29는, 가속 냉각시의 냉각 정지 온도 및/혹은 권취 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 경질인 마르텐사이트의 생성량이 증가하여, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 비교 예의 No.30은, 가속 냉각시의 냉각 정지 온도 및 권취 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 가속 냉각 정지 후의 냉각이나 권취시에 페라이트나 펄라이트가 많아, 소정량의 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않아, 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 베이니틱 페라이트와의 이상 계면이 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 소망하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는다. 추가로, 권취 온도가 높기 때문에, 미세한 Nb 탄질화물이 과잉으로 생성했기 때문에, 20㎚ 이상의 Nb 탄질화물의 비율이 저위였기 때문에, 소망하는 저항복비가 얻어지지 않는다.

(산업상의 이용 가능성)

본 발명의 고흡수 에너지를 갖는 저항복비형 고강도·고인성 열연 강판을 천연 가스나 원유 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에 적용함으로써, 고압화에 의한 수송 효율의 향상에 크게 공헌할 수 있다.

Claims

질량％로,
C: 0.04％ 이상 0.08％ 이하,
Si: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Mn: 1.2％ 이상 2.0％ 이하,
P: 0.001％ 이상 0.010％ 이하,
S: 0.0030％ 이하,
Al: 0.01％ 이상 0.08％ 이하,
Nb: 0.050％ 이상 0.100％ 이하,
Ti: 0.005％ 이상 0.025％ 이하,
N: 0.001％ 이상 0.006％ 이하를 함유하고,
추가로, Cu: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Ni: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Cr: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, Mo: 0.01％ 이상 1.00％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, B: 0.0005％ 이상 0.0030％ 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
판두께의 1/2 위치에 있어서,
마르텐사이트가 면적률로 3％ 미만, 베이니틱 페라이트가 면적률로 95％ 이상이고, 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 6.0㎛ 이하이고,
추가로 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이 0.025질량％ 이상이고, 또한, 입경이 20㎚ 이상인 Nb 탄질화물로서 석출한 Nb량이, Nb 탄질화물로서 석출한 Nb 총 질량의 50％ 이상인 조직을 갖고,
인장 강도가 640㎫ 이상, 항복비가 85％ 이하, －40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 300J 이상이고, 또한, －40℃에서의 DWTT 시험으로 얻어진 연성 파면율(SA값)이 85％ 이상인 열연 강판.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％로,
Ca: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하,
REM: 0.0005％ 이상 0.0200％ 이하,
Zr: 0.0005％ 이상 0.0300％ 이하,
Mg: 0.0005％ 이상 0.0100％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 열연 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 열연 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1100℃ 이상 1250℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율이 75％ 초과이고, 또한, 압연 종료 온도가 (Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하인 압연을 실시하여 열연 강판으로 한 후,
판두께 중앙에서 10℃/s 이상 60℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 Ms점 이상 (Ms점＋150℃) 이하의 온도역까지 가속 냉각하고,
450℃ 이상 600℃ 이하에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 열연 강판의 제조 방법으로서,
상기 성분 조성을 갖는 강 슬래브를 1100℃ 이상 1250℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 1차 조압연을 실시한 후,
판두께 중앙에서 1.5℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 오스테나이트 미재결정 온도역까지 냉각하고,
오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서, 2차 조압연 및 마무리 압연을, 상기 2차 조압연과 마무리 압연의 누적 압하율이 75％ 초과이고, 또한, 마무리 압연 종료 온도가 (Ar₃점＋30℃) 이상 (Ar₃점＋130℃) 이하가 되도록 실시하여 열연 강판으로 한 후,
판두께 중앙에서 10℃/s 이상 60℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 Ms점 이상 (Ms점＋150℃) 이하의 온도역까지 가속 냉각하고,
450℃ 이상 600℃ 이하에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법.