KR20180096784A

KR20180096784A - 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20180096784A
Application number: KR1020187021674A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 료 나가오; 노부유키 이시카와; 가즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-01-29
Filing date: 2017-01-23
Publication date: 2018-08-29
Also published as: EP3409804A4; RU2698036C1; CA3009905A1; JP6299935B2; JPWO2017130885A1; EP3409804A1; CN108603266B; EP3409804B1; KR102138989B1; CN108603266A; WO2017130885A1; CA3009905C; US20190040488A1; US11236405B2

Abstract

C 방향의 인장 강도가 625 MPa 이상, -55 ℃ 에서의 DWTT 에서 얻어지는 연성 파면률이 85 ％ 이상인 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것. 질량％ 로, C ： 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Si ： 0.05 ％ 초과 0.50 ％ 이하, Mn ： 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P ： 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, S ： 0.0030 ％ 이하, Al ： 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Nb ： 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하, Ti ： 0.005 ％ 이상 0.025 ％ 이하, N ： 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하를 함유하고, 추가로 Cu ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Ni ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Cr ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mo ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, V ： 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, B ： 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며, 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률이 20 ％ 이상 80 ％ 이하이며, 이 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율이 50 ％ 이상 100 ％ 이하인 조직을 가지며, -55 ℃ 의 시험 온도에서 DWTT 시험을 실시했을 때의 시험편 파면에 생성되는 세퍼레이션이 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 에서 0.10 mm^-1이상인, 고강도·고인성 강관용 강판과 그 제조 방법.

Description

고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법

본 발명은 고강도, 고인성 강관용 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다. 특히 우수한 취성 균열 전파 정지 성능을 가진 라인 파이프용 강관의 소재에 적합한 고강도·고인성 강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.

천연 가스나 원유 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에서는, 고압화에 의한 수송 효율의 향상이나 박육화에 의한 현지 용접 시공 효율의 향상을 위해, 고강도화의 요망이 매우 높아지고 있다.

특히, 고압 가스를 수송하는 라인 파이프 (이하, 고압 가스 라인 파이프라고도 기재한다.) 에서는, 대규모 파괴를 회피하는 관점에서 취성 파괴의 억제가 매우 중요하고, 과거의 실관 가스 버스트 시험 결과로부터 구해진 취성 파괴 억제를 위해서 필요한 DWTT 시험 (Drop Weight Tear Test) 의 시험치 (연성 파면률이 85 ％ 가 되는 파면 천이 온도) 가 규정되어, 우수한 DWTT 특성이 요구된다.

또, 최근의 가스전이나 유전의 개발은, 러시아나 알래스카 등의 극한 지역이나 북해 등의 한랭 지역에까지 확대되는 경향이 있다. 극한 지역이나 한랭 지역에 부설되는 라인 파이프에는 모재의 내취성 균열 전파 특성이 우수한 것이 요구되고, 추가로 모재의 저온 인성이 우수한 것이 요구된다.

이와 같은 요구에 대해, 특허문헌 1 에서는, 탄소 당량 (Ceq) 을 0.30 ∼ 0.45 로 제어한 성분계에 있어서, 미재결정 온도역에서 누적 압하율이 50 ％ 이상, 2 상역에서 누적 압하율이 10 ∼ 50 ％ 로 열간 압연을 실시한 후, 즉시 450 ∼ 700 ℃ 로 재가열하는 기술을 개시하고 있다. 그 기술에 기초하여, 모재 인성이 우수하고, 또한 용접 입열 4 ∼ 10 kJ/mm 로 용접했을 때의 용접열 영향부 (HAZ ； Heat Affected Zone) 조직에서 차지하는 상부 베이나이트 조직을 면적률로 90 ％ 이상, 당해 상부 베이나이트 조직에 포함되는 도상 (島狀) 마텐자이트를 면적률로 3 ％ 이하로 제어하여 HAZ 인성을 개선한 인장 강도가 565 MPa 이상의 고인성 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 2 에서는, Si 를 실질적으로 포함하지 않는 레벨까지 저감하고, 탄소 당량 (Ceq) 을 0.30 ∼ 0.45 로 제어한 성분계에 있어서, 900 ℃ 이하의 미재결정 온도역에서 누적 압하율이 50 ％ 이상, 2 상역에서 누적 압하율이 10 ∼ 50 ％ 로 열간 압연을 실시한 후, 10 ∼ 80 ℃／s 의 냉각 속도로 400 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 즉시 냉각 정지 온도 초과 또한 150 ℃ 이상 450 ℃ 미만의 온도 범위로 재가열하는 것을 특징으로 하는 취성 균열 전파 정지 성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 고항복 강도·고인성 후강판의 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 3 에서는, 질량％ 로, C ： 0.05 ∼ 0.10 ％, Mn ： 1.8 ∼ 2.5 ％, Mo ： 0.30 ∼ 0.60 ％, Nb ： 0.01 ∼ 0.10 ％, V ： 0.03 ∼ 0.10 ％, Ti ： 0.005 ∼ 0.030 ％ 를 함유하고, P 값 (= 2.7 C ＋ 0.4 Si ＋ Mn ＋ Mo ＋ V) 이 1.9 ∼ 2.8 을 만족시키고, 그 마이크로 조직이 마텐자이트·베이나이트와 20 ∼ 90 ％ 의 페라이트에 의해 형성된 2 상 조직으로 이루어지고, 또한 페라이트 중에 가공 페라이트를 50 ∼ 100 ％ 함유하고, 페라이트의 평균 입경이 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고장력 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 4 에서는, 질량％ 로, C ： 0.04 ∼ 0.08 ％, Si ： 0.05 ∼ 0.5 ％, Mn ： 1.8 ∼ 3.0 ％, P ： 0.08 ％ 이하, S ： 0.0006 ％ 이하, Ni ： 0.1 ∼ 1.0 ％, Cr ： 0.01 ∼ 0.5 ％, Nb ： 0.01 ∼ 0.05 ％, Ti ： 0.005 ∼ 0.020 ％ 를 함유하고, 그 마이크로 조직에 있어서의 베이나이트의 면적률이 85 ％ 이상이며, 상기 베이나이트 중의 도상 마텐자이트가 면적률로 5 ∼ 15 ％ 로 균일 분산되고, 구오스테나이트 입계에 존재하는 페라이트의 면적률이 5 ％ 이하로서, -30 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시했을 때의 파면에 있어서, 「파면 상의 길이 1 mm 이상의 세퍼레이션 길이의 총합을 파면의 피검면 면적으로 나눈 값」 으로 정의되는 세퍼레이션 인덱스 (SI) 가 0.05 mm^-1 이하인 것을 특징으로 하는 고인성 또한 고변형 고강도 강관용 강판 및 그 제조 방법이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2009-127069호 일본 공개특허공보 2009-161824호 일본 공개특허공보 평9-41074호 일본 공개특허공보 2012-72472호

그런데, 최근의 고압 가스 라인 파이프 등에 적용되는 강판에는, 보다 고강도 또한 고인성인 것이 요구되고 있다. 구체적으로는, 강판으로부터 강관으로의 가공 후에 있어서, 강관 모재의 인장 강도가 625 MPa 이상이며, 또한 강관 모재에 있어서의 -45 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률이 85 ％ 이상인 것이 요구되고 있다.

특허문헌 1 에서는, 취성 파괴 억제를 위한 평가 지표인 DWTT 특성은 판두께가 33 mm 의 강판의 1/2 t (이하, t 는 두께를 의미한다) 위치로부터 채취한 19 mm 로 두께 감소한 시험편에서, 시험 온도가 -47 ℃ 에서의 연성 파면률로 평가되어 있다. 시험편을 두께 감소하면 연성 파면률이 높아지는 경향이 확인되는 것에 더하여, 실제로 부설되는 라인 파이프에 있어서의 조관 시의 가공에 의한 특성 열화의 우려도 고려하면, 특허문헌 1 에 기재된 발명은 개선의 여지가 있다.

특허문헌 2 에서는 압연 및 급속 냉각 후, 즉시 재가열 처리가 필수이며, 온라인의 가열 장치가 필요하다. 이 때문에, 제조 공정의 증가에 의한 제조 비용의 상승이 우려된다. 또, DWTT 특성은 판두께가 33 mm 의 강판의 1/2 t 위치로부터 채취한 19 mm 로 두께 감소한 시험편에서, 시험 온도가 -47 ℃ 에서의 연성 파면률로 평가되어 있다. 시험편을 두께 감소하면 연성 파면률이 높아지는 경향이 확인되는 것에 더하여, 실제로 부설되는 라인 파이프에 있어서의 조관 시의 가공에 의한 특성 열화의 우려도 고려하면, 특허문헌 2 에 기재된 발명은 개선의 여지가 있다.

특허문헌 3 은, 20 ∼ 90 ％ 의 페라이트와 평균 입경이 5 ㎛ 이하의 페라이트 중에 가공 페라이트를 50 ∼ 100 ％ 함유한 조직을 갖는 TS ≥ 950 MPa 의 저온 인성이 우수한 초고강도 강판에 관한 기술을 개시한다. 그러나, 모재의 저온 인성은 샤르피 시험에 의한 50 ％ 파면 천이 온도 (vTrs) 에서 실시되어 있고, 실관 가스 버스트 시험과의 상관이 높은 전체 두께 DWTT 시험에 관한 기재가 없다. 이 때문에, 특허문헌 3 에 기재된 발명은, 냉각 속도가 빠르고 경질상의 분률이 증가하기 쉬운 표층부를 포함한 전체 두께에서의 취성 파괴의 전파 정지 성능이 열위한 것이 우려된다.

특허문헌 4 에서는, 세퍼레이션의 생성량을 적정하게 제어함으로써 고흡수 에너지와 저온 인성의 양립을 지향하고 있다. 그러나, 세퍼레이션을 억제함으로써 샤르피 충격 흡수 에너지는 향상되지만, 실시예 중의 DWTT 시험은 -20 ℃ 에서의 연성 파면률로 평가되어 있고, -45 ℃ 와 같은 보다 저온에서의 사용 환경에서는 개선의 여지가 있다.

이와 같은 특허문헌 1 ∼ 4 에 기재된 기술에서는, 보다 가혹한 부설 환경·사용 환경에서도 적용 가능한 고강도·고인성 강관의 소재가 되는 강판을 안정적으로 제조하는 것은 실현되어 있지 않다.

그래서, 이러한 사정을 감안하여, 625 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, -45 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률이 85 ％ 이상인 강관의 소재로서 적용 가능한 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 본 발명의 목적으로 한다. 여기서, DWTT 특성은 조관 시에 10 ℃ 의 시험 온도차에 상당하는 특성 저하가 생긴다고 생각된다. 이 점을 고려하여, 본 발명은, 인장 강도가 625 MPa 이상, -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상인 고강도·고인성 강관용 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판에 있어서, 고강도란 후술하는 실시예에 기재된 인장 시험으로부터 구한 C 방향 (압연 방향에 직각 방향) 의 인장 강도 (TS) 가 625 MPa 이상인 것을 의미한다. 또, 고인성이란 후술하는 실시예에 기재된 DWTT 시험으로부터 구한 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상인 것을 의미한다.

본 발명자들은 평가 지표로서 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 을 참조하면서, 목표로 하는 취성 균열 전파 정지 성능을 얻기 위한 세퍼레이션 발생량을 정량화했다. 도 1 에 나타내는 개략도는, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 의 측정 방법을 설명하기 위한 것이다. DWTT 시험을 실시했을 때에 DWTT 시험편의 파면 상에 생성되는 세퍼레이션에 대해, 프레스 노치측과 낙중에 의한 충격측으로부터 각각 시험편 두께 t (판두께 t ＜ 19 mm 의 경우), 혹은 19 mm (판두께 t ≥ 19 mm 의 경우) 를 차감한 평가 영역에서, 시험편 파면에 생성된 세퍼레이션을 육안으로 관찰하고, 길이가 1 mm 이상의 모든 세퍼레이션의 길이를 측정하고, 그들의 총합을 평가 영역 면적으로 나눈 SI 를 산출했다. 625 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 강관 소재용의 강판 각종에 대해, 이 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 와, DWTT 시험의 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 의 관계를 정리한 결과, SA_{-55 ℃} 에서 평가되는 목표로 하는 취성 균열 전파 정지 성능을 얻기 위해서는, SI_{-55 ℃} ≥ 0.10 mm^-1로 할 필요가 있는 것을 지견했다. 즉, 적어도, SI_{-55 ℃} 값이 벗어난 경우에는 목표로 하는 SA_{-55 ℃} 값이 얻어지지 않는다.

또한 본 발명자들은, DWTT 특성에 미치는 각종 요인에 대해, 강관용 강판을 대상으로 예의 검토했다. 그 결과, C, Mn, Nb, Ti 등을 함유하는 강판에 있어서, 2 상역에서의 누적 압하율 제어에 의한 세퍼레이션의 생성에서 기인한 저온 인성의 개선 효과 및 오스테나이트 미재결정 온도역의 저온측에서의 누적 압하율 제어에 의한 조직의 미세화에서 기인한 저온 인성의 개선 효과를 활용함으로써, 보다 가혹한 저온에서의 사용 환경에도 적용 가능한 우수한 DWTT 특성을 갖는 고강도·고인성 강관용 강판이 얻어지는 것을 본 발명자들은 지견했다.

본 발명자들은, 이상의 지견에 기초하여 더욱 검토를 거듭하여 본 발명을 완성했다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.

［1］질량％ 로, C ： 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Si ： 0.05 ％ 초과 0.50 ％ 이하, Mn ： 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P ： 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, S ： 0.0030 ％ 이하, Al ： 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Nb ： 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하, Ti ： 0.005 ％ 이상 0.025 ％ 이하, N ： 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하를 함유하고, 추가로 Cu ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Ni ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Cr ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mo ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, V ： 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, B ： 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며, 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률이 20 ％ 이상 80 ％ 이하이며, 이 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율이 50 ％ 이상 100 ％ 이하인 조직을 가지며, -55 ℃ 의 시험 온도에서 DWTT 시험 (Drop Weight Tear Test) 을 실시했을 때의 시험편 파면에 생성되는 세퍼레이션이 (1) 식으로 정의되는 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 에서 0.10 mm^-1이상인, 고강도·고인성 강관용 강판.

SI_{-55 ℃} (mm^-1) = ΣLi/A···(1)

ΣLi ： DWTT 시험편의 평가 영역 (A) 에 존재하는 길이 1 mm 이상의 세퍼레이션의 합계 길이 (mm)

A ： DWTT 시험편의 프레스 노치측과 낙중에 의한 충격측으로부터 각각 시험편 두께 t (판두께 t ＜ 19 mm 의 경우), 혹은 19 mm (판두께 t ≥ 19 mm 의 경우) 를 차감한 평가 영역 면적 (㎟)

［2］상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Ca ： 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, REM ： 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, Zr ： 0.0005 ％ 이상 0.0300 ％ 이하, Mg ： 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는［1］에 기재된 고강도·고인성 강관용 강판.

［3］［1］또는［2］에 기재된 고강도·고인성 강관용 강판의 제조 방법으로서, 강슬래브를 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, Ar₃점 이상 (Ar₃점 ＋ 150 ℃) 이하에 있어서의 누적 압하율이 50 ％ 이상인 압연을 실시하고, 이어서, (Ar₃점 - 50 ℃) 이상 Ar₃점 미만에 있어서의 누적 압하율이 50 ％ 초과인 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후, 즉시 10 ℃／s 이상 80 ℃／s 이하의 냉각 속도로, 250 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 가속 냉각시키고, 그 후 100 ℃ 이하의 온도역까지 공냉을 실시하는 냉각 공정을 갖는 고강도·고인성 강관용 강판의 제조 방법.

본 발명의 제조 방법에 의하면, 압연 조건 및 압연 후의 냉각 조건을 적정하게 제어함으로써, 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률을 20 ％ 이상 80 ％ 이하로 하고, 이 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율을 50 ％ 이상 100 ％ 이하로 한 조직을 얻는 것이 가능해진다. 또, 제조한 강판은 고강도·고인성을 실현 가능하다.

본 발명의 강판은, 세퍼레이션을 활용하여, 인장 강도 (C 방향) 가 625 MPa 이상, -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상의 고강도·고인성 강관용 강판이다. 본 발명의 강판은, 동계에는 주위 환경의 기온이 -40 ℃ 이하가 되는 한랭 지역 및/또는 극한 지역에까지 시설의 확대가 예상되는 라인 파이프에 대한 적용이 기대된다. 또, 그 라인 파이프로서 예를 들어 10 MPa 이상의 고압 가스 라인 파이프에 대한 적용이 기대된다.

도 1 은, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 의 측정 방법을 설명하기 위한 개략도이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판은, 질량％ 로, C ： 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Si ： 0.05 ％ 초과 0.50 ％ 이하, Mn ： 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하, P ： 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하, S ： 0.0030 ％ 이하, Al ： 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Nb ： 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하, Ti ： 0.005 ％ 이상 0.025 ％ 이하, N ： 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하를 함유하고, 추가로 Cu ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Ni ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Cr ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, Mo ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하, V ： 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하, B ： 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강판이며, 그 강판의 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률이 20 ％ 이상 80 ％ 이하이며, 이 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율이 50 ％ 이상 100 ％ 이하인 조직을 갖는다.

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

C ： 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하

C 는 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, C 량이 0.03 ％ 미만에서는 원하는 인장 강도 (TS ≥ 625 MPa) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 냉각 중에 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 생기기 쉬워지기 때문에, 베이나이트량이 감소하기 쉬워진다. 한편, C 량이 0.08 ％ 를 초과하면 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트가 생성되기 쉬워져, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 저위가 되는 경우가 있다. 또, 가속 냉각 후에 표층 경도가 상승하는 경우가 있어, 강관 제조 시에 주름이나 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, C 량은 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.03 ％ 이상 0.07 ％ 이하로 한다.

Si ： 0.05 ％ 초과 0.50 ％ 이하

Si 는 탈산에 필요한 원소이며, 또한 고용 강화에 의해 강재의 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Si 를 0.05 ％ 초과 함유하는 것이 필요하다. Si 량은, 바람직하게는 0.10 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.15 ％ 이상이다. 한편, Si 량이 0.50 ％ 를 초과하면 용접성이나 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 저하되기 때문에, Si 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, HAZ 부의 인성 열화 방지의 관점에서, Si 량은 0.20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn ： 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하

Mn 은 C 와 마찬가지로 가속 냉각 후에 베이나이트를 형성하여, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Mn 량이 1.5 ％ 미만에서는 원하는 인장 강도 (TS ≥ 625 MPa) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 냉각 중에 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 생기기 쉬워지기 때문에, 베이나이트량이 감소하기 쉬워진다. 한편, Mn 을 2.5 ％ 초과하여 함유하면 주조 시에 불가피적으로 형성되는 편석부에 Mn 이 농화되고, 그 부분에서 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지거나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 열화되거나 하는 원인이 된다. 이 때문에, Mn 량은 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하로 한다. 또한, 인성 향상의 관점에서, Mn 량은 1.5 ％ 이상 2.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

P ： 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하

P 는 고용 강화에 의한 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 량이 0.001 ％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈인 비용의 상승을 초래하는 경우가 있기 때문에, P 량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 량이 0.010 ％ 를 초과하면, 인성이나 용접성이 현저하게 열등한 경우가 있다. 따라서, P 량은 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하로 한다.

S ： 0.0030 ％ 이하

S 는 열간 취성을 일으키는 원인이 되는 것 외에, 강 중에 황화물계 개재물로서 존재하여, 인성이나 연성을 열화시키는 유해한 원소이다. 따라서, S 는 최대한 저감하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 량의 상한은 0.0030 ％ 로 하고, 바람직하게는 S 량을 0.0015 ％ 이하로 한다. 하한은 특별히 없지만, 극저 S 화는 제강 비용이 상승하기 때문에, S 량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al ： 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 함유하는 원소이다. 또, Al 은 고용 강화능을 갖기 때문에, 강판의 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Al 량이 0.01 ％ 미만에서는 상기 효과가 얻어지지 않는다. 한편, Al 량이 0.08 ％ 를 초과하면, 원료 비용의 상승을 초래함과 함께, 인성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, Al 량은 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.01 ％ 이상 0.05 ％ 이하로 한다.

Nb ： 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하

Nb 는 석출 강화나 퀀칭성 증대 효과에 의한 강판의 고강도화에 유효하다. 또, Nb 는 열간 압연 시의 오스테나이트의 미재결정 온도역을 확대하는 효과가 있고, 그 미재결정 온도역에 있어서의 압연에 의한 조직 미세화 효과를 통해서 강판의 인성의 향상에 유효하다. 이들의 효과를 얻기 위해서, Nb 를 0.010 ％ 이상 함유한다. 한편, Nb 량이 0.080 ％ 를 초과하면, 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트가 생성되기 쉬워져, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지거나, DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 열화되거나 하는 경우가 있다. 또, HAZ 부의 인성이 현저하게 열등하다. 따라서, Nb 량은 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.010 ％ 이상 0.040 ％ 이하로 한다.

Ti ： 0.005 ％ 이상 0.025 ％ 이하

Ti 는 강 중에서 질화물을 형성하고, 특히 0.005 ％ 이상 함유하면 질화물의 핀닝 효과로 오스테나이트 입자를 미세화하는 효과가 있어, 모재의 인성 확보나 HAZ 부의 인성 확보에 기여한다. 또, Ti 는 석출 강화에 의한 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이들의 효과를 얻으려면 Ti 를 0.005 ％ 이상 함유한다. 바람직하게는, Ti 량은 0.008 ％ 이상이다. 한편, Ti 를 0.025 ％ 초과하여 함유하면, TiN 이 조대화하여, 오스테나이트 입자의 미세화에 기여하지 않게 되어, 인성 향상 효과를 얻을 수 없게 된다. 이것 뿐만이 아니라, 조대한 TiN 은 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 낮아지고, DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 도 현저하게 열등하다. 따라서, Ti 량은 0.025 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.018 ％ 이하로 한다.

N ： 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하

N 은 Ti 와 질화물을 형성하여 오스테나이트의 조대화를 억제하고, 인성의 향상에 기여한다. 이와 같은 핀닝 효과를 얻기 위해, N 을 0.001 ％ 이상 함유한다. 한편, N 량이 0.006 ％ 를 초과하면, 용접부, 특히 용융선 근방에서 1450 ℃ 이상으로 가열된 HAZ 부에서 TiN 이 분해된 경우, 고용 N 에서 기인한 HAZ 부의 인성이 열등한 경우가 있다. 따라서, N 량은 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하로 하고, HAZ 부의 인성에 대한 요구 레벨이 높은 경우에는, N 량은 0.001 ％ 이상 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 필수 원소 외에, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V, B 에서 선택되는 1 종 이상을 함유한다.

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

Cu, Cr, Mo 는 모두 퀀칭성 향상 원소이며, 모재나 HAZ 부의 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cu, Cr, Mo 중 어느 원소를 함유하는 경우여도, 함유하는 각 원소에 대해, 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Cu, Cr, Mo 량이 각각 1.00 ％ 를 초과하면 고강도화의 효과는 포화된다. 따라서, Cu, Cr, Mo 를 함유하는 경우에는 각각 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 한다.

Ni ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하

Ni 도 퀀칭성 향상 원소이며, 함유해도 인성이 열화되지 않기 때문에, 유용한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Ni 를 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ni 량이 1.00 ％ 를 초과하면 그 효과가 포화되고, 또, Ni 는 매우 고가이기 때문에, Ni 를 함유하는 경우에는 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 한다.

V ： 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하

V 는 석출 강화에 의한 강판의 고강도화에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 V 를 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, V 량이 0.10 ％ 를 초과하면, 탄화물량이 과잉이 되어, 인성이 열등한 경우가 있다. 따라서, V 를 함유하는 경우에는 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다.

B ： 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

B 는 퀀칭성 향상 원소이며, 오스테나이트 입계에 편석하여, 페라이트 변태를 억제함으로써, 모재의 고강도화나 HAZ 부의 강도 저하 방지에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 B 를 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, B 량이 0.0030 ％ 를 초과하면 그 효과는 포화되기 때문에, B 를 함유하는 경우에는 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하로 한다.

상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

그러나, 필요에 따라 추가로 Ca ： 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하, REM ： 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하, Zr ： 0.0005 ％ 이상 0.0300 ％ 이하, Mg ： 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유할 수 있다.

Ca, REM, Zr, Mg 는 강 중의 S 를 고정시켜 강판의 인성을 향상시키는 기능이 있고, 어느 원소를 함유하는 경우여도, 함유하는 각 원소에 대해, 0.0005 ％ 이상 함유함으로써 효과를 발휘한다. 한편, Ca 는 0.0100 ％, REM 은 0.0200 ％, Zr 은 0.0300 ％, Mg 는 0.0100 ％ 를 초과하여 함유하면 강 중의 개재물이 증가하여, 인성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, 이들의 원소를 함유하는 경우, 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 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 조직에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판은, 모재의 인장 강도 (C 방향) 가 625 MPa 이상, -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 가 0.10 mm^-1이상의 특성을 안정적으로 얻기 위해서, 판두께 방향의 1/2 위치의 조직에 있어서 페라이트가 면적률로 20 ％ 이상 80 ％ 이하, 또한 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율이 50 ％ 이상 100 ％ 이하인 것이 필요하다. 여기서, 가공 페라이트를 포함하는 페라이트 이외의 조직은 주로 베이나이트로 하는 것이 바람직하다. 그 밖의 잔부 조직으로서, 도상 마텐자이트, 펄라이트, 마텐자이트 등이 포함되어 있어도 되고, 이들의 잔부 조직이 합계 면적률로 10 ％ 이하가 되는 것이 바람직하다.

판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률 ： 20 ％ 이상 80 ％ 이하

본 발명에 있어서 페라이트의 면적률은 중요하고, 특히 후술하는 페라이트 중의 가공 페라이트량이 중요하다. 요컨대 2 상역에서 압연된 강판은, 가공 페라이트의 집합 조직에서 기인한 세퍼레이션으로 불리는 DWTT 시험 시의 균열 진전 방향에 수직인 균열이 발생하고, 균열 선단의 응력이 완화됨으로써 저온 인성이 개선된다. 이 세퍼레이션에 의한 취성 균열 전파 정지 성능의 개선 효과를 얻기 위해서는 페라이트가 면적률로 20 ％ 이상 필요하다. 페라이트의 면적률이 20 ％ 미만의 경우, 가공 페라이트량의 저하에서 기인한 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 의 저하가 우려된다. 페라이트의 면적률이 20 ％ 미만의 경우, 이 뿐만이 아니고, 가공 페라이트량이 저하되면 항복비 (YR) 가 상승하여 강관의 변형능이 저하되는 점에서, 지반 변동 등의 지형의 변형에 대한 안전성이 저하되는 경우가 있다. 한편, 페라이트가 면적률로 80 ％ 를 초과하면, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 베이나이트의 면적률이 작아지기 쉽다. 따라서, 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률은 20 ％ 이상 80 ％ 이하로 하고, 강도와 저온 인성의 안정 확보의 관점에서 페라이트의 면적률은 50 ％ 이상 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 페라이트의 면적률은, 보다 바람직하게는 50 ％ 이상 70 ％ 이하이다.

페라이트 중의 가공 페라이트의 비율 ： 50 ％ 이상 100 ％ 이하

상기 서술한 바와 같이 가공 페라이트는, 집합 조직에서 기인한 세퍼레이션의 발생에 의해 저온 인성을 개선한다. 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율이 50 ％ 미만에서는, 원하는 세퍼레이션량이 얻어지지 않는 경우가 있어, 취성 균열 전파 정지 성능이 저위가 되는 경우가 있다. 따라서, 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율은 50 ％ 이상 100 ％ 이하로 하고, 보다 안정적으로 양호한 취성 균열 전파 정지 성능과 우수한 샤르피 충격 흡수 에너지를 얻는 관점에서 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율을 80 ％ 이상 100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 베이나이트의 면적률 ： 20 ％ 이상 80 ％ 이하 (적합 조건)

원하는 인장 강도 (TS ≥ 625 MPa) 를 안정적으로 확보하기 위해, 베이나이트의 면적률은 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 베이나이트의 면적률은 30 ％ 이상이다. 또, 베이나이트의 면적률이 80 ％ 를 초과하면 가공 페라이트량의 저하에서 기인한 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 의 저하가 우려된다. 베이나이트의 면적률이 80 ％ 를 초과하면, 이 뿐만이 아니고, YR 의 상승에 의한 강관의 변형능의 저하에 의해, 지반 변동 등의 지형의 변형에 대한 안전성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 베이나이트의 면적률은 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 베이나이트의 면적률은 50 ％ 이하이다.

판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 조직의 잔부에 대해

페라이트 및 베이나이트 이외의 잔부로서는, 마텐자이트 (도상 마텐자이트 (martensite-austenite constituent) 를 포함한다) 나 펄라이트, 잔류 오스테나이트 등에서 선택되는 1 종 이상을 포함해도 된다. 잔부 조직으로서, 이들이 합계의 면적분률로 10 ％ 이하 존재하고 있어도 지장없다.

여기서, 상기의 페라이트의 면적률에 대해, 예를 들어, 판두께 방향의 1/2 위치로부터 L 단면 (압연 방향에 평행한 수직 단면) 을 경면 연마 후, 나이탈로 부식하고, 광학 현미경을 사용하여, 400 ∼ 1000 배의 범위의 배율로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진으로부터 화상 해석 처리에 의해, 페라이트의 면적률을 산출하는 것이 가능하다. 면적률은 5 시야의 평균치이다. 또, 판두께 방향의 페라이트 입자 길이에 대한 압연 방향의 페라이트 입자 길이의 비로서 계산되는 어스펙트비가 3 이상의 페라이트를 가공 페라이트라고 정의하고, 전체 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율을 산출한다.

또, 예를 들어, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 배율 2000 배로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진에 의해 조직을 동정하고, 베이나이트, 마텐자이트, 도상 마텐자이트, 페라이트 (가공 페라이트), 펄라이트 등의 각 상의 면적률을 화상 해석으로 구하는 것이 가능하다. 면적률은 5 시야의 평균치이다.

또한, 일반적으로 가속 냉각을 적용하여 제조된 강판의 조직은 강판의 판두께 방향에서 상이하기 때문에, 목표로 하는 강도 및 취성 균열 전파 정지 성능을 안정적으로 만족시키는 관점에서, 냉각 속도가 느려 상기 특성을 달성하기 어려운 판두께 방향의 1/2 위치 (판두께 t 의 1/2 t 위치) 의 조직을 본 발명에서는 규정했다.

본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판은 이하의 특성을 갖는다.

(1) C 방향의 인장 강도가 625 MPa 이상 ： 천연 가스나 원유 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에서는, 고압화에 의한 수송 효율의 향상이나 박육화에 의한 현지 용접 시공 효율의 향상을 위해, 고강도화의 요망이 매우 높아지고 있다. 이들의 요구에 부응하기 위해, 본 발명에 있어서는 C 방향의 인장 강도를 625 MPa 이상으로 한다.

L 방향의 항복비 (YR) 가 93 ％ 이하 (적합 조건) ： 최근의 가스전이나 유전의 개발은, 지진 지대나 영구 동토 지대로 확대되는 경향이 있다. 따라서, 부설하는 라인 파이프에는, 지반 변동에 의한 지형의 대변형 시의 안전성 확보를 위한 저항복비가 요구되고 있는 경우가 있다. 이 요구에 부응하기 위해, 본 발명에 있어서는 항복비를 93 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 90 ％ 이하로 한다.

여기서, 인장 강도 및 인장 강도에 대한 항복 강도의 비로 나타내는 항복비는, ASTM A370 에 준거한 인장 방향이 C 방향 (압연 방향에 직각 방향) 및 L 방향 (압연 방향에 평행한 방향) 이 되는 전체 두께 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험을 실시함으로써 측정할 수 있다.

(2) -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 가 0.10 mm^-1이상 ： 천연 가스 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에서는, 취성 균열 전파 정지의 관점에서, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면률의 값이 높은 것이 요망되고, 본 발명에 있어서는 -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA 값) 을 85 ％ 이상으로 했다. 또, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 가 0.10 mm^-1이상으로 했다. 여기서, -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 은, API-5L3 에 준거한 길이 방향이 C 방향이 되는 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험편을 채취하고, -55 ℃ 에서 낙중에 의한 충격 굽힘 하중을 가하고, 프레스 노치측 (균열 발생 영역) 과 낙중에 의한 충격측 (압축 변형 영역) 으로부터 각각 시험편 두께 t (판두께 t ＜ 19 mm 의 경우), 혹은 19 mm (판두께 t ≥ 19 mm 의 경우) 를 차감한 평가 영역으로부터 연성 파면률을 구한다. 또 상기 서술한 DWTT 시험 후의 연성 파면률 측정과 동등한 평가 영역, 즉, 프레스 노치측 (균열 발생 영역) 과 낙중 (drop weight) 에 의한 충격측 (압축 변형 영역) 으로부터 각각 시험편 두께 t (판두께 t ＜ 19 mm 의 경우), 혹은 19 mm (판두께 t ≥ 19 mm 의 경우) 를 차감한 평가 영역에서, 시험편 파면에 생성되는 세퍼레이션을 육안으로 관찰하고, 길이가 1 mm 이상의 모든 세퍼레이션의 길이를 측정하고, 그들의 총합을 평가 영역 면적으로 나눈 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 를 산출한다.

(3) -55 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 160 J 이상 (적합 조건) ： 고압 가스 라인 파이프에 있어서는, 외인성의 사고에 의해 발생한 연성 균열이 관축 방향으로 100 m/s 이상의 속도로 전파하는 고속 연성 파괴 (불안정 연성 파괴) 가 생기는 것이 알려져 있고, 이로써 수 km 에나 미치는 대규모 파괴가 생길 가능성이 있다. 이와 같은 고속 연성 파괴를 방지하기 위해서는 고흡수 에너지화가 유효하기 때문에, 본 발명에 있어서는 -55 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 160 J 이상인 것이 바람직하다. 여기서, -55 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지는, -55 ℃ 에서 ASTM A370 에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시함으로써 측정할 수 있다.

(4) 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 mm 위치의 비커스 경도가 260 이하 (적합 조건) ： 강판 표층부의 온도는 강판 중앙부에 비해 낮기 때문에, 2 상 온도역에서 압연을 실시하는 경우, 표층부와 중앙부에서 조직 구성이나 특성이 상이한 경우가 있다. 또, 압연 후의 냉각 속도가 빠른 강판 표층부에서는 경질인 마텐자이트나 도상 마텐자이트가 생성되기 쉬워, 표면 경도가 상승하는 경우가 있다. 이와 같은 표면 경도의 상승은, 강판 표면에 응력 집중이 생기기 쉬운 강관 제조 시에, 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있을 뿐만 아니라, 취성 균열의 발생 기점이 되는 경우가 있다. 이 때문에, 표층부의 경도를 적정하게 제어하는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 mm 위치의 비커스 경도를 260 이하로 한다. 여기서, 비커스 경도는, 강판으로부터 채취한 경도 측정용 시험편의 L 단면 (압연 방향에 평행하고 판면에 수직 단면) 을 기계적으로 연마 후, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 mm 떨어진 위치에 있어서, 측정 하중이 10 kgf 의 조건에서, JIS Z 2244 에 준거한 비커스 경도를 각 10 점 측정하고, 그 평균치를 구한다.

다음으로, 본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판은, 바람직하게는, 전술한 성분 조성으로 이루어지는 강슬래브를, 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하에 있어서의 누적 압하율이 50 ％ 이상의 압연을 실시하고, 이어서, (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만에 있어서의 누적 압하율이 50 ％ 초과의 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정 후, 즉시 10 ℃／s 이상 80 ℃／s 이하의 냉각 속도로, 250 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 가속 냉각시키고, 그 후 100 ℃ 이하의 온도역까지 공냉을 실시하는 냉각 공정을 갖는 제조 방법에 의해 얻어진다. 또, 조직 미세화에 의한 저온 인성의 개선 효과를 보다 높이는 관점에서, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하에서의 누적 압하율 중, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 50 ℃) 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 강판의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 강판의 판두께 방향의 평균 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등에서, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.

-열간 압연 공정-

강슬래브 가열 온도 ： 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하

본 발명의 강슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위하여 연속 주조법으로 제조해도 되고, 조괴법으로 제조해도 된다. 또, 강슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 냉각시키지 않고 온편인 채로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은 약간의 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 문제 없이 적용할 수 있다.

가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 강슬래브 중의 Nb 나 V 등의 탄화물이 충분히 고용되지 않고, 석출 강화에 의한 강도 상승 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하면 초기의 오스테나이트 입자가 조대화되기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 강슬래브 가열 온도는 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1000 ℃ 이상 1150 ℃ 이하로 한다.

본 발명에 있어서는, 강슬래브를 가열한 후, 먼저, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연을 실시한다. 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연을 실시함으로써, 강슬래브 가열 시에 조대화된 조직이 미세화됨과 함께 정립 (整粒) 으로도 되므로, 후술하는 각 온도역에 있어서의 압연 및 냉각 후에 얻어지는 최종적인 조직도 미세화된다. 그 결과, 얻어진 강판의 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이나 샤르피 충격 흡수 에너지도 향상된다. 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 30 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강의 성분 범위에 있어서는, 오스테나이트 재결정의 하한 온도는, 대략 930 ℃ 이다.

Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하에서의 누적 압하율 ： 50 ％ 이상

Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하의 온도 범위는, 오스테나이트 미재결정 온도역의 저온측에 해당한다. Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하의 오스테나이트의 미재결정 온도역에서 누적 압하율로 50 ％ 이상의 압하를 실시함으로써, 오스테나이트 입자가 신전되고, 특히 판두께 방향에서는 세립이 된다. 이 때문에, 그 후, 2 상역 압연 및 가속 냉각시켜 얻어지는 강의 조직을 구성하는 페라이트나 베이나이트도 미세화되고, 그 결과, DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 은 향상된다. 한편, 누적 압하율이 50 ％ 미만에서는 세립화 효과가 불충분해져 양호한 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하의 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율은 50 ％ 이상으로 한다. 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 누적 압하율이 90 ％ 를 초과하면 필요한 강슬래브의 두께가 매우 두꺼워지기 때문에, 가열 효율 등의 저하를 초래하여, 에너지 비용이 대폭 상승할 우려가 있다. 이 때문에, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하의 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율의 상한은 90 ％ 가 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서 Ar₃ 점은 각 강 소재 중의 각 원소의 함유량에 기초하는 다음 식을 사용하여 계산하여 얻어지는 값을 사용한다. 각 식 중의 원소 기호는, 강 중의 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타낸다. 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 으로 한다.

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

Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 50 ℃) 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율 ： 20 ％ 이상 (적합 조건)

(Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하의 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율 중, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 50 ℃) 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 20 ％ 이상으로 함으로써, 오스테나이트 입자가 보다 세립이 되고, 2 상역 압연 및 가속 냉각시켜 얻어지는 강의 조직을 구성하는 페라이트나 베이나이트가 보다 미세화되고, 그 결과, DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 은 향상된다. 따라서, Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 50 ℃) 의 온도역에 있어서의 누적 압하율은 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

(Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만에 있어서의 누적 압하율 ： 50 ％ 초과 Ar₃ 점 미만의 페라이트-오스테나이트의 2 상 온도역에서 열간 압연을 실시한다. 이로써, 페라이트에 가공이 가해져, 가공 페라이트가 생성된다. 그 결과, 고강도화와 함께, DWTT 시험 등의 취성 균열 전파 정지 성능 평가 시험에서, 시험편의 파면에 세퍼레이션을 발생시켜, 우수한 내취성 균열 전파 성능을 얻는 것이 가능해진다. 또, 압연 온도가 (Ar₃ 점 - 50 ℃) 미만에서는, 페라이트 변태가 진행되어, 페라이트의 면적률이 증대하기 때문에, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 2 상 온도역의 압연 온도 범위는 (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만으로 한다.

(Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만의 누적 압하율이 50 ％ 이하에서는 어스펙트비 3 이상으로 정의한 가공 페라이트가 소망량 얻어지지 않는 경우가 있다. 이로써, 세퍼레이션의 발생은 확인되지만, 그 발생량은 충분하지 않고, 우수한 취성 균열 전파 정지 성능이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만의 누적 압하율은 50 ％ 초과로 하고, 바람직하게는 53 ％ 이상이다. 한편, (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만의 누적 압하율의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 누적 압하율이 80 ％ 를 초과하면, 세퍼레이션의 발생량이 포화되고, 또한 페라이트의 취화에 의한 모재 인성의 저하가 우려된다. 이 때문에, 그 온도역의 누적 압하율을 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만의 누적 압하율은, 보다 바람직하게는 70 ％ 이하이다.

압연 종료 온도 ： (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만 (적합 조건)

(Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만에서의 누적 대압하는 고강도화와 함께, DWTT 시험 등의 취성 균열 전파 정지 성능 평가 시험에서, 시험편의 파면에 세퍼레이션을 발생시켜, 우수한 내취성 균열 전파 성능을 얻는 것이 가능해진다. 그러나, (Ar₃ 점 - 50 ℃) 미만의 저온역에서의 압연은 페라이트의 면적률이 증대하기 때문에, 원하는 강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, Ar₃ 점 이상에서 압연을 종료하면 가공 페라이트가 소망량 얻어지지 않는 경우가 있다. 이로써, 세퍼레이션의 발생은 확인되지만, 그 발생량은 충분하지 않고, 우수한 취성 균열 전파 정지 성능이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 압연 종료 온도는 (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만으로 하는 것이 바람직하다.

-냉각 공정-

가속 냉각의 냉각 개시 온도 ： (Ar₃ 점 - 80 ℃) 이상 (적합 조건)

본 발명에서는, 열간 압연 공정 후, 즉시 가속 냉각을 개시한다. 또한, 가속 냉각의 냉각 개시 온도가 (Ar₃ 점 - 80 ℃) 미만에서는, 열간 압연 후, 가속 냉각 개시까지의 공냉 과정에 있어서, 폴리고날페라이트가 생성되어, 모재 강도가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 개시 온도는 (Ar₃ 점 - 80 ℃) 이상이 바람직하다. 한편, 가속 냉각의 개시 온도의 상한은 Ar₃ 점 미만이면 특별히 규정되지 않는다.

가속 냉각의 냉각 속도 ： 10 ℃／s 이상 80 ℃／s 이하

압연 종료 후에 생성되는 페라이트는 가공되어 있지 않기 때문에, 강도 확보의 관점에서 유해하다. 이 때문에, 압연 종료 후 즉시 가속 냉각을 실시하고, 미변태 오스테나이트를 베이나이트로 변태시켜, 페라이트의 생성을 억제하여, 모재 인성을 저해하지 않고 강도를 향상시키는 것이 바람직하다. 가속 냉각의 냉각 속도가 10 ℃／s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 변태가 과도하게 생겨, 모재 강도가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 속도는 10 ℃／s 이상으로 하고, 바람직하게는 20 ℃／s 이상이다. 한편, 80 ℃／s 를 초과하면, 특히 강판 표층 근방에서는 마텐자이트 변태가 생기기 쉬워 경질상이 증가하기 때문에, 표면 경도가 과잉으로 높아져, 강관 제조 시에 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 또한, 표면 결함은 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되는 경우가 있어, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 의 저하가 우려된다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 속도는 80 ℃／s 이하로 하고, 60 ℃／s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 속도는 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 소요 시간으로 나눈 평균 냉각 속도를 가리킨다.

가속 냉각의 냉각 정지 온도 ： 250 ℃ 이상 450 ℃ 이하

625 MPa 이상의 인장 강도를 얻기 위해, 냉각 정지 온도를 450 ℃ 이하로 하고, 강판의 미변태 오스테나이트를 미세한 베이나이트나 마텐자이트로 한다. 냉각 정지 온도가 450 ℃ 를 초과하면 조대한 베이나이트 조직이 되어, 충분한 고강도가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 냉각 정지 온도가 250 ℃ 미만에서는, 과잉으로 마텐자이트가 생기는 경우가 있어, 모재 강도는 상승하지만, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 현저하게 저하되는 경우가 있고, 특히 강판 표층 근방에서 그 경향은 현저해진다. 또, 냉각 속도가 빠른 표층부에서 경도가 과잉으로 높아지기 쉽고, 그 결과, 강관 제조 시에 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이상 450 ℃ 이하로 한다.

100 ℃ 이하의 온도역까지 공냉

상기 가속 냉각을 종료 후에는, 100 ℃ 이하의 온도역까지 공냉한다.

본 발명의 제조 방법은, 상기한 열간 압연 공정 및 냉각 공정 외, 임의의 공정을 포함해도 된다. 예를 들어, 열간 압연 공정과 냉각 공정의 사이, 및/또는, 공냉 후에 실시되는 형상 교정 등의 공정을 포함해도 된다. 또한, 상기 가속 냉각 후, 공냉 후는 재가열하지 않아도 된다.

본 발명의 강판을 사용하여 강관을 제조할 수 있다. 강관의 성형 방법으로서는, UOE 프로세스나 프레스벤드 (벤딩프레스라고도 칭한다) 등의 냉간 성형에 의해 강관 형상으로 성형하는 방법을 들 수 있다.

UOE 프로세스에서는, 소재가 되는 후강판의 폭방향 단부에 개선 가공을 실시한 후, 프레스기를 사용하여 강판의 폭방향 단부의 단 굽힘을 실시하고, 계속해서, 프레스기를 사용하여 강판을 U 자상으로 그리고 O 자상으로 성형함으로써, 강판의 폭방향 단부끼리가 대향하도록 강판을 원통 형상으로 성형한다. 이어서, 강판의 대향하는 폭방향 단부를 맞대어 용접한다. 이 용접을 심 용접이라고 부른다. 이 심 용접에 있어서는, 원통 형상의 강판을 구속하고, 대향하는 강판의 폭방향 단부끼리를 맞대어 가용접하는 가용접 공정과, 서브머지 아크 용접법에 의해 강판의 맞댐부의 내외면에 용접을 실시하는 본 용접 공정의, 2 단계의 공정을 갖는 방법이 바람직하다. 심 용접을 실시한 후에, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도의 향상을 위해, 확관을 실시한다. 확관 공정에 있어서 확관률 (확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비) 은, 통상적으로, 0.3 ％ ∼ 1.5 ％ 의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 밸런스의 관점에서, 확관률은 0.5 ％ ∼ 1.2 ％ 의 범위인 것이 바람직하다. 그 후, 방식을 목적으로 하여 코팅 처리를 실시할 수 있다. 코팅 처리로서는, 예를 들어, 확관 후의 강관을 200 ∼ 300 ℃ 의 온도역으로 가열한 후, 강관 외면에, 예를 들어 공지된 수지를 도포하면 된다.

프레스벤드에 의해 냉간 성형하는 경우에는, 강판에 3 점 굽힘을 반복함으로써 순서대로 성형하고, 거의 원형의 단면 형상을 갖는 강관을 제조한다. 그 후는, 상기 서술한 UOE 프로세스와 마찬가지로, 심 용접을 실시한다. 프레스벤드의 경우에도, 심 용접 후, 확관을 실시해도 되고, 또, 코팅을 실시할 수도 있다.

실시예 1

이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 본 발명의 기술적 범위는 이하의 실시예로 한정되지 않는다.

표 1 에 나타내는 성분 조성 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 으로 이루어지는 용강을 전로로 용제하고, 260 mm 두께의 슬래브로 한 후, 표 2 에 나타내는 조건을 만족시키는 열간 압연, 가속 냉각을 실시하고, 100 ℃ 이하의 온도역 (실온) 까지 공냉함으로써 판두께가 31.9 mm 의 후강판을 제조했다. 또한, 슬래브 가열 후, 오스테나이트 재결정 온도역 (930 ∼ 1080 ℃ 의 범위 내) 에 있어서 누적 압하율 30 ％ 이상의 압연을 실시했다.

[표 1]

[표 2]

이상에 의해 얻어진 후강판으로부터, ASTM A370 에 준거한 인장 방향이 C 방향 및 L 방향이 되는 전체 두께 인장 시험편을 채취하여, 인장 시험을 실시하고, C 방향의 전체 두께 인장 시험편을 사용하여 인장 강도 (TS) 를 구하고, L 방향의 전체 두께 시험편을 사용하여 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 및 항복비 (YR) 를 구했다.

또, 샤르피 충격 시험은, 판두께 방향의 1/2 위치로부터 2 mm 의 V 노치를 갖는 길이 방향이 C 방향이 되는 샤르피 시험편을 채취하여, -55 ℃ 에서 ASTM A370 에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시하여, 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 를 구했다.

또한, API-5L3 에 준거한 길이 방향이 C 방향이 되는 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험편을 채취하여, -55 ℃ 에서 낙중에 의한 충격 굽힘 하중을 가하고, 프레스 노치측 (균열 발생 영역) 과 낙중에 의한 충격측 (압축 변형 영역) 으로부터 각각 19 mm (판두께 t ≥ 19 mm 이기 때문에) 를 차감한 평가 영역으로부터 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 을 구했다. 또한 연성 파면률 측정과 동등한 평가 영역에서, 시험편 파면에 생성되는 세퍼레이션을 육안으로 관찰하고, 길이가 1 mm 이상의 모든 세퍼레이션의 길이를 측정하고, 그들의 총합을 평가 영역 면적으로 나눈 (1) 식으로 정의되는 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 를 산출했다.

SI_{-55 ℃} (㎜^-1) = ΣLi/A···(1)

표층 경도 측정은, 후강판으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하여, L 단면 (압연 방향에 평행하고 판면에 수직 단면) 을 기계적으로 연마하고, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1 mm 깊이의 영역 (표층부) 에 있어서, 하중을 10 kgf 로 JIS Z 2244 에 준거한 비커스 경도를 각 10 점 측정하고, 그 평균치를 구했다.

그리고, 후강판의 일방의 판면으로부터 판두께 방향의 3/8 의 위치로부터 5/8 의 위치까지의 영역으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 전술한 방법으로, 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률, 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율, 베이나이트 및 잔부 조직의 면적률을 구했다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

[표 3]

No. 2 ∼ 12 는 발명예이며, 모재의 C 방향의 인장 강도 (TS) 가 625 MPa 이상, L 방향의 항복비 (YR) 가 93 ％ 이하, -55 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 가 160 J 이상이고 또한, -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 가 0.10 mm^-1이상, 표층의 비커스 경도가 260 이하로 되어 있다.

이에 대하여, 비교예인 No. 1 은, C 량이 본 발명의 범위를 밑돌고 있기 때문에, 퀀칭성의 저하가 현저하게 되어, 압연 후의 냉각 중에 생긴 페라이트의 생성량이 많고, 그 결과, 페라이트의 면적률이 소정량보다 많아졌기 때문에, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다. 또, 압연 후의 냉각 중에 생성된 페라이트는 가공 페라이트로 되지 않은 것이 많아, SI_{-55 ℃} 값이 본 발명 범위에 미달이기 때문에, 원하는 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 13 은, Nb 량이 본 발명의 범위를 웃돌고 있어, 퀀칭성이 과도하게 향상되기 때문에, 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하고, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다. 또한 강판 표층 근방에서는 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 표층 경도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 14 는, C 량이, No. 15 는 Mn 량이 본 발명의 범위를 웃돌고 있기 때문에, 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다. 또, C 량이나 Mn 량이 높기 때문에, 특히 강판 표층 근방에서는 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 표층 경도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 16 은 Si 량이 본 발명의 범위를 밑돌고 있기 때문에, 고용 강화에 의한 강도 상승이 불충분하므로, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 17 은 Mn 량이 본 발명 범위를 밑돌고 있기 때문에, 퀀칭성의 저하가 현저하게 되어, 냉각 중에 펄라이트 변태가 생기고, 베이나이트량이 감소한 결과, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 18 은 Cu, Ni, Cr, Mo, V, B 가 함유되어 있지 않기 때문에, 퀀칭성의 저하가 현저하게 되어, 냉각 중에 펄라이트 변태가 생기고, 베이나이트량이 감소한 결과, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 19 는 Ti 량이 본 발명 범위를 웃돌고 있기 때문에, TiN 이 조대화되고, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되어, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 20 은 Nb 량이 본 발명 범위를 밑돌고 있기 때문에, 퀀칭성의 저하가 현저하게 되어, 압연 후의 냉각 중에 생긴 페라이트의 생성량이 많고, 그 결과, 페라이트의 면적률이 소정량보다 많아졌기 때문에, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다. 또, 압연 후의 냉각 중에 생성된 페라이트는 가공 페라이트로 되지 않은 것이 많고, SI_{-55 ℃} 값이 본 발명 범위에 미달이기 때문에, 원하는 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 21 은 Ti 량이 본 발명 범위를 밑돌고 있기 때문에, 석출 강화에 의한 강도 상승이 불충분하므로, 원하는 강도가 얻어지지 않는다.

실시예 2

표 1 에 나타내는 강 C, E 및 G 의 성분 조성 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 으로 이루어지는 용강을 전로로 용제하고, 260 mm 두께의 슬래브로 한 후, 표 4 에 나타내는 조건을 만족시키는 열간 압연, 가속 냉각을 실시하고, 100 ℃ 이하의 온도역 (실온) 까지 공냉함으로써 판두께가 31.9 mm 의 후강판을 제조했다. 또한, 슬래브 가열 후, 오스테나이트 재결정 온도역 (930 ∼ 1080 ℃ 의 범위 내) 에 있어서 누적 압하율 30 ％ 이상의 압연을 실시했다.

[표 4]

이상에 의해 얻어진 후강판에 대해, 실시예 1 과 마찬가지로, 전체 두께 인장 시험, 샤르피 충격 시험, 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험을 실시하고, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS), 항복비 (YR), 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}), 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 및 표층 경도를 측정했다. 얻어진 결과를 표 5 에 나타낸다.

또한, No. 22 는 실시예 1 의 No. 3 과 동일하고, No. 30 은 실시예 1 의 No. 5 와 동일하고, No. 32 는 실시예 1 의 No. 7 과 동일하다.

[표 5]

No. 22, 23, 30 ∼ 32 는 발명예이며, 모재의 C 방향의 인장 강도 (TS) 가 625 MPa 이상, L 방향의 항복비 (YR) 가 93 ％ 이하, -55 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 가 160 J 이상이고 또한, -55 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 85 ％ 이상, 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 가 0.10 mm^-1이상, 표층의 비커스 경도가 260 이하로 되어 있다.

또한, No. 23 및 No. 31 은, No. 22 및 No. 30 과 대비해서, (Ar₃ ＋ 150 ℃) 이하의 미재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율에 더하여, 미재결정 온도역 중에서도 낮은 온도역에서의 누적 압하율을 적합한 범위로 설정하여 제조한 것이기 때문에, 페라이트나 베이나이트로 변태하기 전의 오스테나이트의 미세화에서 기인하여, 최종적으로 얻어진 강판의 조직도 미세화하여 연성 파면률 (SA_{-55 ℃}) 이 보다 고위가 되어 있다.

이상에 대해, 비교예인 No. 24 및 No. 27 은 (Ar₃ 점 - 50 ℃) 이상 Ar₃ 점 미만의 누적 압하율이 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 소정량의 가공 페라이트가 얻어지지 않고, SI_{-55 ℃} 값이 본 발명 범위 외이다. 이 때문에, 원하는 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 25 는 냉각 속도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다. 또한 강판 표층 근방에서는 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 표층 경도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 26 은 냉각 정지 온도가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_{-55 ℃}) 나 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다. 또한 강판 표층 근방에서는 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 표층 경도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 28 은 Ar₃ 점 이상 (Ar₃ 점 ＋ 150 ℃) 이하의 미재결정 온도역의 누적 압하율이 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 페라이트나 베이나이트로 변태하기 전의 오스테나이트의 미세화에서 기인한 강판 조직의 미세립화 효과가 불충분해져, 원하는 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 29 는 슬래브 가열 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 초기의 오스테나이트 입자가 조대화되어, 강판 조직의 미세립화 효과가 불충분해져, 원하는 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 33 은 슬래브 가열 온도가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 강슬래브 중의 Nb 나 V 등의 탄화물이 충분히 고용되지 않고, 석출 강화에 의한 강도 상승 효과가 부족하여, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 34 는 냉각 속도가 본 발명 범위를 밑돌기 때문에, 냉각 중에 과도한 페라이트가 생성되고, 그 결과, 원하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 또, 소정량의 가공 페라이트가 얻어지지 않고, SI_{-55 ℃} 값이 본 발명 범위 외이기 때문에, 원하는 DWTT 특성 (SA_{-55 ℃}) 이 얻어지지 않는다.

비교예인 No. 35 는 냉각 정지 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 조대한 베이나이트가 생성되고, 그 결과, 원하는 인장 특성이 얻어지지 않는다.

산업상 이용가능성

본 발명의 고강도·고인성 강관용 강판을 천연 가스나 원유 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에 적용함으로써, 고압화에 의한 수송 효율의 향상이나 박육화에 의한 현지 용접 시공 효율의 향상에 크게 공헌할 수 있다.

Claims

질량％ 로,
C ： 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하,
Si ： 0.05 ％ 초과 0.50 ％ 이하,
Mn ： 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하,
P ： 0.001 ％ 이상 0.010 ％ 이하,
S ： 0.0030 ％ 이하,
Al ： 0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하,
Nb ： 0.010 ％ 이상 0.080 ％ 이하,
Ti ： 0.005 ％ 이상 0.025 ％ 이하,
N ： 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하를 함유하고,
추가로
Cu ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
Ni ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
Cr ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
Mo ： 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하,
V ： 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하,
B ： 0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며,
판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 페라이트의 면적률이 20 ％ 이상 80 ％ 이하이며, 이 페라이트 중의 가공 페라이트의 비율이 50 ％ 이상 100 ％ 이하인 조직을 가지며,
-55 ℃ 의 시험 온도에서 DWTT 시험 (Drop Weight Tear Test) 을 실시했을 때의 시험편 파면에 생성되는 세퍼레이션이 (1) 식으로 정의되는 세퍼레이션 인덱스 (SI_{-55 ℃}) 에서 0.10 mm^-1이상인, 고강도·고인성 강관용 강판.
SI_{-55 ℃} (mm^-1) = ΣLi/A···(1)
ΣLi ： DWTT 시험편의 평가 영역 (A) 에 존재하는 길이 1 mm 이상의 세퍼레이션의 합계 길이 (mm)
A ： DWTT 시험편의 프레스 노치측과 낙중에 의한 충격측으로부터 각각 시험편 두께 t (판두께 t ＜ 19 mm 의 경우), 혹은 19 mm (판두께 t ≥ 19 mm 의 경우) 를 차감한 평가 영역 면적 (㎟)
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로,
Ca ： 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하,
REM ： 0.0005 ％ 이상 0.0200 ％ 이하,
Zr ： 0.0005 ％ 이상 0.0300 ％ 이하,
Mg ： 0.0005 ％ 이상 0.0100 ％ 이하에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도·고인성 강관용 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도·고인성 강관용 강판의 제조 방법으로서,
강슬래브를 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, Ar₃점 이상 (Ar₃점 ＋ 150 ℃) 이하에 있어서의 누적 압하율이 50 ％ 이상인 압연을 실시하고, 이어서, (Ar₃점 - 50 ℃) 이상 Ar₃점 미만에 있어서의 누적 압하율이 50 ％ 초과인 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정 후, 즉시 10 ℃／s 이상 80 ℃／s 이하의 냉각 속도로, 250 ℃ 이상 450 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 가속 냉각시키고, 그 후 100 ℃ 이하의 온도역까지 공냉을 실시하는 냉각 공정을 갖는 고강도·고인성 강관용 강판의 제조 방법.