KR20140027470A

KR20140027470A - 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140027470A
Application number: KR1020147001155A
Authority: KR
Inventors: 소타 고토; 히로시 나카타; 지카라 가미; 도시후미 아베; 다카토 다마이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-07-20
Filing date: 2012-06-13
Publication date: 2014-03-06
Also published as: KR101638707B1; CN103687975A; WO2013011791A1; EP2735622A1; EP2735622A4; CN103687975B; EP2735622B1

Abstract

질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.10 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 1.4 ∼ 2.2 ％, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 를 함유하고, 바람직하게는 Moeq 가 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위를 만족하도록 함유하는 조성과, 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하고, 제 2 상으로서 면적률로 1.4 ∼ 15 ％ 인, 애스펙트비 : 5.0 미만의 괴상 마텐자이트를 포함하는 조직으로 한다. 괴상 마텐자이트의 크기는 최대로 5.0 ㎛ 이하, 평균으로 0.5 ∼ 3.0 ㎛ 로 하는 것이 바람직하다. 이로써, 압연 방향으로부터 30 도 방향의 YS 가 480 ㎫ 이상, 판폭 방향의 인장 강도가 600 ㎫ 이상, vTrs 가 -80 ℃ 이하, 또한 항복비가 85 ％ 이하인 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판이 얻어진다.

Description

저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법{LOW-YIELD-RATIO HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL PLATE WITH EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 라인 파이프 (linepipe) 에 사용되는 스파이럴 강관 (spiral steel pipe) 혹은 전봉 강관 (electric resistance welded steel pipe) 의 소재로서 바람직한, 저항복비 고강도 열연 강판 (low yield ratio and high-strength hot rolled steel sheet) 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 특히 조관 (造管) 후의 항복 강도 (yield strength) 의 저하를 방지하면서, 저항복비 및 우수한 저온 인성 (low temperature toughness) 의 안정적인 확보에 관한 것이다.

여기서 말하는「고강도」란, 압연 방향으로부터 30 도 방향의 항복 강도 (yield strength) 가 480 ㎫ 이상, 판폭 방향의 인장 강도 (tensile strength) 가 600 ㎫ 이상인 경우를 말한다. 또「저온 인성」이란 샤르피 충격 시험의 파면 천이 온도 vTrs 가 -80 ℃ 이하, 더욱 바람직하게는 -95 ℃ 이하인 경우를 말한다. 또,「저항복비」란 연속 항복형의 응력 변형 곡선을 나타내고, 항복비가 85 ％ 이하인 경우를 말하는 것으로 한다. 또,「강판 (steel sheet)」에는 강판 (steel plate) 및 강대 (steel strip) 를 포함하는 것으로 한다.

또한, 압연 방향으로부터 30 도 방향의 항복 강도를 480 ㎫ 이상으로 규정한 이유는, 스파이럴 강관의 둘레 방향이 열연 강판의 압연 방향으로부터 약 30 도 방향이기 때문에 스파이럴 강관의 둘레 방향의 항복 강도를 향상시키기 때문이다.

강판을 나선상으로 감으면서 조관하는 스파이럴 강관은, 직경이 굵은 강관을 효율적으로 제조할 수 있는 점에서, 최근 원유 (crude oil), 천연 가스 (natural gas) 를 수송하는 라인 파이프용으로서 많이 사용되게 되었다. 특히, 장거리 수송 (long-distance transportation) 하는 파이프 라인에서는 수송 효율 (transportation efficiency) 을 높일 것이 요구되어 고압화 (high-pressure) 되어 있고, 또 유정 (oil well) 이나 가스정 (gas well) 이 한랭지 (very cold land) 에 많이 존재하기도 하여, 한랭지를 경유하는 경우가 많다. 이 때문에, 사용되는 라인 파이프는 고강도화, 고인성화될 것이 요구된다. 또한, 내좌굴성 (buckling resistance), 내진성 (earthquake protection) 의 관점에서 라인 파이프는 저항복비일 것이 요구된다. 스파이럴 강관의 관 길이 방향의 항복비는 조관에 의해서 거의 변화되지 않아 소재인 열연 강판의 그것과 거의 일치한다. 그 때문에, 스파이럴 강관제의 라인 파이프를 저항복비화하기 위해서는 소재인 열연 강판의 항복비를 낮출 필요가 있다.

이와 같은 요구에 대해서, 예를 들어 특허문헌 1 에는 저온 인성이 우수한 저항복비 고장력 라인 파이프용 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 중량 ％ 로, C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si : 0.50 ％ 이하, Mn : 1.70 ％ 이하, Al : 0.070 ％ 이하를 함유하고, 또한 Nb : 0.01 ∼ 0.05 ％, V : 0.01 ∼ 0.02 ％, Ti : 0.01 ∼ 0.20 ％ 중 적어도 1 종을 함유하는 강 슬래브를, 1180 ∼ 1300 ℃ 로 가열한 후, 조압연 종료 온도 : 950 ∼ 1050 ℃, 마무리 압연 종료 온도 : 760 ∼ 800 ℃ 의 조건에서 열간 압연을 실시하고, 5 ∼ 20 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 670 ℃ 에 도달할 때까지 공랭을 개시하여 5 ∼ 20 s 동안 유지하고, 이어서 20 ℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각시키고, 500 ℃ 이하의 온도에서 권취하여 열연 강판으로 하는 것으로 되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 인장 강도 : 60 ㎏/㎟ 이상 (590 ㎫ 이상) 에서 85 ％ 이하의 저항복비와, 파면 천이 온도 (fracture transition temperature) : -60 ℃ 이하의 고인성을 갖는 열연 강판을 제조할 수 있는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 2 에는 고강도 저항복비 파이프용 열연 강판의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술은, C : 0.02 ∼ 0.12 ％, Si : 0.1 ∼ 1.5 ％, Mn : 2.0 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 또한 Mo ＋ Cr : 0.1 ∼ 1.5 ％ 를 함유하는 강을 1000 ∼ 1300 ℃ 로 가열하고, 750 ∼ 950 ℃ 의 범위에서 열간 압연을 종료하고, 냉각 속도 : 10 ∼ 50 ℃/s 로 권취 온도 (coiling temperature) 까지 냉각시키고, 480 ∼ 600 ℃ 의 범위에서 권취하는 열연 강판의 제조 방법이다. 특허문헌 2 에 기재된 기술에 의하면, 오스테나이트 온도역에서부터 급랭시키지 않고, 페라이트 (ferrite) 를 주체로 하여, 면적률로 1 ∼ 20 ％ 의 마텐자이트 (martensite) 를 갖고, 85 ％ 이하의 저항복비를 가지며, 또한 조관 후의 항복 강도의 저하량이 적은 열연 강판이 얻어지는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는 저온 인성이 우수한 저항복비 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 질량％ 로, C : 0.01 ∼ 0.09 ％, Si : 0.50 ％ 이하, Mn : 2.5 ％ 이하, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.005 ∼ 0.10 ％ 를 함유하고, 또한 Mo : 0.5 ％ 이하, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하 중 1 종 또는 2 종 이상을, Mn, Si, P, Cr, Ni, Mo 의 함유량의 관계식인 Mneq 가 2.0 이상을 만족하도록 함유하는 조성의 슬래브 (slab) 를 열간 압연하고, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 500 ∼ 650 ℃ 까지 냉각시켜 권취하고, 이 온도 범위에서 10 min 이상 체류시키고 나서 500 ℃ 미만의 온도까지 냉각시켜 열연 강판으로 하고, 그 열연 강판을 조관하여 전봉 강관으로 한다. 특허문헌 3 에 기재된 기술에 의하면, 베이나이틱 페라이트 (bainitic ferrite) 를 주상으로 하고, 3 ％ 이상의 마텐자이트와, 필요에 따라서 1 ％ 이상의 잔류 오스테나이트 (residual austenite) 를 포함하는 조직을 갖고, 파면 천이 온도가 -50 ℃ 이하에서, 저온 인성이 우수하고, 또한 높은 소성 변형 흡수능 (plastic deformation absorptive ability) 을 갖는 전봉 강관을 제조할 수 있는 것으로 되어 있다.

또, 특허문헌 4 에는 저항복비 고인성 후강판이 기재되어 있다. 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, C : 0.03 ∼ 0.15 ％, Si : 1.0 ％ 이하, Mn : 1.0 ∼ 2.0 ％, Al : 0.005 ∼ 0.060 ％, Ti : 0.008 ∼ 0.030 ％, N : 0.0020 ∼ 0.010 ％, O : 0.010 ％ 이하를 함유하는 조성의 슬래브에, 바람직하게는 950 ∼ 1300 ℃ 로 가열하고, Ar3 변태점 (transformation temperature) ＋ 100 ℃ ∼ Ar3 변태점 ＋ 150 ℃ 의 온도 범위에서의 압하율 (rolling reduction) 을 10 ％ 이상으로 하고, 마무리 압연 온도를 800 ∼ 700 ℃ 로 한 열간 압연을 실시한 후, 마무리 압연 온도 (finish rolling temperature) 로부터 -50 ℃ 이내에서 가속 냉각 (accelerated cooling) 를 개시하고, 5 ∼ 50 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 400 ∼ 150 ℃ 까지 수랭시킨 후, 공랭시킴으로써, 평균 입경이 10 ∼ 50 ㎛ 인 페라이트와, 1 ∼ 20 면적％ 인 도상 (島狀) 마텐자이트 (martensitic islands or M-A constituent) 가 분산된 베이나이트 (bainite) 의 혼합 조직을 갖는 저항복비이고 고인성인 후강판을 얻을 수 있는 것으로 되어 있다.

일본 공개특허공보 소63-227715호 일본 공개특허공보 평10-176239호 일본 공개특허공보 2006-299413호 일본 공개특허공보 2010-59472호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 냉각 속도 (cooling rate), 냉각 정지 온도 (cooling stop temperature) 등을 소정의 비교적 빠른 냉각 범위 내가 되도록 제어할 필요가 있고, 특히, 후육의 열연 강판을 제조하기 위해서는 대대적인 냉각 설비 등을 필요로 한다는 문제가 있었다. 또, 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의해서 얻어지는 열연 강판은, 연질의 폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite) 를 주로 하는 조직을 가져 원하는 고강도를 얻기 어렵다는 문제도 있다. 또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 특허문헌 2 의 표 2 에 나타내는 바와 같이 여전히 조관 후의 항복 강도의 저하가 확인되어, 최근의 강관 강도의 증가 요구를 만족시킬 수 없는 경우가 발생된다는 문제가 있었다.

또, 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 평균 냉각 속도 5 ℃/sec 이상이기 때문에 괴상 마텐자이트를 생성하지 않고, 본원 발명의 효과가 얻어지지 않기 때문에 최근의 한랭지 사양인, 파면 천이 온도 vTrs 가 -80 ℃ 이하, 나아가 -95 ℃ 이하라는 우수한 저온 인성을 안정적으로 확보할 수 있기까지는 이르지 않았다는 문제가 있다.

또, 특허문헌 4 에 기재된 기술에 의해서 얻어진 후강판에서는, 특허문헌 4 의 표 6 에 나타내는 바와 같이, 파면 천이 온도 vTrs 로 기껏해야 -30 ∼ -41 ℃ 정도의 인성밖에 확보되지 않아, 인성을 더욱 향상시키려는 최근의 요망에는 대처할 수 없다는 문제가 있다.

본 발명은 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 복잡한 열처리를 실시하지 않고, 또 대대적인 설비 개조를 행하지 않고, 강관용 소재, 특히 스파이럴 강관용으로서 바람직한, 스파이럴 조관 후의 강도 저하를 방지할 수 있는 저항복비 고인성 고강도 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

여기서 말하는「고강도」란, 압연 방향으로부터 30 도 방향의 항복 강도가 480 ㎫ 이상, 판폭 방향의 인장 강도가 600 ㎫ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다. 또한, 압연 방향으로부터 30 도 방향의 항복 강도를 480 ㎫ 이상으로 규정한 것은, 스파이럴 강관의 둘레 방향이 열연 강판의 압연 방향으로부터 30 도 ∼ 40 도 방향이기 때문으로, 스파이럴 강관의 둘레 방향의 항복 강도를 향상시키기 위해서이다.

또「고인성」이란 샤르피 충격 시험의 파면 천이 온도 vTrs 가 -80 ℃ 이하인 경우를 말한다. 또,「저항복비」란 연속 항복형의 응력 변형 곡선을 나타내고, 항복비가 85 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 -95 ℃ 이하인 경우를 말한다. 또,「강판」에는 강판 및 강대를 포함하는 것으로 한다.

본 발명자들은 상기한 목적을 달성하기 위해서, 조관 후의 강관 강도 (steel pipe strength) 및 강관 인성 (steel pipe toughness) 에 미치는 각종 요인에 대해서 예의 연구하였다. 그 결과, 조관에 의한 강도의 저하는, 압축 응력 (compressive stress) 이 작용하는 관 내면측에서의 바우싱거 효과 (Bauschinger effect) 에 의한 항복 강도의 저하와, 인장 응력이 작용하는 관 외면측에서의 항복 신장 (yield elongation) 의 소실에 의해서 발생되는 것을 알아내었다.

그래서, 본 발명자들은 더욱 연구한 결과, 강판의 조직을 미세한 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하고, 그 베이나이틱 페라이트 중에 경질의 괴상 마텐자이트 (massive martensite) 를 미세 분산시킨 조직으로 함으로써, 조관 후, 특히 스파이럴 조관 후의 강도 저하를 방지할 수 있음과 함께, 85 ％ 이하의 저항복비를 갖고, 추가로 우수한 인성도 겸비하는 강관으로 할 수 있음을 생각하기에 이르렀다. 다시 말하자면, 이와 같은 조직으로 함으로써 강관 소재인 강판의 가공 경화능 (work hardening ability) 이 향상되기 때문에, 조관시에 있어서의 관 외면측에서의 가공 경화에 의해서 충분한 강도 상승을 얻을 수 있고, 조관 후, 특히 스파이럴 조관 후의 강도 저하를 억제할 수 있고, 추가로 괴상 마텐자이트를 미세하게 분산시킴으로써 인성이 현저하게 향상되는 것을 지견하였다.

본 발명은 이러한 지견에 기초하여 더욱 검토하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.50 ％, Mn : 1.4 ∼ 2.2 ％, P : 0.025 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하고, 제 2 상으로서 애스펙트비 : 5.0 미만의 괴상 마텐자이트를 면적률로 1.4 ∼ 15 ％ 함유하는 조직을 갖고, 상기 베이나이틱 페라이트의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성이, 다음 (1) 식

Moeq (％) ＝ Mo ＋ 0.36Cr ＋ 0.77Mn ＋ 0.07Ni … (1)

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

로 정의되는 Moeq 가 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위를 만족하는 조성인 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판.

(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 상기 괴상 마텐자이트의 크기가, 최대로 5.0 ㎛ 이하, 평균으로 0.5 ∼ 3.0 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판.

(6) 강 소재에 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 할 때, 상기 강 소재를, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.50 ％, Mn : 1.4 ∼ 2.2 ％, P : 0.025 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％, Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 열연 공정이, 상기 강 소재를 가열 온도 : 1050 ∼ 1300 ℃ 로 가열하고, 그 가열된 강 소재에 조압연을 실시하여 시트 바 (sheet bar) 로 하고, 그 시트 바에 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율 : 50 ％ 이상이 되는 마무리 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 공정으로 하고, 상기 냉각 공정이, 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하고, 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도 5 ∼ 30 ℃/s 로, 600 ∼ 450 ℃ 의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 또한 그 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를, 2 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 상기 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 온도역에서 20 s 이상 체류시키는 공정으로 하고, 상기 권취 공정이 표면 온도로 권취 온도 : 450 ℃ 이상에서 권취하는 공정으로 하는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(7) (6) 에 있어서, 상기 조성이, 다음 (1) 식

Moeq (％) ＝ Mo ＋ 0.36Cr ＋ 0.77Mn ＋ 0.07Ni … (1)

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

로 정의되는 Moeq 가 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위를 만족하는 조성인 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(8) (6) 또는 (7) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판의 제조 방법.

(9) (6) 내지 (8) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 저항복비 고강도 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 특히, 스파이럴 강관용 소재로서 바람직한, 조관 후의 강도 저하가 적고, 압연 방향으로부터 30 도 방향의 항복 강도가 480 ㎫ 이상이고, 판폭 방향의 인장 강도가 600 ㎫ 이상, 샤르피 충격 시험의 파면 천이 온도 vTrs 가 -80 ℃ 이하이고, 또한 항복비가 85 ％ 이하인 저항복비를 갖는, 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판을 특별한 열처리를 실시하지도 않고, 용이하게 또한 저렴하게 제조할 수 있어 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또, 본 발명에 의하면, 릴 버지법 (reel barge method) 에 의해서 부설되는 라인 파이프나, 내진성이 요구되는 라인 파이프용의 전봉 강관을 저렴하게 또한 용이하게 제조할 수 있다는 효과도 있다. 또, 본 발명에 의한 저하항복비 고강도 열연 강판을 소재로 하여 사용하면, 내진성이 우수한 건축용 부재 (construction member) 가 되는 고강도 스파이럴 강관 말뚝도 제조할 수 있다는 효과도 있다.

도 1 은 괴상 마텐자이트의 생성과, 열간 압연 후의 냉각에 있어서의 이차 냉각의 관계를 모식적으로 나타내는 설명도이다.
도 2 는 괴상 마텐자이트의 면적률과, 강판의 항복비 (YR) 의 관계를 나타내는 도면이다.

먼저, 본 발명 열연 강판의 조성 한정 이유에 대해서 설명한다. 이하에서 특별히 언급하지 않는 한 질량％ 는 간단히 ％ 로 적는다.

C : 0.03 ∼ 0.10 ％

C 는 탄화물로서 석출되고, 석출 강화 (precipitation strengthening) 를 통하여 강판의 강도 증가에 기여함과 함께, 결정립의 미세화를 통하여 강판의 인성 향상에도 기여하는 원소이다. 또한 C 는 강 중에 고용되어 오스테나이트를 안정화시키고, 미변태 오스테나이트의 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.03 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 함유는, 결정립계에 조대한 세멘타이트 (cementite) 를 형성하는 경향이 강해져 인성이 저하된다. 이 때문에, C 는 0.03 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.04 ∼ 0.09 ％ 이다.

Si : 0.10 ∼ 0.50 ％

Si 는 고용 강화 (solid solution strengthening) 를 통하여 강판의 강도 증가에 기여함과 함께, 경질 제 2 상 (예를 들어, 마텐자이트) 의 형성을 통하여 항복비 저감에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.10 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는 레드 스케일 (red scale) 의 생성이 현저해져 강판 외관의 성상이 저하된다. 이 때문에, Si 는 0.10 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.20 ∼ 0.40 ％ 이다.

Mn : 1.4 ∼ 2.2 ％

Mn 은 고용되어 강의 ?칭성 (hardenability) 을 향상시켜 마텐자이트의 생성을 촉진시킴과 함께, 베이나이틱 페라이트 변태 개시 온도 (transformation start temperature of bainitic ferrite) 를 저하시키고, 조직의 미세화를 통하여 강판 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 1.4 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 2.2 ％ 를 초과하는 함유는, 용접열 영향부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Mn 은 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 괴상 마텐자이트의 안정적 생성이라는 관점에서는 바람직하게는 1.6 ∼ 2.0 ％ 이다.

P : 0.025 ％ 이하

P 는 고용되어 강판 강도의 증가에 기여하지만, 동시에 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 본 발명에서는 P 는 불순물로서 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.025 ％ 까지는 허용할 수 있다. 바람직하게는 0.015 ％ 이하이다. 또한, 과도한 저감은 정련 비용을 상승시키기 때문에 0.001 ％ 이상 정도로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.005 ％ 이하

S 는 강 중에서는 MnS 등의 조대한 황화물계 개재물 (sulfide system inclusion) 를 형성하여, 슬래브 등의 균열을 발생시킴과 함께, 강판의 연성 (ductility) 을 저하시킨다. 이와 같은 현상은 0.005 ％ 를 초과하는 함유에 의해서 현저해진다. 이 때문에, S 는 0.005 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.004 ％ 이하이다.

Al : 0.005 ∼ 0.10 ％

Al 은 탈산제 (deoxidizing agent) 로서 작용함과 함께, 변형 시효 (strain aging) 의 원인이 되는 N 을 고정시키는 데 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.005 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 함유는, 강 중의 산화물이 증가되어 모재 및 용접부의 인성을 저하시킨다. 또, 슬래브 등의 강 소재, 강판을 가열로에서 가열할 때, 표층에서 질화층 (nitrided layer) 을 형성하기 쉬워 항복비의 증가를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, Al 은 0.005 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다.

Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％

Nb 는 강 중에 고용되거나 혹은 탄질화물 (carbonitride) 로서 석출되어 오스테나이트립의 조대화를 억제함과 함께, 오스테나이트립의 재결정을 억제하는 작용을 갖고, 오스테나이트의 미재결정 온도역 압연 (hot-rolling in un-recrystallized temperature region) 을 가능하게 한다. 또, 탄화물 (carbide) 혹은 탄질화물로서 미세하게 석출되어 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 열간 압연 후의 냉각 중에, 열간 압연에 의해서 도입된 전위 상에 탄화물 혹은 탄질화물로서 석출되어 γ → α 변태의 핵으로서 작용하고, 베이나이틱 페라이트의 입내 생성을 촉진하여 미세한 괴상의 미변태 오스테나이트, 나아가서는 미세한 괴상의 마텐자이트의 생성에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하는 과잉된 함유는 열간 압연시의 변형 저항이 증대되어 열간 압연이 곤란해질 우려가 있다. 또, 0.10 ％ 를 초과하는 과잉인 함유는 주상인 베이나이틱 페라이트의 항복 강도의 증가를 초래하여 85 ％ 이하의 항복비를 확보하기가 곤란해진다. 이 때문에, Nb 는 0.02 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.07 ％ 이다.

Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％

Ti 는 N 을 질화물로서 고정시켜 슬래브 균열 (slab crack) 의 방지에 기여함과 함께, 탄화물로서 미세하게 석출되어 강판 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.030 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면 베이나이틱 페라이트 변태점을 과도하게 상승시켜 강판의 인성이 저하된다. 이 때문에, Ti 는 0.001 ∼ 0.030 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.025 ％ 이다.

Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％

Mo 는 ?칭성 향상에 기여하여, 베이나이틱 페라이트 중의 C 를 미변태 오스테나이트 중으로 끌어들이고, 미변태 오스테나이트의 ?칭성을 향상시키는 것을 통하여 마텐자이트 형성을 촉진하는 작용을 갖고, 추가로 강 중에 고용되어 고용 강화에 의해서 강판 강도의 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는, 필요 이상으로 마텐자이트를 형성시켜 강판의 인성을 저하시킨다. 또, Mo 는 고가의 원소로서, 다량의 함유는 재료 비용의 상승을 초래한다. 이와 같은 점에서, Mo 는 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.10 ∼ 0.40 ％ 이다.

Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％

Cr 은 γ (오스테나이트) → α (페라이트) 변태를 지연시켜 ?칭성 향상에 기여하고, 마텐자이트 형성을 촉진하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.05 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하는 함유는 용접부에 결함을 다발시키는 경향이 된다. 이 때문에, Cr 은 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.20 ∼ 0.45 ％ 이다.

Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％

Ni 는 ?칭성 향상에 기여하고, 마텐자이트 형성을 촉진하는 것에 더하여, 추가로 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어 함유량에 상응하는 효과를 기대할 수 없기 때문에 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, Ni 는 0.01 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.30 ∼ 0.45 ％ 이다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 본 발명에서는 상기한 성분을 상기한 함유 범위 내에서, 또한, 다음 (1) 식

Moeq (％) ＝ Mo ＋ 0.36Cr ＋ 0.77Mn ＋ 0.07Ni … (1)

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

로 정의되는 Moeq 가 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위를 만족하도록 조정하는 것이 바람직하다.

Moeq 는 냉각 공정을 거친 후에 강판 중에 잔존하는 미변태 오스테나이트의 ?칭성을 나타내는 지표이다. Moeq 가 1.4 ％ 미만에서는, 미변태 오스테나이트의 ?칭성이 부족하여 그 후의 권취 공정 중에 펄라이트 (pearlite) 등으로 변태된다. 한편, Moeq 가 2.2 ％ 를 초과하면, 필요 이상으로 마텐자이트가 생성되어 인성이 저하된다. 이 때문에, Moeq 는 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. Moeq 가 1.5 ％ 이상이면, 저항복비가 되어 더욱 변형능이 향상된다. 이 때문에, 1.5 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명에서는, 상기한 성분의 범위에서 추가로 필요에 따라서, 선택 원소로서 Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 및/또는 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유할 수 있다.

Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cu, V, B 는 모두 강판의 고강도화에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 함유할 수 있다.

Cu, V 는 고용 강화, 혹은 석출 강화를 통하여, 또 B 는 결정립계 (crystal grain boundary) 로 편석되고, ?칭성 향상을 통하여, 강판의 고강도화에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Cu : 0.01 ％ 이상, V : 0.01 ％ 이상, B : 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, V : 0.10 ％ 를 초과하는 함유는 용접성 (weldability) 을 저하시키고, B : 0.0005 ％ 를 초과하는 함유는 강판의 인성을 저하시키고, Cu : 0.50 ％ 를 초과하는 함유는 열간 가공성 (hot workability) 을 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는 조대한 황화물 (sulfide) 을 구상의 황화물로 하는 황화물의 형태 제어 (morphology control) 에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Ca : 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ca : 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는 강판의 청정도 (cleanness) 를 저하시킨다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

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

다음으로, 본 발명 열연 강판의 조직 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명 열연 강판은 상기한 조성을 갖고, 추가로 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하고, 주상과 제 2 상으로 이루어지는 조직을 갖는다.

여기서, 주상이란 면적률로 50 ％ 이상의 점유 면적을 갖는 상을 말한다. 주상인 베이나이틱 페라이트는 전위 밀도 (dislocation density) 가 높은 하부 조직 (substructure) 을 갖는 상으로서, 어시큘러 페라이트 (acicular ferrite) 를 포함한다. 또한, 베이나이틱 페라이트에는 전위 밀도가 매우 낮은 폴리고날 페라이트 또는 미세한 서브 그레인 (sub-grain) 등의 하부 조직을 수반하는 준폴리고날 페라이트 (quasi-polygonal ferrite) 는 포함되지 않는다. 또한, 원하는 고강도를 확보하기 위해서, 주상인 베이나이틱 페라이트에는 미세한 탄질화물이 석출되어 있을 필요가 있게 된다.

주상인 베이나이틱 페라이트는 10 ㎛ 이하의 평균 입경을 갖는다. 평균 결정립 직경이 10 ㎛ 를 초과하여 커지면, 5 ％ 미만의 저변형역에서의 가공 경화능 (work hardenability) 이 불충분하여 스파이럴 조관시의 굽힘 가공에 의해서 항복 강도가 저하될 우려가 있다. 이 때문에, 주상인 베이나이틱 페라이트의 평균 입경을 10 ㎛ 이하로 한정하였다. 주상의 평균 입경을 미세하게 함으로써, 마텐자이트를 많이 포함하는 경우여도 원하는 저온 인성을 확보할 수 있게 된다.

그리고, 본 발명이 되는 열연 강판은, 제 2 상으로서 애스펙트비 (aspect ratio) : 5.0 미만의 괴상 마텐자이트를 면적률로 1.4 ∼ 15 ％ 로 분산시킨 조직을 갖는다. 본 발명에서 말하는 괴상 마텐자이트는, 압연 후의 냉각 과정에서 미변태 오스테나이트로부터 구γ립계 (prior austenite grain boundary), 혹은 구γ립 내에 생성된 마텐자이트이다. 본 발명에서는, 이와 같은 괴상 마텐자이트를, 구γ립계, 혹은 주상인 베이나이틱 페라이트립와 베이나이틱 페라이트립 사이에 분산시킨다. 마텐자이트는 주상과 비교하여 경질이고, 가공시에 베이나이틱 페라이트 중에 가동 전위 (mobile dislocation) 를 다량으로 도입할 수 있어, 항복 거동 (yield behavior) 을 연속 항복형 (continuous yield type) 으로 할 수 있다. 또, 마텐자이트는 베이나이틱 페라이트보다 높은 인장 강도을 갖기 때문에 저항복비를 달성할 수 있게 된다. 또, 마텐자이트를 애스펙트비 : 5.0 미만의 괴상 마텐자이트로 함으로써, 주위의 베이나이틱 페라이트에 보다 많은 가동 전위를 도입할 수 있어 변형능 향상에 효과를 발휘한다. 마텐자이트의 애스펙트비 가 5.0 을 초과하여 커지면, 봉상의 마텐자이트 (비괴상 마텐자이트) 로 되어 원하는 저항복비를 달성할 수 없게 되지만, 마텐자이트 전체량에 대한 면적률로 30 ％ 미만이면 허용할 수 있다. 괴상 마텐자이트는 마텐자이트 전체량의 면적률로 70 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

이와 같은 효과를 확보하기 위해서는, 면적률로 1.4 ％ 이상의 괴상 마텐자이트를 분산시킬 필요가 있다. 도 2 는, 실시예의 표 3 의 데이터를 이용하여 괴상 마텐자이트의 면적률과 강판의 항복비 (YR) 의 관계를 나타낸 도면이다. 도 2 에 나타내는 바와 같이, 괴상 마텐자이트가 1.4 ％ 미만에서는, 원하는 저항복비 85 ％ 이하를 확보하기가 어려워진다.

한편, 괴상 마텐자이트가 면적률로 15 ％ 를 초과하면, 저온 인성이 현저하게 저하된다. 이 때문에, 괴상 마텐자이트는 1.4 ∼ 15 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 10 ％ 이하이다.

또, 괴상 마텐자이트의 크기는 최대로 5 ㎛ 이하, 평균으로 0.5 ∼ 3.0 ㎛ 로 하는 것이 바람직하다. 괴상 마텐자이트의 크기가 평균으로 3.0 ㎛ 를 초과하여 조대화하면, 취성 파괴 (brittle fracture) 의 기점이 되기 쉽고, 혹은 균열의 전파 (crack propagation) 를 촉진시키기 쉽고, 저온 인성 (low-temperature toughness) 이 저하된다. 또, 평균으로 0.5 ㎛ 미만이 되면, 입자가 지나치게 미세해져, 주변의 베이나이틱 페라이트에 대한 가동 전위의 도입량이 적어진다. 이 때문에, 괴상 마텐자이트의 크기는 최대로 5.0 ㎛ 이하, 평균으로 0.5 ∼ 3.0 ㎛ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 크기는 장변 길이와 단변 길이의 합의 1/2 를「직경」으로 하였다. 그리고, 그 중의 최대의 것을「최대」로 하고, 얻어진 각 입자의「직경」을 산술 평균 (arithmetic average) 한 값을「평균」으로 하였다. 또한, 측정되는 마텐자이트는 100 개 이상으로 한다.

다음으로, 본 발명의 열연 강판의 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강 소재에 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 한다.

또한, 사용하는 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없고, 상기한 조성의 용강을 전로, 전기로 등의 통상 공지된 용제 방법을 사용하여 용제하고, 연속 주조법 등의 통상 공지된 용제 방법에 의해서 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.

얻어진 강 소재에는 열연 공정을 실시한다.

열연 공정은, 상기한 조성을 갖는 강 소재를 가열 온도 (heating temperature) : 1050 ∼ 1300 ℃ 로 가열하고, 조압연 (rough rolling) 을 실시하여 시트 바 (sheet bar) 로 한 후, 그 시트 바에 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율 : 50 ％ 이상이 되는 마무리 압연 (finishing rooling) 을 실시하여 열연 강판 (hot rolled steel sheet) 으로 하는 공정으로 한다.

가열 온도 : 1050 ∼ 1300 ℃

본 발명에서 사용하는 강 소재는 상기한 것처럼 Nb, Ti 를 필수 함유한다. 석출 강화에 의해서 원하는 고강도를 확보하기 위해서는, 이들의 조대한 탄화물, 질화물 등을 일단 용해시키고, 그 후 미세하게 석출시킬 필요가 있게 된다. 그 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1050 ℃ 이상으로 한다. 1050 ℃ 미만에서는, 각 원소가 미고용인 채로 되어, 원하는 강판 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 1300 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 결정립의 조대화가 발생되어 강판 인성이 저하된다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1050 ∼ 1300 ℃ 로 한정하였다.

상기한 가열 온도로 가열된 강 소재는, 조압연이 실시되어 시트 바가 되는, 조압연의 조건은 특별히 한정할 필요는 없고, 원하는 치수 형상의 시트 바를 확보할 수 있는 조건이면 된다.

얻어진 시트 바는, 이어서 마무리 압연되어 원하는 치수 형상의 열연 강판으로 된다. 마무리 압연은 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율 : 50 ％ 이상의 압연으로 하는 것이 바람직하다.

930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율 : 50 ％ 이상

베이나이틱 페라이트의 미세화 및 괴상 마텐자이트의 미세 분산을 위해서, 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 한다. 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율이 50 ％ 미만에서는, 압하량이 부족하여 주상인 미세한 베이나이틱 페라이트를 확보할 수 없다. 또, γ → α 변태의 핵 생성을 촉진하는 NbC 등의 석출 사이트가 되는 전위가 부족하고, 베이나이틱 페라이트의 입내 생성이 부족하여 괴상 마텐자이트를 형성하기 위한 괴상의 미변태 γ 를 미세하고 다수 분산시켜 잔류시킬 수 없게 된다. 이 때문에, 마무리 압연에 있어서의 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 누적 압하율은 80 ％ 이하이다. 압하율을 80 ％ 를 초과하여 커져도, 효과가 포화되고, 추가로 세파레이션의 발생이 현저해져 샤르피 흡수 에너지의 저하를 초래한다.

또한, 마무리 압연의 압연 종료 온도는 강판 인성, 강판 강도, 압연 부하 (rolling load) 등의 관점에서 850 ∼ 760 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연의 압연 종료 온도가 850 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 하기 위해서 1 패스당의 압하량을 크게 할 필요가 있어, 압연 하중 (rolling load) 의 증가를 초래한다. 한편, 750 ℃ 미만으로 저온이 되면 압연 중에 페라이트가 생성되고, 조직, 석출물의 조대화를 초래하여 저온 인성, 강도가 저하된다.

얻어진 열연 강판은, 이어서 냉각 공정이 실시된다.

냉각 공정은 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하고, 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도 5 ∼ 30 ℃/s 로 판두께 중앙부의 온도로 600 ∼ 450 ℃ 의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 일차 냉각과, 추가로 이차 냉각으로서 그 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 2 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 온도역에서 20 s 이상 체류시키는 공정으로 한다.

마무리 압연 종료 후 즉시, 바람직하게는 15 s 이내에 냉각을 개시한다. 일차 냉각의 냉각 속도는 판두께 중앙부에서 750 ∼ 600 ℃ 의 평균 냉각 속도로 5 ∼ 30 ℃/s 의 범위로 한다. 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 폴리고날 페라이트 주체의 조직이 되어 원하는 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하는 조직을 확보하기가 어려워진다. 한편, 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 를 초과하는 급랭으로 하면, 미변태 오스테나이트에 대한 합금 원소의 농축이 불충분해지고, 그 후의 냉각에서 원하는 양의 괴상 마텐자이트를 미세 분산시킬 수 없게 되어, 원하는 저항복비, 원하는 우수한 저온 인성을 갖는 열연 강판으로 하기가 곤란해진다. 또 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 를 초과하는 급랭에서는 표층부가 마텐자이트 단상 조직이 되고, 그 후, 템퍼링되어 템퍼드 마텐자이트 단상 조직으로 되어 항복비가 높아진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 후의 냉각 속도를 평균으로 5 ∼ 30 ℃/s 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 5 ∼ 25 ℃/s 이다.

상기한 냉각의 냉각 정지 온도는 600 ∼ 450 ℃ 범위의 온도로 한다. 냉각 정지 온도가 상기한 온도 범위보다 고온에서는, 원하는 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하는 조직을 확보하기가 어려워진다. 한편, 냉각 정지 온도가 상기한 온도역보다 저온에서는, 미변태 γ 가 거의 변태를 완료하여 원하는 양의 괴상 마텐자이트를 확보할 수 없게 된다.

본 발명에서는, 상기한 일차 냉각에 계속하여, 이차 냉각으로서 상기한 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 온도역의 냉각을 도 1 에 모식적에 나타내는 바와 같이 완 (緩) 냉각으로 한다. 이 온도역을 완냉각으로 함으로써, C 등의 합금 원소가 더욱 미변태 γ 중에 확산되어 미변태 γ 가 안정화되고, 그 후의 냉각에 의해서 괴상 마텐자이트의 생성이 용이해진다. 이와 같은 완냉각으로서, 상기한 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 평균으로 2 ℃/s 이하의 냉각 속도, 바람직하게는 1.5 ℃/s 이하로 냉각시키거나, 혹은 상기한 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 온도역에서 20 s 이상 체류시키는 냉각으로 한다. 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 평균으로 2 ℃/s 초과의 냉각 속도로 냉각시키면, C 등의 합금 원소가 미변태 γ 중에 충분히 확산되지 못하여 미변태 γ 의 안정화가 불충분해지고, 도 1 에 점선으로 나타내는 냉각과 같이, 미변태 γ 가 베이나이틱 페라이트 간에 잔존하는 형태로 봉상 마텐자이트가 되어 원하는 괴상 마텐자이트의 생성이 곤란해진다. 또한, 이것은 특허문헌 3 의 방법과 거의 동일한 방법이 된다.

또한, 이 이차 냉각은 런아웃 테이불 (runout table) 의 후단에서의 물 공급을 정지하고 실시하는 것이 바람직하다. 판두께가 얇은 강판에서는, 원하는 냉각 조건을 확보하기 위해서, 강판 상에 잔존하는 냉각수의 완전 제거, 보온 커버의 설치 등에 의해서 조정하는 것이 바람직하다. 또한 상기한 온도역에서 20 s 이상의 체류시간을 확보하기 위해서는 반송 속도를 조정하는 것이 바람직하다.

이차 냉각 후, 열연 강판은 권취 공정을 실시된다.

권취 공정은 표면 온도로 권취 온도 : 450 ℃ 이상에서 권취하는 공정으로 한다.

권취 온도가 450 ℃ 미만에서는, 원하는 저항복비화를 실현할 수 없게 된다. 이 때문에 권취 온도는 450 ℃ 이상으로 한정하였다. 상기한 공정으로 함으로써, 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 온도역에서 소정 시간 이상 체류시킬 수 있다. 상기한 제조 방법에 의해서 제조된 열연 강판을 조관 소재로 하고, 통상적인 조관 공정을 거쳐 스파이럴 강관, 전봉 강관이 된다. 조관 공정은 특별히 한정할 필요는 없고, 통상적인 공정을 모두 적용할 수 있다.

이하, 실시예에 기초하여 더욱 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.

실시예

표 1 에 나타내는 조성의 용강을, 연속 주조법에 의해서 슬래브 (두께 220 ㎜) 로 하고, 강 소재로 하였다. 이어서, 이들 강 소재를 표 2 에 나타내는 가열 온도로 가열하여 조압연을 실시하고, 시트 바로 한 후, 그 시트 바에, 표 2 에 나타내는 조건으로 마무리 압연을 실시하여 열연 강판 (판두께 : 7.8 ∼ 25.4 ㎜) 으로 하는 열연 공정을 실시하였다. 얻어진 열연 강판에, 마무리 압연 종료 후 즉시 (표 2 에 나타내는 시간 내에) 냉각을 개시하고, 표 2 에 나타내는 평균 냉각 속도로, 표 2 에 나타내는 냉각 정지 온도 (권취 온도) 까지 냉각시키는 일차 냉각과, 표 2 에 나타내는 조건으로 이차 냉각을 실시하는 냉각 공정을 실시하였다. 냉각 공정 후, 표 2 에 나타내는 권취 온도로 코일상으로 권취한 후 방랭시키는 권취 공정을 실시하였다.

얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같다.

(1) 조직 관찰 (microstructure observation)

얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향 단면 (L 단면) 이 관찰면이 되도록 조직 관찰용 시험편을 채취하였다. 시험편을 연마하여, 나이탈 부식 (nital etching) 시키고, 광학 현미경 (optical microscope) (배율 : 500 배) 또는 전자 현미경 (electron microscope) (배율 : 2000 배) 을 사용하여 조직 관찰을 실시하고, 촬상하고, 화상 해석 장치를 사용하여, 조직의 종류, 각 상의 조직 분율 (면적률), 평균 입경을 측정하였다. 주상인 베이나이틱 페라이트의 평균 입경은 JIS G 0552 에 준거하여 절단법으로 구하였다. 또한, 마텐자이트립의 애스펙트비 는 각 입자에 있어서의 길이 방향의 길이 (장변) 와 그것에 직각인 방향의 길이 (단변) 의 비, (장변)/(단변) 으로 산출하는 것으로 한다. 애스펙트비 가 5.0 미만인 마텐자이트립을 괴상 마텐자이트로 정의한다. 애스펙트비 가 5.0 이상인 마텐자이트는「봉상」마텐자이트로 칭한다. 또, 괴상 마텐자이트의 크기는 괴상 마텐자이트 각 입자의 장변 길이와 단변 길이의 합의 1/2 을 직경으로 하고, 얻어진 각 입자의 직경을 산술 평균하여, 그 강판에 있어서의 괴상 마텐자이트의 크기의 평균으로 하였다. 또한, 괴상 마텐자이트 각 입자의 직경 중 최대의 값을 괴상 마텐자이트의 크기의 최대로 하였다. 측정한 마텐자이트립은 100 개 이상으로 하였다.

(2) 인장 시험 (tensile test)

얻어진 열연 강판으로부터, 인장 방향이 압연 방향 (rolling direction) 에 대해서 직각 방향 (판폭 방향) 및 압연 방향으로부터 30°방향이 되도록, 각각 인장 시험편 (API-5L 에서 정하는 전체 두께 시험편 ; GL50 ㎜, 폭 38.1 ㎜) 을 채취하고, ASTM A 370 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS) 을 구하였다.

(3) 충격 시험 (impact test)

얻어진 열연 강판으로부터, 시험편 길이 방향이 압연 방향과 직각 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하고, ASTM A 370 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 을 실시하여 파면 천이 온도 vTrs (℃) 를 구하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

또, 얻어진 열연 강판을 관 소재로 하고, 스파이럴 조관 공정에 의해서 스파이럴 강관 (외경 : 1067 ㎜φ) 을 제조하였다. 얻어진 강관으로부터, 인장 방향이 관 둘레 방향이 되도록 인장 시험편 (API 에서 정하는 시험편) 을 채취하고, ASTM A 370 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS) 을 측정하였다. 얻어진 결과로부터 ΔYS (＝ 강관YS - 강판YS) 를 산출하여 조관에 의한 강도 저하 정도를 평가하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 병기하였다. 도 2 는, 실시예의 표 3 의 데이터를 사용하여 괴상 마텐자이트의 면적률과 강판의 항복비 (YR) 의 관계를 나타낸 도면이다. 도 2 에 나타내는 바와 같이, 괴상 마텐자이트가 1.4 ％ 미만에서는, 원하는 저항복비 85 ％ 이하를 확보하기가 어렵다.

본 발명예는 모두 특별한 열처리를 실시하지도 않고, 압연 방향으로부터 30 도 방향인 항복 강도가 480 ㎫ 이상이고, 판폭 방향의 인장 강도가 600 ㎫ 이상이고, 파면 천이 온도 vTrs 가 -80 ℃ 이하이고, 또한 항복비가 85 ％ 이하인 저항복비를 갖는 저항복비 고강도 고인성 열연 강판으로 되어 있다.

또한, 본 발명예는 모두 조관되고 강관이 된 후에도 조관에 의한 강도 저하 (ΔYS) 도 적어, 스파이럴 강관 혹은 전봉 강관용 소재로서 바람직한 열연 강판으로 되어 있다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는 항복 강도가 부족하거나, 인장 강도가 저하되거나, 인성이 저하되거나, 저항복비를 확보할 수 없거나 하여 원하는 특성을 갖는 열연 강판이 얻어지지 못했다.

이하에서 구체적으로 서술한다.

비교예의 강판 No.7 은, 가열 온도가 본원 발명의 범위를 초과하기 때문에, 베이나이틱 페라이트의 평균 입경이 본원 발명의 범위를 초과하여 인성이 열등하다.

비교예의 강판 No.8 은, 냉각 공정의 이차 냉각의 평균 냉각 속도가 본원 발명의 범위를 초과하여 괴상 마텐자이트의 면적률이 본원 발명의 범위 이하로 되고, YR 이 본원 발명의 범위를 초과하여 강도 저하 (ΔYS) 가 크게 되어 있다.

비교예의 강판 No.9 는, 누적 압하율이 본원 발명의 범위 이하이고, 냉각 공정의 이차 냉각의 평균 냉각 속도가 본원 발명의 범위 이하로 되었기 때문에, 베이나이틱 페라이트의 평균 입경이 본원 발명의 범위를 초과하여 인성이 열등하다.

비교예의 강판 No.10 은, 냉각 공정의 일차 냉각의 평균 냉각 속도가 본원 발명의 범위를 초과했기 때문에, 괴상 마텐자이트의 면적률이 본원 발명의 범위 이하로 되고, 항복비 YR 이 본원 발명의 범위를 초과하여 강도 저하 (ΔYS) 가 크게 되어 있다.

비교예의 강판 No.11 및 12 는, 냉각 공정의 일차 냉각의 냉각 정지 온도가 본원 발명의 범위를 벗어났기 때문에, 괴상 마텐자이트가 생성되지 않고, 항복비 YR 이 본원 발명의 범위를 초과하여 강도 저하 (ΔYS) 가 크게 되어 있다.

비교예의 강판 No.18 ∼ 21, 23 은, 화학 조성의 범위가 본원 발명의 범위를 벗어났기 때문에 베이나이틱 페라이트의 평균 입경이 본원 발명의 범위를 초과하거나, 괴상 마텐자이트의 면적률이 본원 발명의 범위 이하로 되었기 때문에, 항복비 YR 이 본원 발명의 범위를 초과하여 강도 저하 (ΔYS) 가 크게 되어 있다.

비교예의 강판 No.22 는, 화학 조성의 Nb 의 범위가, 본원 발명의 범위를 초과하고 있기 때문에 항복 강도가 증가하고, 항복비가 본원 발명의 범위를 초과하여 강도 저하 (ΔYS) 가 크게 되어 있다.

[표 1]

[표 2]

[표 3-1]

[표 3-2]

Claims

질량％ 로,
C : 0.03 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.50 ％,
Mn : 1.4 ∼ 2.2 ％, P : 0.025 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％,
Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％,
Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％,
Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 베이나이틱 페라이트를 주상으로 하고, 제 2 상으로서 애스펙트비 : 5.0 미만의 괴상 마텐자이트를 면적률로 1.4 ∼ 15 ％ 함유하는 조직을 갖고, 상기 베이나이틱 페라이트의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 조성이, 질량％ 로, 하기 (1) 식으로 정의되는 Moeq 가 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위를 만족하는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
Moeq (％) ＝ Mo ＋ 0.36Cr ＋ 0.77Mn ＋ 0.07Ni … (1)
(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo : 각 원소의 함유량 (질량％)
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 괴상 마텐자이트의 크기가, 최대로 5 ㎛ 이하, 평균으로 0.5 ∼ 3.0 ㎛ 인 것을 특징으로 하는 열연 강판.
강 소재에 열연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여 열연 강판으로 할 때, 상기 강 소재를, 질량％ 로,
C : 0.03 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.50 ％,
Mn : 1.4 ∼ 2.2 ％, P : 0.025 ％ 이하,
S : 0.005 ％ 이하, Al : 0.005 ∼ 0.10 ％,
Nb : 0.02 ∼ 0.10 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％,
Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.05 ∼ 0.50 ％,
Ni : 0.01 ∼ 0.50 ％
를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고,
상기 열연 공정이, 상기 강 소재를 가열 온도 : 1050 ∼ 1300 ℃ 로 가열하고, 그 가열된 강 소재에 조압연을 실시하여 시트 바로 하고, 그 시트 바에 930 ℃ 이하의 온도역에서의 누적 압하율 : 50 ％ 이상이 되는 마무리 압연을 실시하여 열연 강판으로 하는 공정으로 하고,
상기 냉각 공정이, 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하고, 판두께 중앙부의 평균 냉각 속도 5 ∼ 30 ℃/s 로 600 ∼ 450 ℃ 의 온도역의 냉각 정지 온도까지 냉각시키는 일차 냉각과, 추가로 이차 냉각으로서 그 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지를 2 ℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 냉각시키거나, 혹은 상기 냉각 정지 온도로부터 권취 온도까지의 온도역에서 20 s 이상 체류시키는 공정으로 하고, 상기 권취 공정이 표면 온도로 권취 온도 : 450 ℃ 이상에서 권취하는 공정으로 하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 조성이, 질량％ 로, 하기 (1) 식으로 정의되는 Moeq 가 1.4 ∼ 2.2 ％ 의 범위를 만족하는 조성인 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
Moeq (％) ＝ Mo ＋ 0.36Cr ＋ 0.77Mn ＋ 0.07Ni … (1)
(여기서, Mn, Ni, Cr, Mo : 각 원소의 함유량 (질량％)
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.
제 6 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 것을 특징으로 하는 열연 강판의 제조 방법.