KR102456737B1 - 코일드 튜빙용 열연 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 또한 현 상황의 조관 공정 및 변형 제거 어닐링 열처리를 모의한 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 코일드 튜빙용 열연 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것. 소정의 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열한 후, 조압연을 실시하고, 그 후, 압연 종료 온도가 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위에서 마무리 압연을 실시하고, 판두께 중앙에서 30 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 권취함으로써, 상기 코일드 튜빙용 열연 강판을 제조한다.

Description

코일드 튜빙용 열연 강판 및 그 제조 방법

본 발명은, 코일드 튜빙용 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 상세하게는, 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고 또한, 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리를 실시하는 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 코일드 튜빙용 열연 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

코일드 튜빙은, 외경 20 ∼ 100 ㎜ 정도의 소경 장척의 전봉 용접 강관을 릴에 권취한 것으로, 석유 우물 내에 퇴적된 모래의 제거나, 석유 우물 내의 온도, 습도, 심도 등의 측정 등, 여러 가지의 갱정 (坑井) 내 작업에 널리 사용되고 있다. 최근에는, 셰일 가스나 오일 굴착에 대한 적용도 개시되어 있다.

코일드 튜빙은, 소재가 되는 열연 강판을 조관 (造管) 후의 직경에 맞춰 길이 방향으로 슬릿하고, 소정의 길이로 용접 접합한 후, 관 형상으로 롤 성형 후, 전기 저항 용접되고, 그 후, 용접부의 품질 향상이나 황화물 응력 부식 균열을 방지하기 위하여, 변형 제거 어닐링이 실시된 후, 릴에 권취된다. 코일드 튜빙은 갱정 내의 파단 방지의 관점에서, 조관 후의 길이 방향으로 고강도일 것이 요구되고, 예를 들어, 항복 강도가 90 ksi (620 ㎫) 이상인 코일드 튜빙이 요구되고 있다.

이와 같은 요구에 대해, 특허문헌 1 에서는, 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하, Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 이상 0.8 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.03 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하를 함유하는 강을, 종료 온도가 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하인 온도 범위에서 열간 마무리 압연을 실시하고, 열간 마무리 압연으로부터 권취까지의 시간이 20 초 이내이고, 또한 권취는 550 ℃ 이상 620 ℃ 이하의 온도 범위에서 권취되어 이루어지는 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에서는, 중량％ 로, C : 0.17 ∼ 0.35 ％, Mn : 0.30 ∼ 2.00 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Al : 0.010 ∼ 0.040 ％, S : 0.010 ％ 이하, P : 0.015 ％ 이하를 함유하고, 강 조직을 템퍼드 마텐자이트 주체로 한 항복 강도가 80 ksi (551 ㎫) ∼ 140 ksi (965 ㎫) 이고 또한 저사이클 피로 특성이 우수한 코일드 튜빙 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 특허공보 제5494895호 일본 공개특허공보 2014-208888호

특허문헌 1 에 기재된 기술은, 열연 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 재질 불균일을 저감시킨 재질 균일성이 우수한 코일드 튜빙용 강대에 관한 것이다. 그러나, 조관 후의 항복 강도에 관한 기재가 없고, 실제로 코일드 튜빙으로서 사용하기 위하여 필요한 강도가 얻어지지 않을 가능성이 우려된다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 기술은, 템퍼드 마텐자이트를 주체로 한 조직을 얻기 위하여, 열연 강판을 조관 후에 전체관 ??칭 처리와 재가열 템퍼링 처리가 필요해지기 때문에, 신규 설비의 도입이 필요하여, 제조 비용의 증가를 초래할 우려가 있다.

그래서 본 발명은 이러한 사정을 고려하여, 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 또한 현 상황의 조관 공정 및 변형 제거 어닐링 열처리를 모의한 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리를 실시하는 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 코일드 튜빙용 열연 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 조관 및 변형 제거 어닐링 후에 원하는 항복 강도를 얻기 위한 방법에 대해, 예의 검토한 결과, C, Mn, Cr, Nb, Ti 등의 화학 성분을 적정 조정한 조성으로 한 후, 강 슬래브의 가열 온도나 마무리 압연 종료 온도를 제어함과 함께, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지를 30 ℃/s 이상으로 가속 냉각시키고, 그 후, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 권취함으로써 베이나이트와 베이나이틱페라이트를 주체로 하고, 또한 고용 Nb 량이 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 이상인 조직이 얻어지고, 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 또한 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리를 실시한 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 코일드 튜빙용 열연 강판이 얻어지는 것을 지견하였다. 요컨대, 상기의 열연 강판을 사용하면, 조관 및 변형 제거 어닐링에 의한 변형 시효 경화에 의해, 원하는 항복 강도 (≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지는 것을 지견하였다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하, Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mn : 0.8 ％ 이상 1.8 ％ 이하, P : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하, S : 0.0050 ％ 이하, Al : 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이상 0.8 ％ 이하, Mo : 0.10 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하, Ti : 0.01 ％ 이상 0.03 ％ 이하, N : 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 판두께의 1/2 위치에 있어서, 베이나이트와 베이나이틱페라이트의 면적률이 합계로 80 ％ 이상이고, 또한 고용 Nb 량이 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 이상인 조직을 갖고, 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 또한 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리를 실시한 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 코일드 튜빙용 열연 강판.

[2] 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, V : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, 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 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 [1] 에 기재된 코일드 튜빙용 열연 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 코일드 튜빙용 열연 강판의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열한 후, 조압연을 실시하고, 그 후, 압연 종료 온도가 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위에서 마무리 압연을 실시하고, 판두께 중앙에서 30 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 권취한 코일드 튜빙용 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 압연 조건 및 압연 후의 냉각 조건을 적정하게 제어함으로써, 강의 조직을 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체로 하고, 또한 고용 Nb 가 소정량 이상 함유된 조직으로 할 수 있고, 이 결과, 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상인 열연 강판이 얻어지고, 또한 조관 및 변형 제거 어닐링에 의한 변형 시효 경화에 의해, 원하는 항복 강도 (≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어져, 산업상 매우 유익하다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

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

C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하

C 는, 가속 냉각 후에 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, C 의 함유량이 0.10 ％ 미만에서는 냉각 중에 폴리고날페라이트 변태나 펄라이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문에, 소정량의 베이나이트와 베이나이틱페라이트가 얻어지지 않고, 원하는 열연 강판 강도 (TS ≥ 600 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, C 의 함유량이 0.16 ％ 를 초과하면 강 슬래브의 가열 단계에서 NbC 가 잘 고용되지 않게 되어, 소정량 이상의 고용 Nb 를 함유하는 것이 곤란해지기 때문에, 조관 및 변형 제거 어닐링에 의한 변형 시효 경화가 불충분해져, 원하는 항복 강도 (≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, C 의 함유량은 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하로 한다. C 의 함유량은, 바람직하게는 0.11 ％ 이상이다. 또, C 의 함유량은, 바람직하게는 0.13 ％ 이하이다.

Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Si 는, 탈산에 필요한 원소이고, 추가로 고용 강화에 의해 열연 강판의 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Si 를 0.1 ％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Si 의 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면 용접부 품질을 저하시킨다. 또, 적스케일의 생성이 현저해져, 강판 외관 성상이 저하된다. 따라서, Si 의 함유량은 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다. Si 의 함유량은, 바람직하게는 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하이다.

Mn : 0.8 ％ 이상 1.8 ％ 이하

Mn 은, C 와 마찬가지로 가속 냉각 후에 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Mn 의 함유량이 0.8 ％ 미만에서는 냉각 중에 폴리고날페라이트 변태나 펄라이트 변태가 발생되기 쉬워지기 때문에, 소정량의 베이나이틱페라이트가 얻어지지 않아, 원하는 열연 강판 강도 (TS ≥ 600 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, Mn 의 함유량이 1.8 ％ 를 초과하면 고강도화의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 용접성이 악화된다. 또, 주조시에 불가피적으로 형성되는 편석부에 농화되어, 코일드 튜빙의 피로 특성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Mn 의 함유량은 0.8 ％ 이상 1.8 ％ 이하로 한다. Mn 의 함유량은, 바람직하게는 0.8 ％ 이상 1.6 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.8 ％ 이상 1.2 ％ 이하이다.

P : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하

P 는, 고용 강화에 의해 열연 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 의 함유량이 0.001 ％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈린 비용의 상승을 초래하는 경우가 있기 때문에, P 의 함유량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 의 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면, 용접성이 현저하게 열화되고, 또한 입계에 편석되어 재질의 불균질을 초래하여, 코일드 튜빙의 저사이클 피로 특성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, P 의 함유량은 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하로 한다. P 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하이다.

S : 0.0050 ％ 이하

S 는, 열간 취성을 일으키는 원인이 되는 것 외에, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여, 연성이나 인성을 저하시키는 경우가 있다. 또, 피로 균열의 발생 기점이 되어, 코일드 튜빙의 피로 특성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, S 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 의 함유량의 상한은 0.0050 ％ 로 한다. S 의 함유량은, 바람직하게는 0.0015 ％ 이하이다. S 의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 극저 S 화는 제강 비용이 상승하기 때문에, S 의 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하

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

Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Cu 는, 내식성을 부여하기 위해서 첨가되는 원소이다. 또, ??칭성 원소이고, 가속 냉각 후에 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Cu 를 0.1 ％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Cu 의 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면 고강도화의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 용접성이 악화된다. 따라서, Cu 의 함유량은 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다. Cu 의 함유량은, 바람직하게는 0.2 ％ 이상이다. 또, Cu 의 함유량은, 바람직하게는 0.4 ％ 이하이다.

Ni : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Ni 도 Cu 와 마찬가지로 내식성을 부여하기 위하여 첨가되는 원소이다. 또, ??칭성 원소이고, 가속 냉각 후에 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Ni 를 0.1 ％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Ni 는 매우 고가이고, 또 Ni 의 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면 그들의 효과가 포화된다. 따라서, Ni 의 함유량은 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다. Ni 의 함유량은, 바람직하게는 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하이다.

Cr : 0.5 ％ 이상 0.8 ％ 이하

Cr 은, Cu, Ni 와 마찬가지로 내식성을 부여하기 위하여 첨가되는 원소이다. 또, ??칭성 원소이고, 가속 냉각 후에 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 또한, Cr 은 템퍼링 연화 저항을 높이기 위하여, 조관 후의 변형 제거 어닐링시의 연화를 억제하고, 코일드 튜빙의 고강도화에 유효하게 작용한다. 이들의 효과를 얻기 위해서는, Cr 을 0.5 ％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Cr 의 함유량이 0.8 ％ 를 초과하면 고강도화의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 용접성이 악화된다. 따라서, Cr 의 함유량은 0.5 ％ 이상 0.8 ％ 이하로 한다. Cr 의 함유량은, 바람직하게는 0.5 ％ 이상 0.7 ％ 이하이다.

Mo : 0.10 ％ 이상 0.5 ％ 이하

Mo 는, ??칭성 원소이고, 가속 냉각 후에 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 또, Mo 는 템퍼링 연화 저항을 높이기 위하여, 조관 후의 변형 제거 어닐링시의 연화를 억제하고, 코일드 튜빙의 고강도화에 유효하게 작용한다. 이들의 효과를 얻기 위해서는 Mo 를 0.10 ％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Mo 의 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면 고강도화의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 용접성이 악화된다. 따라서, Mo 의 함유량은 0.10 ％ 이상 0.5 ％ 이하로 한다. Mo 의 함유량은, 바람직하게는 0.50 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는, 0.3 ％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

Nb : 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하

Nb 는, 열연 강판의 단계에서 고용 Nb 로서 소정량 잔존시킴으로써, 그 후의 조관 및 변형 제거 어닐링에 있어서의 변형 시효 경화에 의해, 코일드 튜빙의 고강도화에 기여한다. 또, Nb 는, 탄질화물로서 미세 석출됨으로써, 용접성을 저해하지 않고, 열연 강판을 고강도화한다. 이들의 효과를 얻기 위하여, Nb 를 0.01 ％ 이상 첨가한다. 한편, Nb 의 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면, 강 슬래브의 가열 단계에서 NbC 가 잘 고용되지 않게 되어, 소정량 이상의 고용 Nb 를 함유하는 것이 곤란해지기 때문에, 조관 및 변형 제거 어닐링에 의한 변형 시효 경화가 불충분해져, 원하는 항복 강도 (≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Nb 의 함유량은 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하로 한다. Nb 의 함유량은, 바람직하게는 0.01 ％ 이상 0.03 ％ 이하이다.

Ti : 0.01 ％ 이상 0.03 ％ 이하

Ti 는, 석출 강화에 의한 열연 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻으려면 Ti 를 0.01 ％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti 의 함유량이 0.03 ％ 를 초과하면, TiN 이 조대화되고, 피로 균열의 발생 기점이 되어 코일드 튜빙의 피로 특성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, Ti 의 함유량은 0.01 ％ 이상 0.03 ％ 이하로 한다.

N : 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하

N 은, 불순물로서 존재하고, 특히 용접부의 인성을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.006 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 한편, N 의 함유량을 과도하게 저감시키는 것은 정련 비용의 상승을 초래한다. 따라서, N 의 함유량은 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하로 한다. N 의 함유량은, 바람직하게는 0.001 ％ 이상 0.004 ％ 이하이다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 한다.

또, 본 발명에서는 상기 성분에 더하여, 추가로 B, V, Ca, REM, Zr, Mg 에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상의 원소를, 각각 하기 함유량의 범위에서 첨가할 수 있다.

B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하, V : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, 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 ％ 이하에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하

B 는, 오스테나이트 입계에 편석되고, 페라이트 변태를 억제함으로써, 강도 저하 방지에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.0005 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, B 의 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 그 효과는 포화되기 때문에, B 를 첨가하는 경우에는, B 의 함유량을 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하로 한다.

V : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하

V 는, Nb 와 마찬가지로, 탄질화물로서 미세 석출됨으로써, 용접성을 저해하지 않고, 열연 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, V 의 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면, 고강도화의 효과가 포화될 뿐만 아니라, 용접성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서, V 를 첨가하는 경우에는, V 의 함유량을 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다.

Ca, REM, Zr, Mg 는, 강 중의 S 를 고정시켜, 연성이나 인성을 향상시키는 기능이 있고, 각각 0.0005 ％ 이상의 첨가로 효과를 발휘한다. 한편, Ca, REM, Zr, Mg 를 각각 0.0100 ％, 0.0200 ％, 0.0300 ％, 0.0100 ％ 를 초과하여 첨가하면 강 중의 개재물이 증가하여, 연성이나 인성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, 이들의 원소를 첨가하는 경우, Ca, REM, Zr, Mg 의 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.

다음으로, 본 발명의 코일드 튜빙용 열연 강판의 갖는 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 코일드 튜빙용 열연 강판의 조직은, 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 또한 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리를 실시한 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상인 특성을 안정적으로 얻기 위하여, 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체이고, 또한 고용 Nb 량이 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 이상인 조직으로 한다. 여기서, 베이나이틱페라이트란, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 갖는 상으로, 침상 페라이트나 어시큘러-페라이트를 포함한다. 또, 본 발명에 있어서의 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체란, 조직 중의 양 상의 면적률이 합계로 80 ％ 이상인 경우를 말한다. 상기 베이나이트 및 베이나이틱페라이트 이외의 잔부 조직으로는, 폴리고날페라이트, 펄라이트, 마텐자이트 등의 상이 함유되어 있어도 되고, 이들의 잔부 조직이, 조직 중, 합계 면적률로 20 ％ 이하이면, 본 발명의 효과를 발현할 수 있다.

판두께 1/2 위치에 있어서의 베이나이트와 베이나이틱페라이트의 합계 면적률 : 80 ％ 이상

베이나이트나 베이나이틱페라이트상은 경질상이고, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 데에 유효하고, 이들의 상의 면적률을 합계로 80 ％ 이상으로 함으로써, 원하는 열연 강판 강도 (TS ≥ 600 ㎫) 가 얻어진다. 한편, 이들의 상의 면적률이 합계로 80 ％ 미만에서는, 페라이트, 펄라이트, 마텐자이트 등의 잔부 조직의 합계 면적률이 20 ％ 초과가 되고, 이와 같은 복합 조직에서는, 이상 계면이 피로 균열의 기점이 되어, 조관 후의 코일드 튜브에서의 피로 특성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 판두께 1/2 위치 (판두께 t 의 (1/2) t 부) 에 있어서의 베이나이트와 베이나이틱페라이트의 합계 면적률은 80 ％ 이상으로 한다.

판두께 1/2 위치에 있어서의 고용 Nb 량 비율 : 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 이상

본 발명에서는, 열연 강판 중에 고용 Nb 를 소정량 잔존시킴으로써, 그 후의 조관 및 변형 제거 어닐링에 있어서의 변형 시효 경화에 의해, 원하는 강도 (항복 강도 ≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어진다. 그러나, 열연 강판 중의 판두께 1/2 위치에 있어서의 고용 Nb 량이 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 미만에서는 충분한 변형 시효 경화 (ΔYS ≥ 100 ㎫) 가 얻어지지 않고, 원하는 강도 (항복 강도 ≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 열연 강판 중의 판두께 1/2 위치에 있어서의 고용 Nb 량은 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 열연 강판 중의 판두께 1/2 위치에 있어서의 고용 Nb 량은 전체 Nb 함유 질량의 30 ％ 이상이다.

여기서, 상기 조직의 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 사용하여 배율 2000 배로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진에 의해 조직을 동정하고, 각 상의 면적률을 화상 해석으로 구하였다.

또, 고용 Nb 량은, 판두께 1/2 위치로부터 전해 추출용 시험편을 채취하고, 채취한 시험편을 전해액 (10 체적％ 아세틸아세톤-1 질량％ 염화테트라메틸암모늄-메탄올) 중에서, 정전류 전해 (약 20 ㎃/㎠) 하고, 얻어진 전해액에 용해시킨 고용 원소를 ICP 질량 분석 장치로 측정하고, 정량하였다 (상세한 것은 하기 참고 문헌 참조).

(참고 문헌) 강 중 고용 마이크로 알로이의 정량, 철과 강, vol.99 (2013), No.5

본 발명의 코일드 튜빙용 열연 강판은 이하의 특성을 갖는다.

(1) 코일드 튜빙용 열연 강판의 항복 강도 : 480 ㎫ 이상, 인장 강도 : 600 ㎫ 이상

코일드 튜빙은, 소재가 되는 열연 강판을 슬릿한 후, 관 형상으로 롤 성형 후, 전기 저항 용접되고, 그 후, 변형 제거 어닐링이 실시된 후, 릴에 권취된다.

조관 및 변형 제거 어닐링 후에 원하는 항복 강도를 얻기 위해서는, 소재가 되는 열연 강판의 특성도 중요하고, 본 발명에 의하면, 열연 강판의 항복 강도를 480 ㎫ 이상, 인장 강도를 600 ㎫ 이상으로 할 수 있기 때문에, 고강도화의 요망에 대응할 수 있다.

(2) 5 ％ 예비 변형 부하 후, 650 ℃ × 60 초의 열처리 (예비 변형 부하 열처리) 를 실시한 후의 항복 강도와 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상

코일드 튜빙의 고강도화에 대응하기 위해서는, 현 상황의 조관 공정 및 변형 제거 어닐링 열처리를 모의한 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리 (예비 변형 부하 열처리) 를 실시한 후의 항복 강도와 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 클수록 유리하다. 본 발명의 열연 강판을 사용하면, ΔYS 를 100 ㎫ 이상, 바람직하게는 120 ㎫ 이상, 보다 바람직하게는 140 ㎫ 이상으로 할 수 있기 때문에, 코일드 튜빙의 고강도화의 요망에 대응할 수 있다.

(3) 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도 : 620 ㎫ 이상

코일드 튜빙은 갱정 내의 파단 방지의 관점에서, 조관 후의 길이 방향으로 고강도일 것이 요구된다. 본 발명의 열연 강판을 사용하면, 조관 및 변형 제거 어닐링 후의 항복 강도를 90 ksi (620 ㎫) 이상으로 할 수 있기 때문에 코일드 튜빙의 고강도화의 요망에 대응할 수 있다.

다음으로 본 발명의 코일드 튜빙용 열연 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 코일드 튜빙용 열연 강판은, 상기한 성분 조성의 강 소재를 소정의 가열 온도로 가열하는 공정 (가열 공정), 조압연과 소정의 압연 종료 온도의 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 하는 공정 (압연 공정), 그 열연판을 소정의 냉각 속도로 가속 냉각시키는 공정 (가속 냉각 공정), 소정의 권취 온도에서 권취한 공정 (권취 공정) 으로 제조된다.

또한, 본 발명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 강 슬래브 가열 온도, 마무리 압연 종료 온도, 가속 냉각 정지 온도, 권취 온도 등의 온도는, 강 슬래브, 열연판 등의 표면 온도로 하고, 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또, 판두께 중앙의 온도는, 강 슬래브, 열연판 등의 표면 온도로부터, 판두께, 열전도율 등의 파라미터를 고려한 계산에 의해 구한 판두께 중앙의 온도로 한다. 또, 평균 냉각 속도는 특별히 언급하지 않는 한, (냉각 개시 온도 - 냉각 정지 온도)/냉각 개시 온도로부터 냉각 정지 온도까지의 냉각 시간으로 한다.

(강 소재 제조)

본 발명의 강 슬래브는, 상기한 성분 조성으로 이루어지는 용강을, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지된 방법으로 용제하고, 연속 주조법 혹은 조괴-분괴법에 의해 제조할 수 있고, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위하여 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 또, 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고 온편인 채로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은 근소한 보열을 실시한 후에 즉시 열간 압연하는 직송 압연·직접 압연, 고온 상태인 채 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략하는 방법 (온편 장입) 등의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

강 슬래브 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하

가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 변형 저항이 높아 압연 부하가 증대되어 압연 능률이 저하된다. 또, 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 조대한 NbC 나 Nb (CN) 의 재고용이 곤란해져, 열간 압연 후에 소정량의 고용 Nb 량이 얻어지지 않아, 충분한 변형 시효 경화 (ΔYS ≥ 100 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있고, 이 경우, 원하는 강도 (항복 강도 ≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지지 않는 것이 우려된다. 한편, 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 초기의 오스테나이트 입경이 조대화되기 때문에, 열연판의 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 강 슬래브 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 한다. 강 슬래브 가열 온도는 바람직하게는 1150 ℃ 이상 1250 ℃ 이하이다.

(열간 압연)

상기에 의해 얻어진 강 슬래브에 대해 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간 압연을 실시한다. 먼저, 강 슬래브는 조압연에 의해 시트 바로 된다. 또한, 조압연의 조건은 특별히 규정할 필요는 없고, 통상적인 방법에 따라서 실시할 수 있다. 또, 표면 온도의 저하에 의한 열간 압연시의 트러블을 방지하는 관점에서는, 시트 바를 가열하는 시트 바 히터를 활용하는 것은 유효한 방법이다.

압연 종료 온도 : 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하

압연 종료 온도 (마무리 압연 종료 온도) 가 820 ℃ 미만인 경우, 특히 강판의 에지부에서는 Ar₃ 점 이하가 되기 쉽고, 연질인 페라이트의 생성에 의해, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 페라이트 생성 후에 압연하면 잔류 응력이 발생하기 때문에, 슬릿 후에 형상이 악화될 우려가 있다. 한편, 압연 종료 온도가 920 ℃ 를 초과하면, 산화물 (스케일) 의 생성량이 증대되고, 지철과 산화물의 계면이 거칠어지기 쉬워, 표면 품질이 열화되는 경우가 있다. 따라서, 압연 종료 온도 (마무리 압연 종료 온도) 는 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하로 한다. 압연 종료 온도는, 바람직하게는 820 ℃ 이상 880 ℃ 이하이다.

가속 냉각의 냉각 속도 : 판두께 중앙에서 30 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도

마무리 압연 종료 후, 즉시, 바람직하게는 3 s 이내로 냉각을 개시하고, 600 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지, 판두께 중앙에서 30 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 가속 냉각시킨다. 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 미만에서는, 냉각 중에 폴리고날페라이트가 발생하는 경우가 있고, 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직을 확보하는 것이 곤란해져, 원하는 열연 강판 강도 (TS ≥ 600 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 냉각 중에 NbC 가 석출되기 쉬워지기 때문에, 열간 압연 후에 소정량의 고용 Nb 량이 얻어지지 않고, 충분한 변형 시효 경화 (ΔYS ≥ 100 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있고, 이 경우, 원하는 강도 (항복 강도 ≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지지 않는 것이 우려된다. 한편, 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과하여도 상기의 폴리고날페라이트 억제 효과나 NbC 석출 억제 효과는 포화된다. 따라서, 평균 냉각 속도는 30 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하로 한다. 평균 냉각 속도는 바람직하게는 50 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하이다. 또, 냉각 정지 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 그 후의 냉각 중에 폴리고날페라이트가 발생하여 베이나이트와 베이나이틱페라이트 주체의 조직이 얻어지지 않거나, NbC 가 석출되어 소정량의 고용 Nb 량을 확보할 수 없거나 하는 경우가 있기 때문에, 냉각 정지 온도는 600 ℃ 이하로 한다. 또한, 냉각 속도는 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도를 소요 시간으로 나눈 평균 냉각 속도를 가리킨다.

권취 온도 : 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역

가속 냉각 후, 코일상으로 권취하여 냉각시키는 공정에 있어서, 권취 온도가 450 ℃ 미만에서는 마텐자이트 변태가 발생하고, 이와 같은 복합 조직에서는, 이상 계면이 피로 균열의 기점이 되어, 조관 후의 코일드 튜브에서의 피로 특성이 저하될 우려가 있다. 한편, 권취 온도가 600 ℃ 를 초과하면, NbC 가 과잉되게 생성되고, 소정량의 고용 Nb 량이 얻어지지 않아, 충분한 변형 시효 경화 (ΔYS ≥ 100 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있고, 이 경우, 원하는 강도 (항복 강도 ≥ 620 ㎫) 를 갖는 코일드 튜빙이 얻어지지 않는 것이 우려된다. 또, 조대한 NbC 가 생성되어, 원하는 열연 강판 강도 (TS ≥ 600 ㎫) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 권취 온도는 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 한다. 권취 온도는, 바람직하게는 450 ℃ 이상 550 ℃ 미만이고, 보다 바람직하게는 450 ℃ 이상 540 ℃ 이하이다.

또, 권취 후의 코일은 통상적으로 공랭되지만, 코일 폭 에지부의 내권 ∼ 외권의 평균 온도에서 15 ℃/h 이상의 냉각 속도에서 냉각시킴으로써, NbC 의 석출 억제에 의한 고용 Nb 의 확보에 의해, 보다 안정적으로 변형 시효 경화 (ΔYS ≥ 100 ㎫) 를 얻는 것이 가능해진다.

또한, 상기에 의해 제조된 열연 강판 (코일) 은, 산세에 의해 표면의 스케일을 제거한 후, 소정의 폭으로 슬릿되고, 코일드 튜빙으로 조관된다. 여기서, 스케일 제거를 용이하게 하기 위하여, 산세에 앞서, 스킨 패스 (산세 전 스킨 패스) 를 실시하는 것이 허용되고, 또 산세 후에 불량부 커트 및 표면 검사를 위하여, 스킨 패스를 실시하는 것이 허용된다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브 (강 소재) 로 한 후, 표 2 에 나타내는 조건으로 가열 공정, 압연 공정, 가속 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하고, 판두께가 4.5 ㎜ 인 열연 강판을 제조하였다.

이상에 의해 얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 L 방향이 되는 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험을 실시하고, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 항복비 (YR) 를 구하였다. 또, JIS 5 호 인장 시험의 L 방향으로 조관 변형을 모의한 5 ％ 의 인장 변형을 부여한 후, 조관 변형의 제거를 목적으로 한 변형 제거 어닐링을 모의한 650 ℃ 에서 60 초의 열처리 (예비 변형 부하 열처리) 를 실시한 후, 재차 인장 시험을 실시하고, 예비 변형 부하 열처리 후의 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 및 예비 변형 부하 열처리 전후에 있어서의 항복 강도의 차 (ΔYS) 를 구하였다.

또, 판두께 1/2 위치로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 상기의 방법으로 조직의 동정 및 각 상의 면적률을 구하였다. 또, 판두께 1/2 위치로부터 전해 추출용 시험편을 채취하고, 상기한 전해 추출법에서 고용 Nb 량을 측정하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 으로부터, No.2 ∼ 12 의 열연 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명의 요건에 적합한 발명예이고, 열연 강판의 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고 또한, 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리 (예비 변형 부하 열처리) 를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상으로 되어 있다.

이에 반하여, 비교예의 No.1 은 C 의 함유량이 본 발명 범위를 밑돌고 있기 때문에, 냉각 중에 발생한 폴리고날페라이트의 생성량이 많아, 소정량의 베이나이트 ＋ 베이나이틱페라이트의 합계 면적률이 얻어지지 않기 때문에, 원하는 열연 강판 항복 강도 및 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또, 전체 Nb 함유 질량에 대한 고용 Nb 량의 비율이 낮고, 열연 강판 단계에서의 고용 Nb 량이 낮기 때문에, 원하는 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지고 있지 않아, 결과적으로, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후 (조관 변형 제거 어닐링 후) 의 항복 강도가 얻어지지 않는다. 비교예 No.13 은 Nb 의 함유량이 본 발명 범위를 웃돌고 있고, Nb 의 고용 온도가 높아, 강 슬래브 가열시에 Nb 가 미고용인 채 잔존한다. 이 때문에, 전체 Nb 함유 질량에 대한 고용 Nb 량의 비율이 낮아지고, 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후의 항복 강도나 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지지 않는다. 비교예 No.14 는 C 의 함유량이 본 발명 범위를 웃돌고 있기 때문에, Nb 의 고용 온도가 높아져, 강 슬래브 가열시에 Nb 가 미고용인 채 잔존하기 쉽다. 이 때문에, 전체 Nb 함유 질량에 대한 고용 Nb 량의 비율이 낮아지고, 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후의 항복 강도나 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지지 않는다. 비교예 No.15 는 Mn 의 함유량이, 비교예 No.16 은 Cr 의 함유량이, 비교예 No.17 은 Mo 의 함유량이 각각 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 냉각 중에 발생한 폴리고날페라이트의 생성량이 많아, 조직 중에 소정량의 베이나이트 ＋ 베이나이틱페라이트가 얻어지지 않기 때문에, 원하는 열연 강판 항복 강도 및 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후 (조관 변형 제거 어닐링 후) 의 항복 강도가 얻어지지 않는다. 비교예 No.18 은 Ti 의 함유량이 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 석출 강화량이 충분하지 않아, 원하는 열연 강판의 항복 강도가 얻어지지 않는다. 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후 (조관 변형 제거 어닐링 후) 의 항복 강도가 얻어지지 않는다. 비교예 No.19 는 Nb 의 함유량이 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 전체 Nb 함유 질량에 대한 고용 Nb 량의 비율은 높기는 하지만, 고용 Nb 그 자체의 함유량이 낮아져, 원하는 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지지 않아, 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후의 항복 강도가 얻어지지 않는다.

(실시예 2)

표 1 에 나타내는 강 C, F 및 I 의 성분 조성으로 이루어지는 용강을 전로로 용제하고, 연속 주조법으로 강 슬래브 (강 소재) 로 한 후, 표 4 에 나타내는 조건에서 가열 공정, 압연 공정, 가속 냉각 공정 및 권취 공정을 순서대로 실시하고, 판두께가 2.5 ∼ 8.0 ㎜ 인 열연 강판을 제조하였다.

이상에 의해 얻어진 열연 강판에 대해, 실시예 1 과 동일하게, 인장 방향이 L 방향이 되는 JIS 5 호 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험을 실시하고, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 항복비 (YR) 를 구하였다. 또, JIS 5 호 인장 시험의 L 방향으로 조관 변형을 모의한 5 ％ 의 인장 변형을 부여한 후, 조관 변형의 제거를 목적으로 한 변형 제거 어닐링을 모의한 650 ℃ 에서 60 초의 열처리 (예비 변형 부하 열처리) 를 실시한 후, 재차 인장 시험을 실시하고, 예비 변형 부하 열처리 후의 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 및 예비 변형 부하 열처리 전후에 있어서의 항복 강도의 차 (ΔYS) 를 구하였다. 또, 실시예 1 과 동일하게, 조직의 동정 및 각 상의 면적률, 고용 Nb 량의 측정을 실시하였다.

얻어진 결과를 표 5 에 나타낸다.

표 5 로부터, 본 발명의 제조 조건을 만족하는 No.20, 21, 23, 24, 27, 29 ∼ 32, 34, 35 의 열연 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명의 요건에 적합한 발명예이고, 열연 강판의 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고 또한, 5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리 (예비 변형 부하 열처리) 를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상으로 되어 있다.

이에 반하여, 비교예의 No.22 는 강 슬래브 가열 온도가 본 발명 범위를 밑돌고 있기 때문에, 강 슬래브 가열시에 Nb 가 미고용인 채 잔존하기 때문에, 전체 Nb 함유 질량에 대한 고용 Nb 량의 비율이 낮아지고, 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후의 항복 강도나 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.25 는 가속 냉각의 냉각 속도가 본 발명 범위를 밑돌고, 비교예의 No.26 은 냉각 정지 온도가 본 발명 범위를 웃돌기 때문에 냉각 중에 발생한 폴리고날페라이트의 생성량이 많아, 조직 중에 소정량의 베이나이트 ＋ 베이나이틱페라이트가 얻어지지 않기 때문에, 원하는 열연 강판 항복 강도 및 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또, 냉각 중에 NbC 가 석출되어, 열연 강판 단계에서의 고용 Nb 량이 낮아지기 쉽기 때문에, 원하는 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지고 있지 않아, 결과적으로, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후 (조관 변형 제거 어닐링 후) 의 항복 강도가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.28 은 마무리 압연 종료 온도가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 조직 중에 소정량의 베이나이트 ＋ 베이나이틱페라이트가 얻어지지 않기 때문에, 원하는 열연 강판 항복 강도 및 인장 강도가 얻어지지 않는다. 그 결과, 원하는 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지고 있지만, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후 (조관 변형 제거 어닐링 후) 의 항복 강도가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.33 은 권취 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에 냉각 중에 발생한 폴리고날페라이트의 생성량이 많아, 조직 중에 소정량의 베이나이트 ＋ 베이나이틱페라이트가 얻어지지 않기 때문에, 원하는 열연 강판 항복 강도 및 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또, 권취 중에 NbC 가 과잉되게 생성되어, 열연 강판 단계에서의 고용 Nb 량이 낮아지기 때문에, 원하는 예비 변형 부하 열처리 전후의 항복 강도 차 (ΔYS) 가 얻어지지 않아, 결과적으로, 원하는 예비 변형 부하 열처리 후 (조관 변형 제거 어닐링 후) 의 항복 강도가 얻어지지 않는다. No.36 은 권취 온도가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 마텐자이트 주체의 조직으로 되어 있고, 열연 강판 강도가 매우 높고, 균일 신장률이 낮은 것이 우려된다. 이 때문에, 조관을 모의한 5 ％ 예비 변형시에 열연 강판의 균일 신장률의 범위를 초과하는 경우가 있기 때문에, 코일드 튜빙에 대한 적용은 곤란한 것으로 판단된다.

본 발명의 열연 강판을 코일드 튜빙에 적용함으로써, 항복 강도가 90 ksi (620 ㎫) 이상인 코일드 튜빙이 안정적으로 얻어지고, 갱정 내의 파단 방지에 크게 공헌할 수 있다.

Claims (3)

1. 질량％ 로,
   C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하,
   Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
   Mn : 0.8 ％ 이상 1.8 ％ 이하,
   P : 0.001 ％ 이상 0.020 ％ 이하,
   S : 0.0050 ％ 이하,
   Al : 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하,
   Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
   Ni : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
   Cr : 0.5 ％ 이상 0.8 ％ 이하,
   Mo : 0.10 ％ 이상 0.5 ％ 이하,
   Nb : 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하,
   Ti : 0.01 ％ 이상 0.03 ％ 이하,
   N : 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하
   를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
   판두께의 1/2 위치에 있어서, 베이나이트와 베이나이틱페라이트의 면적률이 합계로 80 ％ 이상이고, 또한 고용 Nb 량이 전체 Nb 함유 질량의 20 ％ 이상인 조직을 갖고,
   항복 강도가 480 ㎫ 이상, 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 또한
   5 ％ 예비 변형 부하 후에 650 ℃ 에서 60 초의 열처리를 실시하는 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도와 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시하기 전의 항복 강도의 차 (ΔYS) 가 100 ㎫ 이상이고, 상기 예비 변형 부하 열처리를 실시한 후의 항복 강도가 620 ㎫ 이상인 코일드 튜빙용 열연 강판.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로,
   B : 0.0005 ％ 이상 0.0050 ％ 이하,
   V : 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하,
   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 ％ 이하
   에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 코일드 튜빙용 열연 강판.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 코일드 튜빙용 열연 강판의 제조 방법으로서,
   상기 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를 1100 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열한 후, 조압연을 실시하고, 그 후, 압연 종료 온도가 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위에서 마무리 압연을 실시하고, 판두께 중앙에서 30 ℃/s 이상 100 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 600 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 450 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 온도역에서 권취한 코일드 튜빙용 열연 강판의 제조 방법.