KR20110102483A

KR20110102483A - 저온 인성이 우수한 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20110102483A
Application number: KR1020117017884A
Authority: KR
Inventors: 지카라 가미; 히로시 나카타; 긴야 나카가와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-01-30
Filing date: 2010-01-29
Publication date: 2011-09-16
Also published as: RU2478124C1; US8784577B2; CN102301026A; EP2392682A4; EP2392682B1; CA2749409A1; US9580782B2; CA2844718A1; WO2010087511A1; CN102301026B; US20140144552A1; US20110284137A1; CA2844718C; CA2749409C; KR101333854B1; EP2392682A1

Abstract

TS：510 ㎫ 이상의 고강도와, 고연성을 겸비하고, 강도·연성 밸런스가 우수하며, 또한 우수한 저온 인성을 갖는, 후육 고장력 열연 강판의 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, C：0.02 ∼ 0.08 ％, Nb：0.01 ∼ 0.10 ％, Ti：0.001 ∼ 0.05 ％ 를 함유하며, 또한 C, Ti, Nb 가 (Ti＋(Nb/2))/C ＜ 4 를 만족하도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 페라이트상, 템퍼드 마르텐사이트, 또는 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 하는 조직이고, 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직의 주상이 페라이트상이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는 고장력 열연 강판이다.

Description

저온 인성이 우수한 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법{THICK HIGH-TENSILE-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND PROCESS FOR PRODUCTION OF SAME}

본 발명은, 원유, 천연 가스 등을 수송하는 라인 파이프용으로서, 고인성이 요구되는 고강도 전봉 강관 (high strength electric resistance welded steel pipe) 혹은 고강도 스파이럴 강관 (high strength spiral steel pipe) 의 소재용으로서 바람직한, 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 저온 인성 (low-temperature toughness) 의 향상에 관한 것이다. 또한, 「강판 (steel sheet)」은, 강판 (steel plate) 및 강대 (steel strip) 를 포함하는 것으로 한다. 또한, 여기서 말하는 「고장력 열연 강판」이란, 인장 강도 (TS) : 510 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 열연 강판을 말하며, 또한 「후육」강판이란, 판두께 11 ㎜ 이상의 강판, 그리고 판두께 : 22 ㎜ 초과의 극후(極厚) 고장력 열연 강판이다.

최근, 석유 위기 (oil crisis) 이래의 원유의 고등이나, 에너지 공급원 (source of energy) 의 다양화 요구 등에 의해, 북해, 캐나다, 알래스카 등과 같은 극한지 (very cold land) 에서의 석유, 천연 가스의 채굴 및 파이프라인의 부설 (pipeline construction) 이 활발하게 이루어지게 되었다. 또한, 일단은 개발이 포기된 부식성이 강한 사워 가스 필드 (sour gas field) 등에 대한 개발도 활발해지고 있다.

또한 파이프라인에 있어서는, 천연 가스나 오일의 수송 효율 향상을 위해서 대직경으로 고압 조업을 실시하는 경향이 되었다. 파이프라인의 고압 조업 (high-pressure operation) 에 견디기 위해서, 수송관 (transport pipe) (라인 파이프) 은 후육의 강관으로 할 필요가 있어, 후강판을 소재로 하는 UOE 강관이 사용되게 되었다. 그러나 최근에는, 파이프라인의 시공 비용의 추가적인 저감이라는 강한 요망이나, UOE 강관의 공급 능력 부족 등 때문에 강관의 재료 비용 저감의 요구도 강하여, 수송관으로서, 후강판을 소재로 하는 UOE 강관을 대신하여, 생산성이 높고 보다 저렴한, 코일 형상의 열연 강판 (열연 강대) 을 소재로 한 고강도 전봉 강관 혹은 고강도 스파이럴 강관이 사용되게 되었다.

이들 고강도 강관에는, 라인 파이프의 파괴 (bust-up) 를 방지하는 관점에서, 우수한 저온 인성을 유지할 것이 요구되고 있다. 이와 같은 고강도와 고인성을 겸비한 강관을 제조하기 위해서, 강관 소재인 강판에서는, 열간 압연 후의 가속 냉각 (accelerated cooling) 을 이용한 변태 강화 (transformation strengthening) 나, Nb, V, Ti 등의 합금 원소의 석출물 (precipitate) 을 이용한 석출 강화 (precipitation strengthening) 등에 의한 고강도화와, 제어 압연 (controlled rolling) 등을 이용한 조직의 미세화 등에 의한 고인성화가 도모되어 왔다.

또한, 황화수소 (hydrogen sulfide) 를 함유하는 원유나 천연 가스의 수송에 사용되는 라인 파이프에서는, 고강도, 고인성 등의 특성에 추가하여, 내수소 유기(誘起) 균열성 (hydrogen induced cracking resistance) (내 HIC 성), 내응력 부식 균열성 (stress corrosion cracking resistance) 등의 이른바 내사워성 (sour gas resistance) 도 우수할 것이 요구된다.

이와 같은 요구에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1 에는, C : 0.005 ∼ 0.030 ％ 미만, B : 0.0002 ∼ 0.0100 ％ 를 함유하고, Ti : 0.20 ％ 이하 및 Nb : 0.25 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종을 (Ti+Nb/2)/C : 4 이상을 만족하도록 함유하고, 또한 Si, Mn, P, S, Al, N 을 적정량 함유하는 강을 열간 압연 후, 5 ∼ 20 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각하고, 550 ℃ 초과 ∼ 700 ℃ 의 온도 범위에서 권취하고, 조직이 페라이트 (ferrite) 및/또는 베이나이트계 페라이트 (bainitic ferrite) 로 이루어짐과 함께, 입자 내의 고용 C 량 (amount of solid solution carbon) 이 1.0 ∼ 4.0 ppm 인, 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판 (low yield ratio and high strength hot rolled steel sheet) 의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 두께 방향, 길이 방향에 있어서의 재 질의 불균일을 수반하지 않고, 인성, 용접성 (weldability), 내사워성이 우수하며, 또한 저항복비를 갖는 고강도 열연 강판을 얻을 수 있다고 되어 있다. 그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 입자 내의 고용 C 량이 1.0 ∼ 4.0 ppm 이기 때문에, 원주 용접 (girth weld) 시의 입열(入熱)에 의해 결정립 성장이 일어나기 쉽고, 용접열 영향부 (welded heat affected zone) 가 조대 입자가 되어, 원주 용접부의 용접열 영향부의 인성 저하가 일어나기 쉽다는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 2 에는, C : 0.01 ∼ 0.12 ％, Si : 0.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ∼ 1.8 ％, Ti : 0.010 ∼ 0.030 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.05 ％, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를, 탄소 당량 : 0.40 이하, Ca/O : 1.5 ∼ 2.0 을 만족하도록 함유하는 강편을, Ar₃ + 100 ℃ 이상에서 열간 압연을 종료하고, 1 ∼ 20 초 공랭한 후, Ar₃ 점 이상의 온도로부터 냉각시켜, 20 초 이내에 550 ∼ 650 ℃ 까지 냉각시키고, 그 후 450 ∼ 500 ℃ 에서 권취하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 내수소 유기 균열성을 갖는 API 규격의 X60 ∼ X70 그레이드의 라인 파이프용 강판을 제조할 수 있다고 되어 있다. 그러나, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 판두께가 두꺼운 강판에서는 원하는 냉각 시간을 확보할 수 없게 되고, 원하는 특성을 확보하기 위해서는 추가적인 냉각 능력의 향상을 필요로 한다는 문제가 있었다.

또한, 후강판이지만, 특허문헌 3 에는, C : 0.03 ∼ 0.06 ％, Si : 0.01 ∼ 0.5 ％, Mn : 0.8 ∼ 1.5 ％, S : 0.0015 ％ 이하, Al : 0.08 ％ 이하, Ca : 0.001 ∼ 0.005 ％, O : 0.0030 ％ 이하를 함유하며, 또한 Ca, S, O 가 특정 관계를 만족하도록 함유하는 강을, 가열하고 Ar₃ 변태점 이상의 온도로부터 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 400 ∼ 600 ℃ 까지 가속 냉각을 실시하고, 그 후 즉시 0.5 ℃/s 이상의 승온 속도로 강판 표면 온도 600 ℃ 이상, 판두께 중심부 온도 550 ∼ 700 ℃ 까지 재가열하고, 재가열 종료시의 강판 표면과 판두께 중심부의 온도차를 20 ℃ 이상으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 금속 조직 중의 제 2 상의 분율이 3 ％ 이하이고, 표층과 판두께 중심부의 경도차가 비커스 경도 (Vickers hardness) 로 40 포인트 이내인 강판이 얻어지고, 내수소 유기 균열성이 우수한 후강판이 된다고 되어 있다. 그러나, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 재가열 공정을 필요로 하여 제조 공정이 복잡해짐과 함께, 재가열 설비 등의 추가적인 배치가 필요해지는 등의 문제가 있었다.

또한, 후강판이지만, 특허문헌 4 에는, C : 0.01 ∼ 0.3 ％, Si : 0.6 ％ 이하, Mn : 0.2 ∼ 2.0 ％, P, S, Al : 0.06 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.035 ％, N : 0.001 ∼ 0.006 ％ 를 함유하는 주편(鑄片)을 열간 압연한 후의 냉각 과정의 Ac₁ - 50 ℃ 이하의 온도에서, 누적 압하율 (cumulative rolling reduction) 로 2 ％ 이상의 압연을 실시하고, 그 후, Ac₁ 초과 Ac₃ 미만의 온도로 가열하고, 방랭시키는, 표리면에 조립 페라이트층 (coarse-grained ferrite layer) 을 갖는 강재의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 강재의 SCC 감수성 (stress corrosion cracking sensibility) 이나 내후성, 내식성의 향상, 나아가서는 냉간 가공 후의 재질 열화 억제 등에 기여한다고 되어 있다. 그러나, 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 재가열 공정을 필요로 하여 제조 공정이 복잡해짐과 함께, 재가열 설비 등의 추가적인 배치가 필요해지는 등의 문제가 있었다.

또한 더 최근에는, 극한랭지용의 강관에는, 파이프라인의 버스트 파괴를 방지하는 관점에서, 파괴 인성, 특히 CTOD 특성 (crack tip opening displacement characteristics) 이나, DWTT 특성 (drop weight tear test characteristics) 이 우수할 것이 요구되는 경우가 많다.

이와 같은 요구에 대하여, 예를 들어 특허문헌 5 에는, C, Si, Mn, N 을 적정량 함유하고, 또한 Si, Mn 을 Mn/Si 가 5 ∼ 8 을 만족하는 범위에 있어서 함유하고, 또한 Nb : 0.01 ∼ 0.1 ％ 를 함유하는 강편을, 가열 후, 1100 ℃ 이상에서 실시하는 최초 압연의 압하율 : 15 ∼ 30 ％, 1000 ℃ 이상에서의 합계 압하율 : 60 ％ 이상, 최종 압연의 압하율 : 15 ∼ 30 ％ 의 조건하에서 조압연 (rough rolling) 을 실시한 후, 일단 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로, 표층부의 온도를 Ar₁ 점 이하까지 냉각시키고, 이어서 복열 또는 강제 과열로 표층부의 온도가 (Ac₃ - 40 ℃) ∼ (Ac₃ + 40 ℃) 가 된 시점에서 마무리 압연 (finish rolling) 을 개시하고, 950 ℃ 이하에서의 합계 압하율 : 60 ％ 이상, 압연 종료 온도 : Ar₃ 점 이상의 조건에서 마무리 압연을 종료하고, 마무리 압연 종료 후 2 s 이내에 냉각을 개시하여, 10 ℃/s 이상의 속도로 600 ℃ 이하까지 냉각시키고, 600 ∼ 350 ℃ 의 온도 범위에서 권취하는 고강도 전봉 강관용 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 5 에 기재된 기술로 제조된 강판은, 고가의 합금 원소를 첨가하지 않고, 또한 강관 전체를 열처리하지 않고, 강판 표층의 조직이 미세화되어, 저온 인성, 특히 DWTT 특성이 우수한 고강도 전봉 강관을 제조할 수 있는 것으로 기재하고 있다. 그러나, 특허문헌 5 에 기재된 기술에서는, 판두께가 두꺼운 강판에서는, 원하는 냉각 속도를 확보할 수 없게 되고, 원하는 특성을 확보하기 위해서는 추가적인 냉각 능력의 향상을 필요로 한다는 문제가 있었다.

또한, 특허문헌 6 에는, C, Si, Mn, Al, N 을 적정량 함유하고, 또한 Nb : 0.001 ∼ 0.1 ％, V : 0.001 ∼ 0.1 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.1 ％ 를 함유하고, Cu, Ni, Mo 중 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, P cm 값이 0.17 이하인 강 슬래브를, 가열한 후, 표면 온도가 (Ar₃ - 50 ℃) 이상인 조건에서 마무리 압연을 종료하고, 압연 후 즉시 냉각시켜 700 ℃ 이하의 온도에서 권취하고 서랭시키는 저온 인성 및 용접성이 우수한 고강도 전봉관용 열연 강대의 제조 방법이 기재되어 있다.

그러나, 최근, 고강도 전봉 강관용 강판에는, 저온 인성, 특히 CTOD 특성, DWTT 특성의 추가적인 향상이 요구되고 있다. 특허문헌 6 에 기재된 기술에서는, 저온 인성이 충분하지 않아, 요구되는 CTOD 특성, DWTT 특성을 충분히 만족시킬 만큼 우수한 저온 인성을 구비시킬 수 없다는 문제가 있었다.

특히, 판두께 : 22 ㎜ 를 초과하는 극후의 열연 강판에서는, 판두께 중심부가 표층부에 비해 냉각이 느려, 판두께 중심부의 결정 입경이 조대화되기 쉬운 경향이 있어, 저온 인성의 추가적인 향상이 어렵다는 문제가 있다.

일본 공개특허공보 평08-319538호 일본 공개특허공보 평09-296216호 일본 공개특허공보 2008-056962호 일본 공개특허공보 2001-240936호 일본 공개특허공보 2001-207220호 일본 공개특허공보 2004-315957호

본 발명의 제 1 발명은, 상기한 종래 기술의 문제를 해결하여, 다량의 합금 원소 첨가를 필요로 하지 않고, 고강도와 우수한 연성을 겸비하고, 강도·연성 밸런스가 우수하며, 또한 우수한 저온 인성, 특히 우수한 CTOD 특성, DWTT 특성을 갖는, 고강도 전봉 강관용 혹은 고강도 스파이럴 강관용으로서 바람직한, 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 제 1 발명에서 말하는 「고장력 열연 강판」이란, 인장 강도 (TS) : 510 ㎫ 이상의 고강도를 갖는 열연 강판을 말하며, 또한 「후육」강판이란, 판두께 11 ㎜ 이상의 강판을 말하는 것으로 한다.

또한, 제 1 발명에서 말하는 「우수한 CTOD 특성」이란, ASTM E 1290 의 규정에 준거하여, 시험 온도 : -10 ℃ 에서 실시한 CTOD 시험에 있어서의 한계 개구 변위량 CTOD 값이, 0.30 ㎜ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.

또한, 제 1 발명에서 말하는 「우수한 DWTT 특성」이란, ASTM E 436 의 규정에 준거하여 실시한 DWTT 시험에서, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 최저 온도 (DWTT 온도) 가, -35 ℃ 이하인 경우를 말하는 것으로 한다.

또한, 제 1 발명에서 말하는 「강도·연성 밸런스가 우수하다」란, TS × El 이 18000 ㎫％ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다. 또한, 연신율 (El) (％) 은, ASTM E 8 의 규정에 준거하여 판 형상 시험편 (평행부 폭 : 12.5 ㎜, 표점간 거리 (GL) : 50 ㎜) 을 사용하여 시험한 경우의 값을 사용한다.

또한, 본 발명의 제 2 발명은, 22 ㎜ 를 초과하는 판두께를 갖고, 인장 강도 : 530 ㎫ 이상의 고강도와, 우수한 저온 인성, 특히 우수한 CTOD 특성, DWTT 특성을 겸비하는, X70 ∼ X80 급의 고강도 전봉 강관용 혹은 고강도 스파이럴 강관용으로서 바람직한, 극후 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 제 2 발명에서 말하는 「우수한 CTOD 특성」이란, ASTM E 1290 의 규정에 준거하여, 시험 온도 : -10 ℃ 에서 실시한 CTOD 시험에 있어서의 한계 개구 변위량 CTOD 값이, 0.30 ㎜ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.

또한, 제 2 발명의 「우수한 저온 인성」이란, ASTM E 436 의 규정에 준거하여 실시한 DWTT 시험에서, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 최저 온도 (DWTT) 가 -30 ℃ 이하인 경우를 말한다.

또한, 본 발명의 제 3 발명은, TS : 560 ㎫ 이상의 고강도와, 우수한 저온 인성, 특히 우수한 CTOD 특성, DWTT 특성을 겸비하는, X70 ∼ X80 그레이드의 고강도 전봉 강관용 혹은 고강도 스파이럴 강관용으로서 바람직한, 후육 고장력 열연 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 제 3 발명에서 말하는 「우수한 CTOD 특성」이란, ASTM E 1290 의 규정에 준거하여, 시험 온도 : -10 ℃ 에서 실시한 CTOD 시험에 있어서의 한계 개구 변위량 CTOD 값이, 0.30 ㎜ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.

또한, 본 발명의 제 3 발명의 TS : 560 ㎫ 이상의 고강도인 경우의 「우수한 DWTT 특성」이란, ASTM E 436 의 규정에 준거하여 실시한 DWTT 시험에서, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 최저 온도 (DWTT 온도) 가, -50 ℃ 이하인 경우를 말하는 것으로 한다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해서, 기초 실험에 의한 지견에 기초하여, 더욱 검토를 실시하여 완성된 것이다.

즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

발명 (1)

질량％ 로,

C : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,

Mn : 0.5 ∼ 1.8 ％, P : 0.025 ％ 이하,

S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％,

Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.05 ％

를 함유하며, 또한 C, Ti, Nb 를 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부 Fe 및

표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 페라이트상, 템퍼드 마르텐사이트, 또는 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 하는 조직이고, 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직의 주상이 페라이트상이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％ 혹은 vol％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는 고장력 열연 강판.

(Ti+(Nb/2))/C ＜ 4 ‥‥(1)

여기서, Ti, Nb, C : 각 원소의 함유량 (질량％)

발명 (2)

상기 발명 (1) 에 있어서, 상기 고장력 열연 강판이,

표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 페라이트상을 주상으로 하는 조직이고, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 상기 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 상기 페라이트상의 평균 결정 입경의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하인 조직을 갖는 고장력 열연 강판.

발명 (3)

상기 발명 (2) 에 있어서, 상기 고장력 열연 강판이, 판두께 중앙 위치에 있어서의 상기 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 이하이며, 또한 판두께 : 22 ㎜ 초과인 고장력 열연 강판.

발명 (4)

상기 발명 (1) 에 있어서, 상기 고장력 열연 강판이, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 템퍼드 마르텐사이트 조직 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것이고, 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직이 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 체적％ 로 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직을 가지며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트 이하인 고장력 열연 강판.

발명 (5)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (1) ∼ (4) 중 어느 하나에 기재된 고장력 열연 강판.

발명 (6)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (1) ∼ (5) 중 어느 하나에 기재된 고장력 열연 강판.

발명 (7)

상기 발명 (2) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법이, 상기 발명 (1) 에 기재된 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서, 가속 냉각을 1 차 가속 냉각과 2 차 가속 냉각으로 이루어지는 냉각으로 하고, 상기 1 차 가속 냉각을, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이고, 또한 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 미만인 냉각을, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 온도가 650 ℃ 이하 500 ℃ 이상인 온도 영역의 온도가 되는 1 차 냉각 정지 온도까지 실시하는 냉각으로 하고, 상기 2 차 가속 냉각을, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이고, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 이상인 냉각을, 판두께 중심 위치의 온도가 하기 (2) 식으로 정의되는 BFS 이하의 2 차 냉각 정지 온도까지 실시하는 냉각으로 하고, 상기 2 차 가속 냉각 후에, 판두께 중심 위치의 온도에서 하기 (3) 식으로 정의되는 BFS0 이하의 권취 온도에서 권취하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)

여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％)

CR : 냉각 속도 (℃/s)

발명 (8)

상기 1 차 가속 냉각과 상기 2 차 가속 냉각 사이에 10 s 이하의 공랭을 실시하는 상기 발명 (7) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (9)

상기 가속 냉각이, 판두께 중심 위치의 750 ∼ 650 ℃ 의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 상기 발명 (7) 또는 (8) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (10)

상기 2 차 가속 냉각에 있어서의 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 냉각 정지 온도와 상기 권취 온도의 차가 300 ℃ 이내가 되는 상기 발명 (7) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (11)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (7) 내지 (10) 중 어느 하나에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (12)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 상기 발명 (7) 내지 (11) 중 어느 하나에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (13)

상기 발명 (3) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법이, 상기 발명 (1) 에 기재된 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 상기 마무리 압연 종료 후의 상기 열연 강판에, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 가속 냉각을, 하기 (2) 식으로 정의되는 BFS 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 이어서 하기 (3) 식으로 정의되는 BFS0 이하의 권취 온도에서 권취함에 있어서, 그 열연 강판의 판두께 중심 위치의 온도가, 상기 가속 냉각의 개시시의 온도 : T (℃) 로부터 온도 : (T - 20 ℃) 가 될 때까지의 체류 시간을 20 s 이내로 하며, 또한 상기 판두께 중심 위치의 온도 (T) 로부터 상기 BFS 의 온도까지의 냉각 시간이 30 s 이하가 되도록 조정하는 판두께 : 22 ㎜ 초과의 고장력 열연 강판의 제조 방법.

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)

여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％)

CR : 냉각 속도 (℃/s)

발명 (14)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (13) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (15)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (13) 또는 (14) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (16)

상기 발명 (4) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법이, 상기 발명 (1) 에 기재된 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서, 상기 열간 압연 종료 후에, 상기 열연 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 초과이고, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 온도에서, Ms 점 이하의 온도 영역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 제 1 단의 냉각과, 이어서, 30 s 이하의 공랭을 실시하는 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 냉각 공정을 적어도 2 회 실시하고, 이어서, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 초과이고, 판두께 중앙 위치의 온도에서, 하기 (2) 식으로 정의되는 BFS 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 제 3 단의 냉각을 순차 실시하고, 이어서 판두께 중앙 위치의 온도에서, 하기 (3) 식으로 정의되는 BFS0 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)

여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％)

CR : 냉각 속도 (℃/s)

발명 (17)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (16) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (18)

상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (16) 또는 (17) 에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

발명 (19)

상기 열연 강판을 상기 권취 온도에서 권취한 후, (권취 온도) ∼ (권취 온도 - 50 ℃) 의 온도 영역에서 30 분 이상 유지하는 상기 발명 (16) 내지 (18) 중 어느 하나에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법.

또한, 상기 서술한 본원 발명의 「페라이트」란, 특별히 언급하지 않는 한, 경질의 저온 변태 페라이트를 의미하고, 베이나이트계 페라이트, 베이나이트 혹은 이들의 혼합상을 말한다. 연질의 고온 변태 페라이트 (입자 형상의 폴리고날 페라이트) 는 포함하지 않는다. 이후, 특별히 언급하지 않는 한, 「페라이트」는, 경질의 저온 변태 페라이트 (베이나이트계 페라이트 또는 베이나이트 및 이들의 혼합상) 를 의미한다. 또한, 제 2 상은, 펄라이트 (perlite), 마르텐사이트 (martensite), MA (martensite-austenite constituent) (섬 형상 마르텐사이트 (island martensite) 라고도 한다), 상부 베이나이트 (upper bainite) 또는, 이들의 2 종 이상으로 이루어지는 혼합상 중 어느 것이다.

또한 주상이란, 조직분율 (체적％) 로 90 ％ 이상, 더욱 바람직하게는 98 ％ 이상인 경우를 말한다.

또한 본 발명에서는, 마무리 압연에 있어서의 온도는 표면 온도를 사용하는 것으로 한다. 또한, 가속 냉각에 있어서의 판두께 중앙 위치의 온도, 냉각 속도, 권취 온도는, 측정된 표면 온도로부터 전열 계산 등에 의해 산출한 것을 사용한다.

본 발명의 제 1 발명에 의하면, 판두께 방향의 조직 변동이 적고, 강도·연성 밸런스가 우수하며, 또한 저온 인성, 특히 DWTT 특성과 CTOD 특성이 우수한 후육 고장력 열연 강판을 용이하게 또한 저렴하게 제조할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또한, 본 발명에 의하면, 강도·연성 밸런스가 우수하고, 또한 저온 인성, 나아가서는 파이프라인 부설시의 원주 용접성이 우수한 라인 파이프용 전봉 강관 및 라인 파이프용 스파이럴 강관을 용이하게 제조할 수 있다는 효과도 있다.

또한, 본 발명의 제 2 발명에 의하면, 판두께 중심부의 조직이 미세화되며, 또한 판두께 방향의 조직 변동이 적고, 판두께 : 22 ㎜ 초과의 극후이고, 인장 강도 (TS) : 530 ㎫ 이상인 고강도와, 우수한 저온 인성, 특히 우수한 DWTT 특성과 CTOD 특성을 겸비하는 극후 고장력 열연 강판을 용이하게 또한 저렴하게 제조할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또한 본 발명에 의하면, 저온 인성, 나아가서는 파이프라인 부설시의 원주 용접성이 우수한 라인 파이프용 전봉 강관 및 라인 파이프용 스파이럴 강관을 용이하게 제조할 수 있다는 효과도 있다.

또한, 본 발명의 제 3 발명에 의하면, 다량의 합금 원소 첨가를 필요로 하지 않고, TS : 560 ㎫ 이상의 고강도와, 우수한 저온 인성, 특히 우수한 CTOD 특성, DWTT 특성을 겸비하는, X70 ∼ X80 그레이드의 고강도 전봉 강관용 혹은 고강도 스파이럴 강관용으로서 바람직한, 후육 고장력 열연 강판을 용이하게 또한 저렴하게 제조할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또한 본 발명에 의하면, 저온 인성, 파이프라인 부설시의 원주 용접성이 우수하고, 또한 내사워성도 우수한 라인 파이프용 전봉 강관 및 라인 파이프용 스파이럴 강관을 용이하게 제조할 수 있다는 효과도 있다.

도 1 은, 제 1 발명의 DWTT 와 ΔD, ΔV 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2 는, 제 1 발명의 ΔD, ΔV 와, 가속 냉각의 냉각 정지 온도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3 은, 제 1 발명의 ΔD, ΔV 와, 권취 온도의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4 는, 제 1 발명의 강도·연성 밸런스 (TS × El) 와, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 위치의 냉각 속도와 판두께 중앙 위치의 냉각 속도의 차 (냉각 속도차) 의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5 는, 제 2 발명의 DWTT 에 미치는, 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과, 제 2 상의 조직분율의 관계를 나타내는 그래프이다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해서, 먼저, 저온 인성, 특히 DWTT 특성, CTOD 특성에 미치는 각종 요인에 대하여 예의 연구하였다. 그 결과, 전체 두께에서의 인성 시험 (toughness test) 인 DWTT 특성, CTOD 특성은, 판두께 방향의 조직 균일성에 크게 영향을 받는다는 것에 생각이 미쳤다. 그리고, 전체 두께에서의 인성 시험인 DWTT 특성, CTOD 특성에 미치는 판두께 방향의 조직 불균일의 영향은, 판두께 : 11 ㎜ 이상의 후육재에서 현재화되는 것을 알아내었다.

본 발명자들의 추가적인 연구에 의하면, 「우수한 DWTT 특성」및「우수한 CTOD 특성」을 갖는 강판은, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 인성이 풍부한 페라이트상을 주상 혹은, 템퍼드 마르텐사이트를 주상, 또는 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직으로 하는 조직이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 경우에 확보할 수 있는 것을 알아내었다.

또한, 본 발명자들의 추가적인 연구에 의하면, 「우수한 DWTT 특성」, 「우수한 CTOD 특성」은, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층부) 에 있어서의 페라이트의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치 (판두께 중심부) 에 있어서의 페라이트의 평균 결정 입경의 차, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층부) 에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적률) 과 판두께 중앙 위치 (판두께 중심부) 에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적률) 의 차, ΔV 가 2 ％ 이하인 경우에 확보할 수 있는 것을 알아내었다 (제 1 발명).

그러나, 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 극후의 열연 강판에서는, ΔD, ΔV 가 상기한 범위 내여도 DWTT 특성이 저하되어, 원하는 「우수한 DWTT 특성」을 확보할 수 없게 된다. 그래서, 본 발명자들은, 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 극후 열연 강판에서는, 표층부에 비해 판두께 중심부의 냉각이 느려, 결정립이 조대화되기 쉬워, 판두께 중심부의 페라이트 입경이 조대화됨과 함께, 제 2 상이 증가하기 때문이라고 생각하고, 극후 열연 강판의 판두께 중심부 조직의 조정 방법에 대하여 더욱 예의 연구하였다. 그 결과, 강판의 판두께 중앙 위치의 온도를, 마무리 압연 종료 후, 가속 냉각 개시시의 온도 (T) (℃) 로부터 20 ℃ 저하될 때까지의 체류 시간을 20 s 이하로 하여, 강판이 고온 영역에서 체류하는 시간을 단축시키는 것, 또한, 강판의 판두께 중앙 위치의 온도를 마무리 압연 종료 후에, 가속 냉각 개시시의 온도 (T) (℃) 로부터 하기 (2) 식

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

(여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％), CR : 냉각 속도 (℃/s))

으로 정의되는 BFS 온도까지의 냉각 시간을 30 s 이하로 하는 것이 중요해지는 것을 알아내었다. 이로써, 판두께 중앙부의 조직을, 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 이하가 되는 조직으로 할 수 있는 것을 알아내었다 (제 2 발명).

또한, 본 발명자들의 추가적인 연구에 의하면, 표층부의 조직을 인성이 풍부한 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 하고, 또한, 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직을 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직으로 하며, 또한 표층부와 판두께 중심부의 비커스 경도의 차 (ΔHV) 가 50 포인트 이하가 되는 판두께 방향으로 균일한 조직으로 함으로써, DWTT 가 -50 ℃ 이하라는 「우수한 DWTT 특성」을 확보할 수 있는 것을 신규로 알아내었다. 그리고, 이와 같은 조직은, 열간 압연 종료 후에, 표층이 마르텐사이트상 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 되는 급속 냉각을 실시하는 제 1 단의 냉각과, 그 제 1 단의 냉각 후에, 소정 시간의 공랭을 실시하는 제 2 단의 냉각을 실시하고, 이어서 급속 냉각을 실시하는 제 3 단의 냉각을 순차 실시하고, 추가로 권취에 의해, 제 1 단의 냉각으로 생성된 마르텐사이트상을 템퍼링함으로써, 용이하게 형성할 수 있는 것을 지견하였다 (제 3 발명).

그리고, 본 발명자들의 추가적인 연구에 의하면, 판두께 중심 위치의 조직을 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하는 조직으로 하기 위해서 필요한 냉각 정지 온도 및 권취 온도는, 주로 베이나이트 변태 개시 온도에 영향을 주는 합금 원소의 함유량이나, 열간 압연 종료로부터의 냉각 속도에 의존하여 결정되는 것을 알아내었다. 즉, 냉각 정지 온도를, 다음 식

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR

으로 정의되는 BFS 이하의 온도로 하며, 또한, 권취 온도를, 다음 식

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni

(여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％))

으로 정의되는 BFS0 이하의 온도로 하는 것이 중요해진다 (제 3 발명).

먼저, 본 발명의 제 1 발명의 기초가 된 실험 결과에 대하여 설명한다.

질량％ 로, 0.037％ C-0.20％ Si-1.59％ Mn-0.016％ P-0.0023％ S-0.041％ Al-0.061％ Nb-0.013％ Ti-잔부 Fe 로 이루어지는 슬래브를 강 소재로서 사용하였다. 또한, (Ti+Nb/2)/C 는 1.18 이다.

상기한 조성의 강 소재를 1230 ℃ 로 가열하고, 마무리 압연 개시 온도 : 980 ℃, 마무리 압연 종료 온도 : 800 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 판두께 : 12.7 ㎜ 의 열연판으로 하고, 열간 압연 종료 후, 판두께 중앙부의 온도가 750 ℃ 이하인 온도 영역에 있어서의 냉각 속도로 18 ℃/s 가 되는 냉각을, 여러 가지 냉각 정지 온도까지 실시하는 가속 냉각을 실시하고, 이어서, 여러 가지 권취 온도에서 권취하여, 열연 강판 (강대) 으로 하였다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, DWTT 특성 및 조직을 조사하였다. 조직은, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층부), 판두께 중앙 위치 (판두께 중심부) 에 대하여, 페라이트의 평균 결정 입경 (㎛), 제 2 상의 조직분율 (체적％) 을 구하였다. 얻어진 측정값으로부터, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층부) 와 판두께 중앙 위치 (판두께 중심부) 의, 페라이트의 평균 결정 입경차 (ΔD) 및 제 2 상의 조직분율의 차 (ΔV) 를 각각 산출하였다. 또한, 여기서 말하는 「페라이트」는, 경질의 저온 변태 페라이트 (베이나이트계 페라이트 또는 베이나이트 및 이들의 혼합상) 를 의미한다. 연질의 고온 변태 페라이트 (입자 형상의 폴리고날 페라이트) 는 포함하지 않는다. 제 2 상은, 펄라이트, 마르텐사이트, MA 등이다.

얻어진 결과를, DWTT 에 미치는 ΔD 와 ΔV 의 관계로 도 1 에 나타낸다.

도 1 로부터, DWTT 가 -35 ℃ 이하가 되는 「우수한 DWTT 특성」은, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되는 경우에 확실하게 유지할 수 있는 것을 지견하였다.

다음으로, ΔD, ΔV 와 냉각 정지 온도의 관계를 도 2 에, ΔD, ΔV 와 권취 온도의 관계를 도 3 에 나타낸다.

도 2, 도 3 으로부터, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하로 하기 위해서는, 사용한 강에서는, 냉각 정지 온도를 620 ℃ 이하, 권취 온도를 647 ℃ 이하로 조정할 필요가 있는 것을 알 수 있다.

본 발명자들의 추가적인 연구에 의하면, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하로 하기 위해서 필요한 냉각 정지 온도 및 권취 온도는, 주로 베이나이트 변태 개시 온도에 영향을 주는 합금 원소의 함유량이나, 열간 압연 종료로부터의 냉각 속도에 의존하여 결정되는 것을 알아내었다. 즉, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하로 하기 위해서는, 냉각 정지 온도를, 다음 식

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni

(여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％))

으로 정의되는 BFS0 이하의 온도로 하는 것이 중요해진다.

다음으로, 본 발명자들은, 연성의 향상에 미치는 냉각 조건의 영향에 대하여 더욱 검토하였다. 그 결과를 도 4 에 나타낸다. 도 4 는, 500 ℃ 이상의 온도 영역에서의 냉각을, 표층과 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도의 차를 변화시킨 후에, 500 ℃ 미만의 온도 영역에서의 냉각을, 표층과 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도의 차가 80 ℃/s 이상이 되도록 1 차 냉각시의 수량 밀도를 증가시키고, 또한 냉각 정지 온도와 권취 온도를 여러 가지로 변화시켜, 강도·연성 밸런스를 조사한 것이다. 도 4 에 나타내는 바와 같이, 열간 압연 후의 냉각시에, 500 ℃ 까지의 온도 영역에서, 표층과 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도의 차가 특정 범위 (80 ℃/s 미만) 가 되도록 냉각 조건을 조정함으로써, 저온 인성에 추가하여 연성이 현저하게 향상되고, 강도·연성 밸런스 (TS × El) 가 안정적이고, 18000 ㎫％ 이상이 되는 것을 알아내었다. 또한, 도 4 로부터는, 냉각 정지 온도와 권취 온도의 차를 300 ℃ 미만으로 하면, 강도·연성 밸런스 (TS × El) 가 더욱 안정적이고, 18000 ㎫％ 이상이 되는 것을 알 수 있다.

먼저, 본 발명의 제 2 발명의 기초가 된 실험 결과에 대하여 설명한다.

질량％ 로, 0.039％ C-0.24％ Si-1.61％ Mn-0.019％ P-0.0023％ S-0.038％ Al-0.059％ Nb-0.010％ Ti-잔부 Fe 로 이루어지는 슬래브를 강 소재로서 사용하였다. 또한, (Ti+Nb/2)/C 는 1.0 이다.

상기한 조성의 강 소재를 1200 ℃ 로 가열하고, 마무리 압연 개시 온도 : 1000 ℃, 마무리 압연 종료 온도 : 800 ℃ 로 하는 열간 압연을 실시하여 판두께 : 23.8 ㎜ 의 열연판으로 하고, 열간 압연 종료 후, 여러 가지 조건에서 가속 냉각을 실시하고, 이어서, 여러 가지 권취 온도에서 권취하여, 열연 강판 (강대) 으로 하였다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, DWTT 특성 및 조직을 조사하였다. 조직은, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층부), 판두께 중앙 위치 (판두께 중심부) 에 대하여, 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛), 제 2 상의 조직분율 (체적％) 을 구하였다. 얻어진 측정값으로부터, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층부) 와 판두께 중앙 위치 (판두께 중심부) 의, 페라이트상의 평균 결정 입경차 (ΔD) 및 제 2 상의 조직분율의 차 (ΔV) 를 각각 산출하였다.

얻어진 결과를, DWTT 에 미치는 판두께 중앙부에서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 제 2 상의 조직분율의 관계로 도 5 에 나타낸다. 또한 도 5 에서는, ΔD 는 2 ㎛ 이하, ΔV 는 2 ％ 이하인 경우에 대하여 나타내고 있다.

도 5 로부터, 판두께 중앙부에서의 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하이며 또한 제 2 상의 조직분율이 2 ％ 이하인 경우에, 극후임에도 불구하고, DWTT 가 -30 ℃ 이하로, 「우수한 DWTT 특성」을 갖는 강판이 되는 것을 알 수 있다.

본 발명은, 상기한 지견에 기초하여, 더욱 검토를 실시하여 완성된 것이다.

본 발명 열연 강판의 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 열연 강판의 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 제조 방법은, 소정의 조성을 갖는 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다. 또한, 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 제조 방법은, 열연 강판의 마무리 압연까지는 모두 동일하다.

먼저, 본 발명에서 사용하는 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 강 소재의 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 특별히 언급하지 않는 한, 질량％ 는 간단히 ％ 라고 기재한다.

C : 0.02 ∼ 0.08 ％

C 는, 강의 강도를 상승시키는 작용을 갖는 원소로, 본 발명에서는 원하는 고강도를 확보하기 위해서 0.02 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.08 ％ 를 초과하는 과잉인 함유는, 펄라이트 등의 제 2 상의 조직분율을 증대시키고, 모재 인성 및 용접열 영향부 인성을 저하시킨다. 이 때문에, C 는 0.02 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.02 ∼ 0.05 ％ 이다.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％

Si 는, 고용 강화, 담금질성의 향상을 통해, 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유에서 확인된다. 한편, Si 는, γ (austenite) → α (ferrite) 변태시에 C 를 γ 상 (austenite phase) 으로 농화시키고, 제 2 상으로서 마르텐사이트상의 형성을 촉진시키는 작용을 가져, 결과적으로 ΔD 의 증가를 초래하고, 강판의 인성을 저하시킨다. 또한, Si 는, 전봉 용접시에 Si 를 함유하는 산화물을 형성하고, 용접 부품질을 저하시킴과 함께, 용접열 영향부 인성을 저하시킨다. 이와 같은 관점에서, Si 는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.50 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이와 같은 점에서, Si 는 0.01 ∼ 0.50 ％ 로 한정하였다. 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다.

또한, 전봉 용접 강관용 열연 강판에서는, Mn 을 함유하기 때문에, Si 는 저융점의 Mn 규산화물을 형성하고 용접부로부터의 산화물 배출이 용이해지므로, Si 는 0.10 ∼ 0.30 ％ 함유시켜도 된다.

Mn : 0.5 ∼ 1.8 ％

Mn 은, 담금질성을 향상시키는 작용을 가져, 담금질성 향상을 통해 강판의 강도를 증가시킨다. 또한, Mn 은, MnS 를 형성하여 S 를 고정시킴으로써, S 의 입계 편석을 방지하여 슬래브 (slab) (강 소재) 균열을 억제한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.5 ％ 이상의 함유를 필요로 한다.

한편, 1.8 ％ 를 초과하는 함유는, 슬래브 주조시의 응고 편석을 조장하고, 강판에 Mn 농화부를 잔존시키고, 세퍼레이션의 발생을 증가시킨다. 이 Mn 농화부를 소실시키려면, 1300 ℃ 를 초과하는 온도로 가열할 필요가 있고, 이와 같은 열처리를 공업적 규모로 실시하는 것은 현실적이지 않다. 이 때문에, Mn 은 0.5 ∼ 1.8 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.9 ∼ 1.7 ％ 이다.

P : 0.025 ％ 이하

P 는, 강 중에 불순물로서 불가피적으로 함유되는데, 강의 강도를 상승시키는 작용을 갖는다. 그러나, 0.025 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면 용접성이 저하된다. 이 때문에, P 는 0.025 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다.

S : 0.005 ％ 이하

S 는, P 와 마찬가지로 강 중에 불순물로서 불가피적으로 함유되는데, 0.005 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면 슬래브 균열을 발생시킴과 함께, 열연 강판에 있어서는 조대한 MnS 를 형성하여, 연성의 저하를 일으킨다. 이 때문에, S 는 0.005 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

Al : 0.005 ∼ 0.10 ％

Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소로, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 함유는, 전봉 용접시의 용접부의 청정성을 현저하게 저해시킨다. 이 때문에, Al 은 0.005 ∼ 0.10 ％ 로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다.

Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％

Nb 는, 오스테나이트 입자의 조대화, 재결정을 억제하는 작용을 갖는 원소로, 열간 마무리 압연에 있어서의 오스테나이트 미재결정 온도 영역 압연을 가능하게 함과 함께, 탄질화물로서 미세 석출함으로써, 용접성을 저해하지 않고, 적은 함유량으로 열연 강판을 고강도화하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 열간 마무리 압연 중의 압연 하중의 증대를 초래하여, 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, Nb 는 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.09 ％ 이다.

Ti : 0.001 ∼ 0.05 ％

Ti 는, 질화물을 형성하고 N 을 고정하여 슬래브 (강 소재) 균열을 방지하는 작용을 가짐과 함께, 탄화물로서 미세 석출됨으로써, 강판을 고강도화시킨다. 이와 같은 효과는, 0.001 ％ 이상의 함유로 현저해지지만, 0.05 ％ 를 초과하는 함유는 석출 강화에 의해 항복점이 현저하게 상승한다. 이 때문에, Ti 는 0.001 ∼ 0.05 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.035 ％ 이다.

본 발명에서는, 상기한 범위의 Nb, Ti, C 를 함유하며, 또한 하기 (1) 식

(Ti+(Nb/2))/C ＜ 4 ‥‥(1)

을 만족하도록 Nb, Ti, C 의 함유량을 조정한다.

Nb, Ti 는, 탄화물 형성 경향이 강한 원소로, C 함유량이 낮은 경우에는 대부분의 C 가 탄화물이 되어, 페라이트 입자 내의 고용 C 량이 격감하는 것이 상정된다. 페라이트 입자 내의 고용 C 량의 격감은, 파이프라인 시공시의 원주 용접성에 악영향을 미친다. 페라이트 입자 내의 고용 C 량이 극도로 저감된 강판을 사용하여 제조된 강관을 라인 파이프로 하여 원주 용접을 실시한 경우에는, 원주 용접부의 열 영향부에 있어서의 입자 성장이 현저해져, 원주 용접부의 열 영향부 인성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, 본 발명에서는, Nb, Ti, C 를 (1) 식을 만족하도록 조정하여 함유시킨다. 이로써, 페라이트 입자 내의 고용 C 량을 10 ppm 이상으로 할 수 있게 되고, 원주 용접부의 열 영향부 인성의 저하를 방지할 수 있다.

본 발명에서는, 상기한 성분이 기본 성분이지만, 이 기본 조성 이외에, 선택 원소로서 V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를, 필요에 따라 선택하여 더 함유할 수 있다.

V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상, V, Mo, Cr, Cu, Ni 는 모두 담금질성을 향상시켜, 강판의 강도를 증가시키는 원소로서, 필요에 따라 1 종 또는 2 종 이상을 선택하여 함유할 수 있다.

V 는, 담금질성을 향상시킴과 함께, 탄질화물을 형성하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소로, 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유로 현저해진다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 용접성을 열화시킨다. 이 때문에, V 는 0.01 ∼ 0.10 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 0.03 ∼ 0.08 ％ 이다.

Mo 는, 담금질성을 향상시킴과 함께, 탄질화물을 형성하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소로, 이와 같은 효과는 0.01 ％ 이상의 함유로 현저해진다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하는 다량의 함유는, 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, Mo 는 0.01 ∼ 0.50 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.30 ％ 이다.

Cr 은, 담금질성을 향상시켜, 강판 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과는, 0.01 ％ 이상의 함유로 현저해진다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는, 전봉 용접시에 용접 결함을 다발시키는 경향이 된다. 이 때문에, Cr 은 0.01 ∼ 1.0 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 더욱 바람직하게는 0.01 ∼ 0.80 ％ 이다.

Cu 는, 담금질성을 향상시킴과 함께, 고용 강화 혹은 석출 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는 열간 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Cu 는 0.01 ∼ 0.50 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.40 ％ 이다.

Ni 는, 담금질성을 향상시켜, 강의 강도를 증가시킴과 함께, 강판의 인성도 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없게 되어 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, Ni 는 0.01 ∼ 0.50 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 0.40 ％ 이다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％

Ca 는, S 를 CaS 로서 고정하고, 황화물계 개재물을 구(球) 형상화하고, 개재물의 형태를 제어하는 작용을 가져, 개재물 주위의 매트릭스의 격자 변형을 작게 하고, 수소의 트랩능을 저하시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 를 초과하여 함유하면 CaO 의 증가를 초래하여, 내식성, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Ca 는 함유하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.005 ％ 로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0009 ∼ 0.003 ％ 이다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로는, N : 0.005 ％ 이하, O : 0.005 ％ 이하, Mg : 0.003 ％ 이하, Sn : 0.005 ％ 이하를 허용할 수 있다.

N : 0.005 ％ 이하

N 은, 강 중에 불가피적으로 함유되지만, 과잉된 함유는, 강 소재 (슬래브) 주조시의 균열을 다발시킨다. 이 때문에, N 은 0.005 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

O : 0.005 ％ 이하

O 는, 강 중에서는 각종 산화물로서 존재하여, 열간 가공성, 내식성, 인성 등을 저하시키는 원인이 된다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.005 ％ 까지는 허용할 수 있다. 극단적인 저감은 정련 비용의 고등을 초래하기 때문에, O 는 0.005 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Mg : 0.003 ％ 이하

Mg 는, Ca 와 마찬가지로 산화물, 황화물을 형성하고, 조대한 MnS 의 형성을 억제하는 작용을 갖지만, 0.003 ％ 를 초과하는 함유는, Mg 산화물, Mg 황화물의 클러스터를 다발시켜, 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Mg 는 0.003 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Sn : 0.005 ％ 이하

Sn 은, 제강 원료로서 사용되는 스크랩 등으로부터 혼입된다. Sn 은, 입계 등에 편석되기 쉬운 원소로, 0.005 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면 입계 강도가 저하되고, 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, Sn 은 0.005 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명의 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 열연 강판의 조직은, 상기한 조성을 갖고, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 인성이 풍부한 페라이트상, 템퍼드 마르텐사이트, 또는 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 하는 조직이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는다.

또한, 여기서 말하는 「페라이트」란, 특별히 언급하지 않는 한, 경질의 저온 변태 페라이트 (베이나이트계 페라이트, 베이나이트 또는, 이들의 혼합상 중 어느 것이다) 를 의미한다. 연질의 고온 변태 페라이트 (입자 형상의 폴리고날 페라이트) 는 포함하지 않는다. 또한, 제 2 상은, 펄라이트, 마르텐사이트, MA (섬 형상 마르텐사이트라고도 한다), 상부 베이나이트 또는, 이들의 2 종 이상으로 이루어지는 혼합상 중 어느 것이다.

표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 인성이 풍부한 페라이트상, 템퍼드 마르텐사이트, 또는 페라이트상과 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 하는 조직이며 또한, ΔV 가 2 ％ 이하가 되는 경우에, 저온 인성, 특히 전체 두께 시험편을 사용하는 DWTT 특성이나 CTOD 특성이 현저하게 향상된다. 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 상기 이외의 조직인 경우, 또는 ΔV 의 어느 하나가 원하는 범위 밖이 되는 경우에는, DWTT 특성이 저하되고, 저온 인성이 열화된다.

본 발명의 열연 강판의 더욱 바람직한 조직은, 목적으로 하는 강도 레벨이나 판두께, DWTT 특성이나 CTOD 특성에 따라, 하기 3 가지의 발명의 실시형태가 있다.

① 제 1 발명 : TS : 510 ㎫ 이상, 판두께 11 ㎜ 이상인 경우의 고장력 열연 강판.

② 제 2 발명 : TS : 530 ㎫ 이상, 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 극후 고장력 열연 강판.

③ 제 3 발명 : TS : 560 ㎫ 이상인 경우의 고장력 열연 강판.

다음으로, 본 발명의 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

강 소재의 제조 방법으로는, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 상용되는 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 상용되는 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 이것에 한정되는 경우는 없다.

상기한 조성의 강 소재에, 가열하여 열간 압연을 실시한다. 열간 압연은, 강 소재를 시트 바로 하는 조압연과, 그 시트 바를 열연판으로 하는 마무리 압연으로 이루어진다.

강 소재의 가열 온도는, 열연판에 압연할 수 있는 온도이면 되고, 특별히 한정할 필요는 없지만, 1100 ∼ 1300 ℃ 범위의 온도로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 변형 저항이 높고 압연 부하가 증대하여 압연기에 대한 부하가 지나치게 과대해진다. 한편, 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 결정립이 조대하여 저온 인성이 저하되고, 스케일 생성량이 증대하고, 수율이 저하된다. 이 때문에, 열간 압연에 있어서의 가열 온도는 1100 ∼ 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

가열된 강 소재에 조압연을 실시하여, 시트 바 (sheet bar) 로 한다. 조압연의 조건은, 원하는 치수 형상의 시트 바가 얻어지면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 인성 확보의 관점에서는, 조압연의 압연 종료 온도는 1050 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

얻어진 시트 바에 추가로 마무리 압연을 실시한다. 또한, 마무리 압연 전의 시트 바에 가속 냉각을 실시하거나, 혹은 테이블 상에서 오실레이션 (oscillation) 등을 실시하여 마무리 압연 개시 온도를 조정하는 것이 바람직하다. 이로써, 마무리 압연 밀 내에서의, 고인성화에 유효한 온도 영역에서의 압하율을 크게 할 수 있다.

마무리 압연에서는, 고인성화의 관점에서, 유효 압하율을 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 여기서 「유효 압하율」이란, 950 ℃ 이하의 온도 영역에서의 전체 압하량 (％) 을 말한다. 또한, 판두께 전체에서 원하는 고인성화를 달성하기 위해서는, 판두께 중앙부에 있어서의 유효 압하율이 20 ％ 이상, 보다 바람직하게는 40 ％ 이상을 만족하는 것이 바람직하다.

열간 압연 (마무리 압연) 종료 후, 열연판에는 핫 런 테이블 (hot run table) 상에서 가속 냉각을 실시한다. 가속 냉각의 개시는, 판두께 중앙부의 온도가 750 ℃ 이상인 동안에 실시하는 것이 바람직하다. 판두께 중앙부의 온도가 750 ℃ 미만이 되면, 고온 변태 페라이트 (폴리고날 페라이트) 가 형성되어, γ → α 변태시에 배출된 C 에 의해, 폴리고날 페라이트 주변에 제 2 상이 형성된다. 이 때문에, 판두께 중심부에서 제 2 상의 석출분율이 높아져, 상기한 원하는 조직을 형성할 수 없게 된다.

마무리 압연 후의 냉각 방법이, 본 발명의 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 가장 중요한 발명의 요건이다. 즉, 목적으로 하는 열연 강판의 강도 레벨이나 판두께, DWTT 특성이나 CTOD 특성에 따라, 본 발명의 열간 압연 후의 최적의 냉각 방법을 선택할 필요가 있다.

이하, 구체적인 제 1 발명 ∼ 제 3 발명의 실시형태에 대하여 차례로 설명한다. 상기 3 가지의 실시형태는, 기본적인 조성 범위와 열간 압연까지의 조건은 동일하지만, 열간 압연 후에 최적의 냉각 조건을 선택함으로써, 목적으로 하는 조직이나 성능을 가진 열연 강판을 구분하여 만들고 있다.

③ 제 3 발명 : TS : 560 ㎫ 이상인 경우의 고장력 열연 강판.

(제 1 발명의 실시형태)

본 발명의 제 1 발명의 TS : 510 ㎫ 이상, 판두께 11 ㎜ 이상인 경우의 고장력 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 페라이트상을 주상으로 하는 조직이며, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는다.

ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되는 경우에, 저온 인성, 특히 전체 두께 시험편을 사용하는 DWTT 특성이나 CTOD 특성이 현저하게 향상된다. ΔD 또는 ΔV 중 어느 하나가 원하는 범위 밖이 되는 경우에는, DWTT 특성이 저하되고, 저온 인성이 열화된다.

이와 같은 점에서, 본 발명에서는, 조직을, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 페라이트상을 주상으로 하는 조직이며, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직으로 한정하였다.

(제 1 발명의 실시형태)

본 발명의 제 1 발명의 TS : 510 ㎫ 이상, 판두께 11 ㎜ 이상인 경우의 열연 강판의 경우의 가속 냉각은, 1 차 가속 냉각과 2 차 가속 냉각으로 이루어진다. 1 차 가속 냉각과 2 차 가속 냉각은 연속해서 실시해도 되고, 1 차 가속 냉각과 2 차 가속 냉각 사이에 10 s 이내의 공랭 처리를 실시해도 된다. 1 차 가속 냉각과 2 차 가속 냉각 사이에 공랭을 실시함으로써, 표층의 과냉각이 방지되게 된다. 이로써, 마르텐사이트의 형성이 방지된다. 또한, 공랭의 시간은 10 s 이하로 하는 것이, 판두께 내부가 고온 영역에서 체류하는 것을 방지하는 관점에서 바람직하다.

본 발명의 제 1 발명에 있어서의 가속 냉각에서는, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 냉각 속도로 실시한다. 또한, 1 차 가속 냉각에 있어서의 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도는, 750 ℃ ∼ 1 차 냉각 정지까지의 온도 영역에서의 평균으로 한다. 또한, 2 차 가속 냉각에 있어서의 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도는, 1 차 냉각 정지시 ∼ 2 차 냉각 정지시까지의 온도 영역에서의 평균으로 한다.

판두께 중앙 위치에 있어서의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 고온 변태 페라이트 (폴리고날 페라이트) 가 형성되기 쉬워지고, 판두께 중심부에서 제 2 상의 석출분율이 높아져, 상기한 원하는 조직을 형성할 수 없게 된다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후의 가속 냉각은, 판두께 중앙 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 냉각 속도로 실시하는 것으로 하였다. 또한 바람직하게는 20 ℃/s 이상이다. 폴리고날 페라이트의 형성을 회피하기 위해서는, 특히 750 ∼ 650 ℃ 의 온도 영역에서 10 ℃/s 이상의 냉각 속도로 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서의 1 차 가속 냉각에서는, 상기한 범위의 냉각 속도이며, 또한 판두께 중심 위치 (판두께 중앙부) 의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 (표층) 에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 미만이 되도록 조정한 가속 냉각으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도는, 마무리 압연의 압연 종료 온도로부터 1 차 냉각 정지 온도의 사이의 평균으로 한다. 1 차 가속 냉각을, 표층과 판두께 중앙부의 냉각 속도차가 80 ℃/s 미만이 되도록 조정한 가속 냉각으로 함으로써, 특별히 표층 근방에 있어서도 베이나이트 또는 베이나이트계 페라이트가 형성되고 연성의 저하가 없어, 원하는 강도·연성 밸런스를 확보할 수 있다. 한편, 판두께 중심부와 표층부의 냉각 속도차가 80 ℃/s 를 초과하여 커지는 가속 냉각에서는, 표층 근방의 조직, 나아가서는 판두께 방향으로 5 ㎜ 까지의 영역에 있어서의 조직이 마르텐사이트상을 함유하는 조직으로 되기 쉬워, 연성이 저하된다. 이와 같은 점에서, 본 발명에서는, 1 차 가속 냉각을, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 냉각 속도이며, 또한 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 미만이 되도록 조정한 가속 냉각으로 한정하였다. 이와 같은 1 차 가속 냉각은, 냉각수의 수량 밀도를 조정함으로써 달성할 수 있다.

또한, 본 발명에서는 상기한 1 차 가속 냉각을 실시한 후에 실시하는 2 차 가속 냉각은, 상기한 범위의 냉각 속도 (판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상의 냉각 속도) 이며, 또한 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 이상인 냉각을, 판두께 중심 위치의 온도가 다음 (2) 식

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

(여기서, C, Ti, Nb, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％), CR : 냉각 속도 (℃/s))

으로 정의되는 BFS 이하의 2 차 냉각 정지 온도까지 실시하는 냉각으로 한다. 2 차 가속 냉각에 있어서의 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 미만에서는, 판두께 중앙부의 조직을 원하는 조직 (연성이 풍부한 베이나이트계 페라이트상, 베이나이트상 또는, 그들의 혼합 조직 중 어느 것으로 이루어지는 조직) 으로 할 수 없게 된다. 또한, 2 차 냉각 정지 온도가 BFS 초과에서는, 폴리고날 페라이트가 형성되고, 제 2 상 조직분율이 증가하여, 원하는 특성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 2 차 가속 냉각은, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 이상인 냉각을, 판두께 중심 위치의 온도에서 BFS 이하의 2 차 냉각 정지 온도까지 실시하는 것으로 하였다. 또한, 2 차 냉각 정지 온도는, 보다 바람직하게는 (BFS - 20 ℃) 이하이다.

상기한 2 차 냉각 정지 온도 이하에서, 2 차 가속 냉각을 정지한 후, 열연판은 BFS0 이하의 권취 온도에서 코일 형상으로 권취된다. 또한, 보다 바람직하게는 (BFS0 - 20 ℃) 이하이다. BFS0 은, 다음 (3) 식

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)

(여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％))

으로 정의된다.

2 차 가속 냉각의 냉각 정지 온도를 BFS 이하의 온도로 하며, 또한 권취 온도를 BFS0 이하의 온도로 함으로써, 도 2, 도 3 에 나타내는 바와 같이, 처음으로 ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되어, 판두께 방향의 조직의 균일성이 현저해진다. 이로써, 우수한 DWTT 특성 및 우수한 CTOD 특성을 확보할 수 있어, 저온 인성이 현저하게 향상된 후육 고장력 열연 강판으로 할 수 있다.

또한, 본 발명의 제 1 발명에 있어서의 2 차 가속 냉각에서는, 2 차 냉각 정지시에 있어서의 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 냉각 정지 온도와 권취 온도 (판두께 중앙 위치에서의 온도) 의 차가 300 ℃ 이내가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 냉각 정지 온도와 권취 온도의 차가 300 ℃ 를 초과하여 커지면, 강 조성에 따라서는 표층에 마르텐사이트상을 함유하는 복합 조직을 형성하고, 연성이 저하되어, 원하는 강도·연성 밸런스를 확보할 수 없게 되는 경우가 있다. 이 때문에, 본 발명에 있어서의 2 차 가속 냉각에서는, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 냉각 정지 온도와 권취 온도 (판두께 중앙 위치에서의 온도) 의 차가 300 ℃ 이내가 되도록 실시하는 것이 바람직한 것으로 하였다. 이와 같은 2 차 가속 냉각의 조정은, 수량 밀도의 조정이나 냉각 뱅크의 선택에 의해 달성할 수 있다.

또한, 냉각 속도의 상한은, 사용하는 냉각 장치의 능력에 의존하여 결정되지만, 휨 등의 강판 형상의 악화를 수반하지 않는 냉각 속도인 마르텐사이트 생성 냉각 속도보다 느린 것이 바람직하다. 또한, 이와 같은 냉각 속도는, 플랫 노즐 (flat nozzle), 봉 형상 노즐 (bar nozzle), 원관 노즐 (circular tube nozzle) 등을 이용한 냉각에 의해 달성할 수 있다. 또한, 본 발명에서는, 판두께 중심부의 온도, 냉각 속도 등은, 전열 계산 등에 의해 산출한 것을 사용하기로 하였다.

또한, 코일 형상으로 권취된 열연판은, 코일 중앙부에서의 냉각 속도로 20 ∼ 60 ℃/hr 로 실온까지 냉각시키는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 20 ℃/hr 미만에서는, 결정립의 성장이 진행되기 때문에 인성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 60 ℃/hr 를 초과하는 냉각 속도에서는, 코일 중앙부와 코일 외주부나 내주부의 온도차가 커져, 코일 형상의 악화를 초래하기 쉽다.

상기한 제조 방법으로 얻어진 본 발명의 제 1 발명의 후육 고장력 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 또한, 적어도 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치가 페라이트상을 주상으로 하는 조직을 갖는다. 또한, 여기서 말하는 「페라이트」란, 특별히 언급하지 않는 한, 「페라이트」는, 경질의 저온 변태 페라이트 (베이나이트계 페라이트, 베이나이트 또는, 이들의 혼합상 중 어느 것이다) 를 의미한다. 연질의 고온 변태 페라이트 (입자 형상의 폴리고날 페라이트) 는 포함하지 않는다. 제 2 상은, 펄라이트, 마르텐사이트, MA, 상부 베이나이트 또는, 이들의 2 종 이상의 혼합상 중 어느 것을 예시할 수 있다. 또한, 본 발명의 제 1 발명의 후육 고장력 열연 강판에서는, 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직도 동일한 페라이트상을 주상으로 하는 조직이 되는 것은 말할 필요도 없다.

그리고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛) 의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는다.

ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되는 경우에만, 후육 고장력 열연 강판의 저온 인성, 특히 전체 두께 시험편을 사용하는 DWTT 특성이나 CTOD 특성이 현저하게 향상된다. ΔD 또는 ΔV 중 어느 하나가 원하는 범위 밖이 되는 경우에는, 도 1 로부터도 분명한 바와 같이, DWTT 가 -35 ℃ 보다 높아져, DWTT 특성이 저하되고, 저온 인성이 열화된다. 이와 같은 점에서, 본 발명에서는, 조직을, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛) 의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직으로 한정하였다. 이와 같은 조성과 조직을 가짐으로써, 강도·연성 밸런스가 우수한 강판으로 할 수 있다.

또한, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되는 조직을 갖는 열연 강판은, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치와 판두께 1/4 위치의 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛) 의 차 (ΔD*) 가 2 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (％) 의 차 (ΔV*) 가 2 ％ 이하를 만족하고, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치와 판두께 3/4 위치의 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛) 의 차 (ΔD**) 도 2 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (％) 의 차 (ΔV**) 도 2 ％ 이하를 만족하는 것을 확인하고 있다.

이하, 더욱 실시예에 기초하여 본 발명의 제 1 발명을 상세하게 설명한다.

[실시예 1]

본 발명의 제 1 발명의 TS : 510 ㎫ 이상, 판두께 11 ㎜ 이상인 경우의 열연 강판의 경우의 실시예에 대하여 이하에 설명한다.

표 1 에 나타내는 조성의 슬래브 (강 소재) (두께 : 215 ㎜) 를 사용하여, 표 2 및 표 3 에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후, 표 2 및 표 3 에 나타내는 냉각 조건에서 냉각시키고, 표 2 및 표 3 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하여, 표 2 및 표 3 에 나타내는 판두께의 열연 강판 (강대) 으로 하였다. 또한, 이들 열연 강판을 소재로 하여 냉간에서의 롤 연속 성형에 의해 오픈관으로 하고, 그 오픈관의 단면(端面)끼리를 전봉 용접하여, 전봉 강관 (외경 660 ㎜φ) 으로 하였다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험, 충격시험, DWTT 시험, CTOD 시험을 실시하였다. 또한, DWTT 시험, CTOD 시험은 전봉 강관에 대해서도 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마, 부식하고, 광학 현미경 (배율 : 1000 배) 또는 주사형 전자 현미경 (배율 : 2000 배) 으로 각 2 시야 이상 관찰하고, 촬상하여 조직의 종류를 동정하고, 또한 화상 해석 장치를 사용하여, 페라이트상의 평균 결정 입경, 및 페라이트상 이외의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 을 측정하였다. 관찰 위치는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치, 및 판두께 중앙부로 하였다. 또한, 페라이트상의 평균 결정 입경은, 각 페라이트 입자의 면적을 측정하여, 그 면적으로부터 원상당 직경을 산출하고, 얻어진 각 페라이트 입자의 원상당 직경을 산술 평균하여, 그 위치에 있어서의 평균 결정 입경으로 하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록, 판 형상의 시험편 (평행부 폭 : 12.5 ㎜, 표점간 거리 : 50 ㎜) 을 채취하고, ASTM E 8 의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS), 연신율 (El) 을 구하고, 강도·연성 밸런스 (TS × El) 를 산출하였다.

(3) 충격 시험

얻어진 열연 강판의 판두께 중앙부로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하여, 시험 온도 : -80 ℃ 에서의 흡수 에너지 (J) 를 구하였다. 또한, 시험편은 3 개로 하고, 얻어진 흡수 에너지값의 산술 평균을 구하여, 그 강판의 흡수 에너지값 (vE_-80) (J) 으로 하였다. vE_-80 이 300 J 이상인 경우를 「인성이 양호하다」고 평가하였다.

(4) DWTT 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 DWTT 시험편 (크기 : 판두께 × 폭 3 in. × 길이 12 in.) 을 채취하고, ASTM E 436 의 규정에 준거하여 DWTT 시험을 실시하여, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 최저 온도 (DWTT) 를 구하였다. DWTT 가 -35 ℃ 이하인 경우를 「우수한 DWTT 특성」을 갖는다고 평가하였다.

또한, DWTT 시험은, 전봉 강관의 모재부로부터도 시험편의 길이 방향이 관 둘레 방향이 되도록, DWTT 시험편을 채취하여, 강판과 동일하게 시험하였다.

(5) CTOD 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 CTOD 시험편 (크기 : 판두께 × 폭 (2 × 판두께) × 길이 (10 × 판두께)) 을 채취하고, ASTM E 1290 의 규정에 준거하여 시험 온도 : -10 ℃ 에서 CTOD 시험을 실시하여, -10 ℃ 에서의 한계 개구 변위량 (CTOD 값) 을 구하였다. 또한, 시험 하중은, 3 점 굽힘 방식으로 부하하고, 노치부에 변위계를 장착하여, 한계 개구 변위량 CTOD 값을 구하였다. CTOD 값이 0.30 ㎜ 이상인 경우를 「우수한 CTOD 특성」을 갖는다고 평가하였다.

또한, CTOD 시험은, 전봉 강관으로부터도, 관축 방향에 직교하는 방향이 시험편의 길이 방향이 되도록 CTOD 시험편을 채취하고, 노치를 모재부 및 심부에 도입하여, 강판과 동일하게 시험하였다.

얻어진 결과를 표 4 및 표 5 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 적정한 조직을 갖고, TS : 510 ㎫ 이상의 고강도와, vE_-80 이 300 J 이상, CTOD 값이 0.30 ㎜ 이상, -35 ℃ 이하의 DWTT 와, 우수한 저온 인성을 가지며, 또한 TS × El : 18000 ㎫％ 이상의 우수한 강도·연성 밸런스를 갖는 열연 강판이 되었다. 또한, 본 발명예의 열연 강판을 사용한 전봉 강관도, 모재부, 심부 모두, 0.30 ㎜ 이상의 CTOD 값, -20 ℃ 이하의 DWTT 를 갖고, 우수한 저온 인성을 갖는 강관이 되었다.

한편, 본 발명의 제 1 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, vE_-80 이 300 J 미만이거나, CTOD 값이 0.30 ㎜ 미만이거나, -35 ℃ 초과의 DWTT 이거나 하여, 저온 인성이 저하되었거나, 혹은 연신율이 낮아, 강도·연성 밸런스가 원하는 값을 확보할 수 없었다.

(제 2 발명의 실시형태)

본 발명의 제 2 발명의 TS : 530 ㎫ 이상, 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 극후 고장력 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 이하이며, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛) 의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는다. 또한, 여기서 말하는 「페라이트」란, 특별히 언급하지 않는 한, 「페라이트」는, 경질의 저온 변태 페라이트 (베이나이트계 페라이트, 베이나이트 또는, 이들의 혼합상 중 어느 것이다) 를 의미한다. 연질의 고온 변태 페라이트 (입자 형상의 폴리고날 페라이트) 는 포함하지 않는다. 제 2 상은, 펄라이트, 마르텐사이트, MA, 상부 베이나이트 또는, 이들의 2 종 이상의 혼합상 중 어느 것을 예시할 수 있다. 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직은, 주상을 베이나이트계 페라이트상, 베이나이트상 또는, 그들의 혼합상 중 어느 것으로 하고, 제 2 상으로서 펄라이트, 마르텐사이트, 섬 형상 마르텐사이트 (MA), 상부 베이나이트 또는, 이들의 2 종 이상의 혼합상 중 어느 것을 예시할 수 있다.

ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되는 경우에, 저온 인성, 특히 전체 두께 시험편을 사용하는 DWTT 특성이나 CTOD 특성이 현저하게 향상된다. ΔD 또는 ΔV 중 어느 하나가 원하는 범위 밖이 되는 경우에는, DWTT 특성이 저하되고, 저온 인성이 열화된다. 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 극후의 경우에는, 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 이하로 하는 것을 필요로 한다. 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 를 초과하는 경우나, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 를 초과하면, DWTT 특성이 저하되고, 저온 인성이 열화된다.

이와 같은 점에서, 본 발명의 제 2 발명에서는, 조직을, 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 이하이며, 또한 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 페라이트상의 평균 결정 입경 (㎛) 의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직으로 한정하였다.

본 발명의 제 2 발명의 TS : 530 ㎫ 이상, 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 경우의 열연 강판인 경우에는, 열간 압연 (마무리 압연) 종료 후, 열연판에는, 핫 런 테이블 상에서 가속 냉각을 실시한다. 또한, 본 발명에서는, 판두께 중심 위치에서의 페라이트상의 결정 입경을 소정값 이하로 하고, 제 2 상의 조직분율을 체적률로 2 ％ 이하로 하기 위해서, 마무리 압연 종료 후에 가속 냉각 개시시의 강판 판두께 중심 위치의 온도 (T) (℃) (이하, 냉각 개시점이라고도 한다) 로부터 (T - 20 ℃) 의 온도가 될 때까지의 체류 시간을 20 s 이내로 하여, 고온에서의 체류 시간을 단축시킨다. T (℃) 로부터 (T - 20 ℃) 의 온도가 될 때까지의 체류 시간이 20 s 를 초과하여 길어지면, 변태시의 결정 입경이 조대화되기 쉽고, 고온 변태 페라이트 (폴리고날 페라이트) 의 생성을 회피하는 것이 어려워진다. 또한, T (℃) 로부터 (T - 20 ℃) 의 온도가 될 때까지의 체류 시간을 20 s 이내로 하려면, 본 발명 강판의 판두께 범위에서는, 핫 런 테이블 상에서의 통판 속도를 120 mpm 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 가속 냉각의 개시는, 판두께 중앙부의 온도가 750 ℃ 이상인 동안에 실시하는 것이 바람직하다. 판두께 중앙부의 온도가 750 ℃ 미만이 되면, 고온 변태 페라이트 (폴리고날 페라이트) 가 형성되고, γ → α 변태시에 배출된 C 가 미변태 γ 로 농축되기 때문에, 펄라이트상 또는 상부 베이나이트 등의 제 2 상이 폴리고날 페라이트 주변에 형성된다. 이 때문에, 판두께 중심부에서 제 2 상의 조직분율이 높아져, 상기한 원하는 조직을 형성할 수 없게 된다.

가속 냉각은, 판두께 중심부의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상, 바람직하게는 20 ℃/s 이상의 냉각 속도로, BFS 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하는 것이 바람직하다.

냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 고온 변태 페라이트 (폴리고날 페라이트) 가 형성되기 쉬워지고, 판두께 중심부에서 제 2 상의 조직분율이 높아져, 상기한 원하는 조직을 형성할 수 없게 된다. 이 때문에, 열간 압연 종료 후의 가속 냉각은, 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 냉각 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 속도의 상한은, 사용하는 냉각 장치의 능력에 의존하여 결정되지만, 휨 등의 강판 형상의 악화를 수반하지 않는 냉각 속도인 마르텐사이트 생성 냉각 속도보다 느린 것이 바람직하다. 또한, 이와 같은 냉각 속도는, 플랫 노즐, 봉 형상 노즐, 원관 노즐 등을 이용한 수랭 장치에 의해 달성할 수 있다. 또한, 본 발명에서는, 판두께 중심부의 온도, 냉각 속도 등은 전열 계산 등에 의해 산출한 것을 사용하기로 하였다.

또한, 상기한 가속 냉각의 냉각 정지 온도는, 판두께 중심 위치의 온도에서 BFS 이하의 온도로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 (BFS - 20 ℃) 이하이다. BFS 는, 다음 (2) 식

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

으로 정의된다.

본 발명의 제 2 발명에서는, 판두께 중심 위치에서의 페라이트상의 결정 입경을 소정값 이하로 하고, 제 2 상의 조직분율을 체적률로 2 ％ 이하로 하기 위해서, 또한, 상기한 냉각 개시점 (T) (℃) 으로부터 BFS 온도까지의 냉각 시간을 30 s 이하로 조정한다. T (℃) 로부터 BFS 온도까지의 냉각 시간이 30 s 를 초과하여 길어지면, 고온 변태 페라이트 (폴리고날 페라이트) 가 형성되기 쉬워지고, γ → α 변태시에 배출된 C 가 미변태 γ 로 농축되어, 펄라이트상 또는 상부 베이나이트 등의 제 2 상이, 폴리고날 페라이트 주변에 형성된다. 이 때문에, 판두께 중심부에서 제 2 상의 조직분율이 높아져, 상기한 원하는 조직을 형성할 수 없게 된다. 이와 같은 점에서, 냉각 개시점 (T) (℃) 으로부터 BFS 온도까지의 냉각 시간을 30 s 이하로 한정하였다. 이와 같은 냉각 개시점 (T) (℃) 으로부터 BFS 온도까지의 냉각 시간의 조정은, 통판 속도의 조정 및 냉각수량의 조정에 의해 가능해진다.

또한, 본 발명의 제 2 발명에서는 가속 냉각을, 상기한 냉각 정지 온도 이하에서 정지한 후, 열연판은 판두께 중앙 위치의 온도에서 BFS0 이하의 권취 온도에서 코일 형상으로 권취된다. 또한, 보다 바람직하게는 (BFS0 - 20 ℃) 이하이다. BFS0 은, 다음 (3) 식

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)

(여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％))

으로 정의된다.

가속 냉각의 냉각 정지 온도를 BFS 이하의 온도로 하며, 또한 권취 온도를 BFS0 이하의 온도로 함으로써, ΔD 가 2 ㎛ 이하이며 또한 ΔV 가 2 ％ 이하가 되어, 판두께 방향의 조직의 균일성이 현저해진다. 이로써, 우수한 DWTT 특성 및 우수한 CTOD 특성을 확보할 수 있다.

[실시예 2]

본 발명의 제 2 발명의 TS : 530 ㎫ 이상, 판두께가 22 ㎜ 를 초과하는 경우의 실시예에 대하여 이하에 설명한다.

표 6 에 나타내는 조성의 슬래브 (강 소재) (두께 : 230 ㎜) 를 사용하여, 표 7 에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후, 표 7 에 나타내는 냉각 조건에서 냉각시키고, 표 7 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하여, 표 7 에 나타내는 판두께의 열연 강판 (강대) 으로 하였다. 또한, 이들 열연 강판을 소재로 하여 냉간에서의 롤 연속 성형에 의해 오픈관으로 하고, 그 오픈관의 단면끼리를 전봉 용접하여, 전봉 강관 (외경 660 ㎜φ) 으로 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마, 부식하고, 광학 현미경 (배율 : 1000 배) 또는 주사형 전자 현미경 (배율 : 2000 배) 으로 각 3 시야 이상 관찰하고, 촬상하여, 조직의 동정을 실시하고, 또한 화상 해석 장치를 사용하여, 페라이트상의 평균 결정 입경, 및 페라이트상 이외의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 을 측정하였다. 관찰 위치는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치, 및 판두께 중앙 위치로 하였다. 또한, 페라이트상의 평균 결정 입경은, 절단법에 의해 평균 결정 입경을 구하고, 공칭 입경을 그 위치에 있어서의 평균 결정 입경으로 하였다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 인장 시험 방향이 되도록, 판 형상의 시험편 (평행부 폭 : 25 ㎜, 표점간 거리 : 50 ㎜) 을 채취하고, ASTM E8M-04 의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 구하였다.

(3) 충격 시험

얻어진 열연 강판의 판두께 중앙부로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하여, 시험 온도 : -80 ℃ 에서의 흡수 에너지 (J) 를 구하였다. 또한, 시험편은 3 개로 하고, 얻어진 흡수 에너지값의 산술 평균을 구하여, 그 강판의 흡수 에너지값 (vE_-80) (J) 으로 하였다. vE_-80 이 200 J 이상인 경우를 「인성이 양호하다」고 평가하였다.

(4) DWTT 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 DWTT 시험편 (크기 : 판두께 × 폭 3 in. × 길이 12 in.) 을 채취하고, ASTM E 436 의 규정에 준거하여 DWTT 시험을 실시하여, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 최저 온도 (DWTT) 를 구하였다. DWTT 가 -30 ℃ 이하인 경우를 「우수한 DWTT 특성」을 갖는다고 평가하였다.

(5) CTOD 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 CTOD 시험편 (크기 : 판두께 × 폭 (2 × 판두께) × 길이 (10 × 판두께) 을 채취하고, ASTM E 1290 의 규정에 준거하여 시험 온도 : -10 ℃ 에서 CTOD 시험을 실시하여, -10 ℃ 에서의 한계 개구 변위량 (CTOD 값) 을 구하였다. 또한, 시험 하중은, 3 점 굽힘 방식으로 부하하고, 노치부에 변위계를 장착하여, 한계 개구 변위량 CTOD 값을 구하였다. CTOD 값이 0.30 ㎜ 이상인 경우를 「우수한 CTOD 특성」을 갖는다고 평가하였다.

얻어진 결과를 표 8 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 적정한 조직을 갖고, TS : 530 ㎫ 이상의 고강도와, vE_-80이 200 J 이상, CTOD 값이 0.30 ㎜ 이상, -30 ℃ 이하의 DWTT 와, 우수한 저온 인성을 갖는 열연 강판이 되고, 특히 우수한 CTOD 특성, 우수한 DWTT 특성을 갖고 있다. 본 발명예의 열연 강판을 사용한 전봉 강관도, 모재부, 심부 모두, 0.30 ㎜ 이상의 CTOD 값, -5 ℃ 이하의 DWTT 를 갖고, 우수한 저온 인성을 갖는 강관이 되었다.

한편, 본 발명의 제 2 발명의 범위를 벗나가는 비교예는, vE_-80 이 200 J 미만이거나, CTOD 값이 0.30 ㎜ 미만이거나, -20 ℃ 초과의 DWTT 이거나 하여, 저온 인성이 저하되어 있다.

(제 3 발명의 실시형태)

본 발명의 제 3 발명의 TS : 560 ㎫ 이상인 경우의 고장력 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것이고, 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직이 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 체적％ 로 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직을 가지며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트 이하인 조직이다.

표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것이며 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직이 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 체적％ 로 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직이고, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트 이하가 되는 경우에, 저온 인성, 특히 전체 두께 시험편을 사용하는 DWTT 특성이나 CTOD 특성이 현저하게 향상된다. 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 상기 이외의 조직, 또는, 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직이 체적％ 로 2 ％ 를 초과하는 제 2 상으로 이루어지는 조직, 또는, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트를 초과하는 어느 것의 경우에는, DWTT 특성이 저하되고, 저온 인성이 열화된다.

이와 같은 점에서, 본 발명의 제 3 발명에서는, 조직의 주상을, 템퍼드 마르텐사이트 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것이며 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직이 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 체적％ 로 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직이고, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) 를 50 포인트 이하로 한정하였다.

본 발명의 제 3 발명의 TS : 560 ㎫ 이상인 경우의 열연 강판의 경우에는, 마무리 압연 종료 후의 열연 강판에, 이어서, 제 1 단의 냉각, 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 냉각 공정을 적어도 2 회 실시하고, 이어서 제 3 단의 냉각을 순차 실시한다.

제 1 단의 냉각에서는, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도로, 80 ℃/s 초과의 냉각 속도로, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 온도에서, Ms 점 이하의 온도 영역의 온도 (냉각 정지 온도) 까지 냉각시킨다. 이 제 1 단의 냉각에 의해, 표면으로부터 판두께 방향으로 2 ㎜ 정도까지의 영역 (표층부) 의 조직의 주상이 마르텐사이트 또는 마르텐사이트상과 베이나이트상의 혼합 조직이 된다. 80 ℃/s 이하의 냉각 속도에서는, 충분히 마르텐사이트상이 형성되지 않고, 그 후의 권취 공정에 있어서의 템퍼링 효과를 기대할 수 없다. 또한, 베이나이트상은 체적％ 로 50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 마르텐사이트의 주상이 될지, 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직이 될지는, 강판의 탄소 당량, 제 1 단의 냉각 속도에 의존한다. 또한, 냉각 속도의 상한은, 사용하는 냉각 장치의 능력에 의존하여 결정되지만, 대체로 600 ℃/s 정도이다.

또한, 본 발명의 제 3 발명에서는, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치나 판두께 중심 위치 등의 온도, 냉각 속도 등은, 전열 계산 등에 의해 산출한 것을 사용하기로 하였다.

제 1 단의 냉각 후, 제 2 단의 냉각으로서 30 s 이하의 공랭을 실시한다. 이 제 2 단의 냉각에 의해, 중심부의 보유열에 의해 표층이 복열되고, 제 1 단의 냉각으로 형성된 표층 조직이 템퍼링되어, 인성이 풍부한 템퍼드 마르텐사이트, 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것이 된다. 제 2 단의 냉각으로 공랭을 실시하는 것은, 판두께 내부까지 마르텐사이트상을 형성시키지 않기 위해서이다. 공랭 시간이 30 s 를 초과하여 길어지면 판두께 중심 위치가 폴리고날 페라이트로 변태가 진행된다. 이 때문에, 제 2 단의 냉각에 있어서의 공랭의 시간은 30 s 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.5 s 이상 20 s 이하이다.

또한, 본 발명의 제 3 발명에서는, 제 1 단의 냉각과 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 냉각 공정은, 적어도 2 회 실시한다.

제 1 단의 냉각과 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 냉각 공정을 적어도 2 회 실시한 후, 추가로 제 ３ 냉각을 실시한다. 제 ３ 냉각에서는, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 초과의 냉각 속도로, 판두께 중앙 위치의 온도에서, 다음 (2) 식

BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)

으로 정의되는 BFS 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시킨다. 또한, (2) 식의 계산시에는, 함유하지 않는 합금 원소의 경우에는 함유량을 0 으로 하여 계산하는 것으로 한다.

표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 평균 냉각 속도가 80 ℃/s 이하에서는, 판두께 중심부의 냉각이 느려지고, 판두께 중심 위치에서 폴리고날 페라이트가 생성되어, 원하는 베이나이트계 페라이트상, 베이나이트상 또는 그들의 혼합 조직 중 어느 것을 주상으로 하는 조직을 확보할 수 없게 된다. 또한, 냉각 정지 온도가 BFS 를 초과하여 고온이 되면, 마르텐사이트, 상부 베이나이트, 펄라이트, MA 또는, 그들의 2 종 이상의 혼합 조직 중 어느 것으로 이루어지는 제 2 상이 생성되어, 원하는 조직을 확보할 수 없게 된다. 이와 같은 점에서, 제 3 단의 냉각에서는, 냉각 속도를, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 초과로 하고, 판두께 중심 위치에서의 냉각 정지 온도를 BFS 이하의 온도로 하였다. 이와 같은 제 3 단의 냉각에서는, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 이상이 되고, 제 2 상의 생성을 억제하여, 판두께 중심 위치의 조직을 원하는 조직으로 할 수 있다.

본 발명의 제 3 발명에서는, 제 3 단의 냉각 후, 판두께 중앙 위치의 온도에서, 다음 (3) 식

BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)

(여기서, C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％))

으로 정의되는 BFS0 이하 바람직하게는 Ms 점 이상의 권취 온도에서 권취한다. 이로써, 제 1 단의 냉각으로 형성된 마르텐사이트상을 템퍼링할 수 있고, 인성이 풍부한 템퍼드 마르텐사이트가 된다. 또한, 보다 바람직하게는 (BFS0 - 20 ℃) 이하이다. 이와 같은 템퍼링 효과를 충분히 발휘시키기 위해서, (권취 온도) ∼ (권취 온도 - 50 ℃) 의 온도 영역에서 30 분 이상 유지하는 것이 바람직하다. 또한, (3) 식의 계산시에는, 함유하지 않는 합금 원소의 경우에는 함유량을 0 으로 하여 계산하는 것으로 한다.

상기한 제 1 단의 냉각과 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 냉각 공정, 추가로 제 3 단의 냉각 및 권취 공정을 실시함으로써, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 템퍼드 마르텐사이트 단상 조직 또는 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직이며, 판두께 중앙 위치에서의 조직이 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 체적％ 로 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직을 가지며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트 이하인 판두께 방향 조직의 균일성이 우수한 열연 강판이 얻어져, DWTT 가 -50 ℃ 이하인 저온 인성이 우수한 강판이 된다.

또한, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트를 초과하면, 판두께 방향의 균일성이 저하되고, 저온 인성의 저하를 초래한다.

[실시예 3]

본 발명의 제 3 발명의 TS : 560 ㎫ 이상인 경우의 실시예에 대하여 이하에 설명한다.

표 9 에 나타내는 조성의 슬래브 (강 소재) (두께 : 215 ㎜) 를 사용하여, 표 10, 11 및 표 12 에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후, 표 10, 11 및 표 12 에 나타내는 냉각 조건에서 냉각시키고, 표 10, 11 및 표 12 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 권취하여, 표 10, 11 및 표 12 에 나타내는 판두께의 열연 강판 (강대) 으로 하였다. 또한, 이들 열연 강판을 소재로 하여 냉간에서의 롤 연속 성형에 의해 오픈관으로 하고, 그 오픈관의 단면끼리를 전봉 용접하여, 전봉 강관 (외경 660 ㎜φ) 으로 하였다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 경도 시험, 인장 시험, 충격 시험, DWTT 시험, CTOD 시험을 실시하였다. 또한, DWTT 시험, CTOD 시험은 전봉 강관에 대해서도 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마, 부식하고, 광학 현미경 (배율 : 1000 배) 또는 주사형 전자 현미경 (배율 : 2000 배) 으로 각 2 시야 이상 관찰하고, 촬상하여, 화상 해석 장치를 사용하여, 각 상의 평균 결정 입경, 및 주상 이외의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 을 측정하였다. 관찰 위치는, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치, 및 판두께 중앙부로 하였다.

(2) 경도 시험

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 단면에 대하여, 비커스 경도계 (시험력 : 9.8 N (하중 : 1 kgf)) 를 사용하여 경도 (HV) 를 측정하였다. 측정 위치는, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치 및 판두께 중앙부로 하였다. 각 위치에서의 경도 측정은 5 지점 이상으로 하였다. 얻어진 측정 결과를 산술 평균하여, 각 위치에서의 경도로 하였다. 얻어진 각 위치에서의 경도로부터, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙부의 경도 (HV1/2t) 의 차 (ΔHV) (= HV 1 ㎜ - HV1/2t) 를 산출하였다.

(3) 인장 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록, 판 형상의 시험편 (평행부 폭 : 25 ㎜, 표점간 거리 : 50 ㎜) 을 채취하고, ASTM E8M-04 의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하여, 인장 강도 (TS) 를 구하였다.

(4) 충격 시험

(5) DWTT 시험

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 DWTT 시험편 (크기 : 판두께 × 폭 3 in. × 길이 12 in.) 을 채취하고, ASTM E 436 의 규정에 준거하여 DWTT 시험을 실시하여, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 최저 온도 (DWTT) 를 구하였다. DWTT 가 -50 ℃ 이하인 경우를 [우수한 DWTT 특성] 을 갖는다고 평가하였다.

또한, DWTT 시험은, 전봉 강관의 모재부로부터도 시험편의 길이 방향이 관 둘레 방향이 되도록 DWTT 시험편을 채취하여, 강판과 동일하게 시험하였다.

(6) CTOD 시험

얻어진 결과를 표 13 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, 판두께 방향에 있어서 적정한 조직과 적정한 경도차를 갖고, TS : 560 ㎫ 이상의 고강도와, vE_-80 이 200 J 이상, CTOD 값이 0.30 ㎜ 이상, -50 ℃ 이하의 DWTT 와, 우수한 저온 인성을 갖는 열연 강판이 되고, 특히 우수한 CTOD 특성, 우수한 DWTT 특성을 갖고 있다. 또한, 본 발명예의 열연 강판을 사용한 전봉 강관도, 모재부, 심부 모두, 0.30 ㎜ 이상의 CTOD 값, -25 ℃ 이하의 DWTT 를 갖고, 우수한 저온 인성을 갖는 강관이 되었다.

한편, 본 발명의 제 3 발명의 범위를 벗나가는 비교예는, vE_-80 이 200 J 미만이거나, CTOD 값이 0.30 ㎜ 미만이거나, -50 ℃ 초과의 DWTT 이거나, ΔHV 가 50 포인트를 초과하거나 하여, 저온 인성이 저하되어 있다. 또한, 이들 강판을 사용하여 제조된 전봉 강관의 심부의 저온 인성도 저하되어 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,
Mn : 0.5 ∼ 1.8 ％, P : 0.025 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％,
Nb : 0.01 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.05 ％
를 함유하며, 또한 C, Ti, Nb 를 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과,
표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 페라이트상, 탬퍼드 마르텐사이트, 또는 페라이트상과 탬퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것으로 하는 조직이고, 또한 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직의 주상이 페라이트상이며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 과 판두께 중앙 위치에 있어서의 제 2 상의 조직분율 (체적％) 의 차 (ΔV) 가 2 ％ 이하인 조직을 갖는 고장력 열연 강판.
(Ti+(Nb/2))/C ＜ 4 ‥‥(1)
여기서, Ti, Nb, C : 각 원소의 함유량 (질량％)
제 1 항에 있어서,
상기 고장력 열연 강판이,
표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직이 페라이트상을 주상으로 하는 조직이고, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 상기 페라이트상의 평균 결정 입경과 판두께 중앙 위치에 있어서의 상기 페라이트상의 평균 결정 입경의 차 (ΔD) 가 2 ㎛ 이하인 조직을 갖는 고장력 열연 강판.
제 2 항에 있어서,
상기 고장력 열연 강판이, 판두께 중앙 위치에 있어서의 상기 페라이트상의 평균 결정 입경이 5 ㎛ 이하, 제 2 상의 조직분율 (체적％) 이 2 ％ 이하이며, 또한 판두께 : 22 ㎜ 초과인 고장력 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 고장력 열연 강판이, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 조직의 주상이 탬퍼드 마르텐사이트 조직 또는 베이나이트와 탬퍼드 마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 것이고, 판두께 중앙 위치에 있어서의 조직이 베이나이트 및/또는 베이나이트계 페라이트를 주상으로 하고, 체적％ 로 2 ％ 이하의 제 2 상으로 이루어지는 조직을 가지며, 또한 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1 ㎜) 와 판두께 중앙 위치에 있어서의 비커스 경도 (HV 1/2t) 의 차 (ΔHV) 가 50 포인트 이하인 고장력 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판.
제 2 항에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법이, 제 1 항에 기재된 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서, 가속 냉각을 1 차 가속 냉각과 2 차 가속 냉각으로 이루어지는 냉각으로 하고, 상기 1 차 가속 냉각을, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이고, 또한 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 미만인 냉각을, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 온도가 650 ℃ 이하 500 ℃ 이상인 온도 영역의 온도가 되는 1 차 냉각 정지 온도까지 실시하는 냉각으로 하고, 상기 2 차 가속 냉각을, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 이상이고, 또한 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도와 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 평균 냉각 속도의 냉각 속도차가 80 ℃/s 이상인 냉각을, 판두께 중심 위치의 온도가 하기 (2) 식으로 정의되는 BFS 이하의 2 차 냉각 정지 온도까지 실시하는 냉각으로 하고, 상기 2 차 가속 냉각 후에, 판두께 중심 위치의 온도에서 하기 (3) 식으로 정의되는 BFS0 이하의 권취 온도에서 권취하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)
BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)
여기서,
C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％)
CR : 냉각 속도 (℃/s)
제 7 항에 있어서,
상기 1 차 가속 냉각과 상기 2 차 가속 냉각 사이에 10 s 이하의 공랭을 실시하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
상기 가속 냉각은, 판두께 중심 위치의 750 ∼ 650 ℃ 의 온도 영역에서의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 내지 제 9 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 2 차 가속 냉각에 있어서의 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치에서의 냉각 정지 온도와 상기 권취 온도의 차가, 300 ℃ 이내가 되는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 내지 제 10 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 7 항 내지 제 11 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 3 항에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법이, 제 1 항에 기재된 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 상기 마무리 압연 종료 후의 상기 열연 강판에, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상인 가속 냉각을, 하기 (2) 식으로 정의되는 BFS 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 이어서 하기 (3) 식으로 정의되는 BFS0 이하의 권취 온도에서 권취함에 있어서, 그 열연 강판의 판두께 중심 위치의 온도가, 상기 가속 냉각의 개시시의 온도 : T (℃) 로부터 온도 : (T - 20 ℃) 가 될 때까지의 체류 시간을 20 s 이내로 하며, 또한 상기 판두께 중심 위치의 온도 (T) 로부터 상기 BFS 의 온도까지의 냉각 시간이 30 s 이하가 되도록 조정하는 판두께 : 22 ㎜ 초과의 고장력 열연 강판의 제조 방법.
BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)
BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)
여기서,
C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％)
CR : 냉각 속도 (℃/s)
제 13 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 13 항 또는 제 14 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 4 항에 기재된 고장력 열연 강판의 제조 방법이, 제 1 항에 기재된 조성의 강 소재를 가열하고, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 함에 있어서, 상기 열간 압연 종료 후에, 상기 열연 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 초과이고, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 온도에서, Ms 점 이하의 온도 영역의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 제 1 단의 냉각과, 이어서, 30 s 이하의 공랭을 실시하는 제 2 단의 냉각으로 이루어지는 냉각 공정을 적어도 2 회 실시하고, 이어서, 표면으로부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 의 위치의 평균 냉각 속도로 80 ℃/s 초과이고, 판두께 중앙 위치의 온도에서, 하기 (2) 식으로 정의되는 BFS 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 제 3 단의 냉각을 순차 실시하고, 이어서 판두께 중앙 위치의 온도에서, 하기 (3) 식으로 정의되는 BFS0 이하의 권취 온도에서 권취하는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 고장력 열연 강판의 제조 방법.
BFS (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni-1.5CR ‥‥(2)
BFS0 (℃) = 770-300C-70Mn-70Cr-170Mo-40Cu-40Ni ‥‥(3)
여기서,
C, Mn, Cr, Mo, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량％)
CR : 냉각 속도 (℃/s)
제 16 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, V : 0.01 ∼ 0.10 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 1.0 ％, Cu : 0.01 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 16 항 또는 제 17 항에 있어서,
상기 조성 이외에, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 더 함유하는 조성으로 하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.
제 16 항 내지 제 18 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 열연 강판을 상기 권취 온도에서 권취한 후, (권취 온도) ∼ (권취 온도 - 50 ℃) 의 온도 영역에서 30 분 이상 유지하는 고장력 열연 강판의 제조 방법.