KR20160090363A

KR20160090363A - 열연강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160090363A
Application number: KR1020167016866A
Authority: KR
Inventors: 토모아키 시바타; 소타 고토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-11-28
Filing date: 2014-11-20
Publication date: 2016-07-29
Anticipated expiration: 2034-11-20
Also published as: EP3040439A4; EP3040439B1; WO2015079661A1; JP5783229B2; TW201527848A; US20160289788A1; US10273554B2; CN105793458A; TWI558823B; KR101802269B1; EP3040439A1; JP2015101781A; CN105793458B

Abstract

API 규격 X80급 강관의 소재로서 적합한, 고강도 및 저항복비이며, 가공 후에 있어서도 가공 왜곡량에 의하지 않고 저항복비를 유지할 수 있는 가공 후 특성 안정성이 우수한 열연강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량%로, C: 0.030% 이상 0.120% 이하, Si: 0.05% 이상 0.50% 이하, Mn: 1.00% 이상 2.20% 이하, P: 0.025% 이하, S: 0.0050% 이하, N: 0.0060% 이하, Al: 0.005% 이상 0.100% 이하, Nb: 0.020% 이상 0.100% 이하, Mo: 0.05% 이상 0.50% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.100% 이하, Cr: 0.05% 이상 0.50% 이하 및 Ca: 0.0005% 이상 0.0050% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 베이니틱 페라이트를 주상으로 하여, 제2상으로서 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 주상의 체적분율이 90% 이상, 주상의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하, 마르텐사이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하인 조직으로 함으로써, 가공 후 특성 안정성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판으로 한다.

Description

열연강판 및 그 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은, 파이프 라인, 유정관, 토목·건축용 등에 이용되는 강관, 특히 API 규격 X80급 강관의 소재로서 적합한, 고강도, 저항복비 또한 가공 후 특성 안정성이 우수한 열연강판 및, 그 제조 방법에 관한 것이다.

탈 원자력 발전의 풍조가 세계적으로 강해지는 가운데, 화석 에너지 수요의 고조는 앞으로 점점 강해지는 것이 예상되고 있다. 이에 수반하여, 천연가스나 오일의 수송 효율을 향상하기 위한 고강도, 대경(large diameter), 후육(thick wall) 라인 파이프의 요구도 높아지는 것이 상정된다. 종래, 고압 조업의 라인 파이프로서는, 후판(thick plate)을 소재로 하는 UOE 강관이 주로 사용되고 있다. 그러나, 최근에는, 파이프 라인의 시공 비용의 저감이나 UOE 강관의 공급 능력 부족 등 때문에, 강관의 소재 비용 저감의 요구도 강하여, UOE 강관보다 생산성이 높고 보다 염가인, 열연강판을 소재로 한 전봉(electric resistance welded) 강관이나 스파이럴 강관이 이용되게 되어 왔다.

여기에서, 파이프 라인은, 예를 들면 천연가스의 매장량이 풍부한 한랭지에 부설되는 경우가 많다. 그 때문에, 라인 파이프 소재용 강판에는, 고강도인 것은 물론이고, 저온 인성(靭性)이 우수한 것도 요구된다. 또한, 장거리 부설되는 라인 파이프의 경우는, 지각 변동의 영향도 받기 쉽다. 지각 변동에 수반하는 강제적인 변형에 의해, 만일, 파이프 라인이 파단하고 수송 가스의 누설이 발생했을 때, 파이프 내의 압력 변동에 의해, 파이프가 버스트하는 위험을 회피하기 위해, 강관의 관주(管周) 방향의 변형능 즉 항복비가 안정되게 낮을 것도 요구된다.

이러한 상황하, 라인 파이프 소재용의 열연강판에 관하여, 여러가지 기술이 제안되고 있다. 예를 들면, 특허문헌 1에는, C: 0.03~0.12wt%, Si: 0.50wt% 이하, Mn: 1.70wt% 이하, P: 0.025wt% 이하, S: 0.025wt% 이하 및 Al: 0.070% 이하를 함유하고, 추가로 Nb: 0.01~0.05wt%, V: 0.01~0.02wt%, Ti: 0.01~0.20wt% 중 적어도 1종을 함유하는 강슬래브를, 1180~1300℃로 가열한 후, 조압연 종료 온도: 950~1050℃, 마무리 압연 온도: 760~800℃의 조건하에서 열간 압연을 행하고, 5~20℃/s의 냉각 속도로 냉각하고, 670℃에 이르기까지의 사이에 공냉을 개시하여 5~20s간 보존유지하고, 이어서 20℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 500℃ 이하의 온도에서 귄취함으로써, 열연강판을 제조하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 1에는, 상기 제조 방법에 의해, 인장 강도: 60kg/㎟ 이상(590MPa 이상)의 강도, 항복비: 85% 이하의 저항복비 및 파면 전이온도: -60℃ 이하의 저온 인성을 갖는 열연강판이 제조 가능하다고 기재되어 있다.

또한, 특허문헌 2에는, 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, 추가로 Mo: 0.5% 이하, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하 중 1종 또는 2종 이상을, Mn, Si, P, Cr, Ni, Mo의 함유량의 관계식인 Mneq(Mneq(%)=Mn+0.26Si+3.5P+1.30Cr+0.37Ni+2.67Mo)가 2.0 이상을 만족하도록 함유하는 조성의 슬래브를 열간 압연하여, 5℃/s 이상의 냉각 속도로 500~650℃까지 냉각하여 권취하고, 이 온도 범위에서 10min 이상 체류시키고 나서 500℃ 미만의 온도까지 냉각하여 열연강판으로 하고, 당해 열연강판을 조관(pipe making)하여 전봉 강관으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 2에는, 상기의 방법에 따라 열연강판을 제조함으로써, 베이니틱 페라이트를 주상(main phase)으로 하고, 체적율 3% 이상의 마르텐사이트와, 필요에 따라 체적율 1% 이상의 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직을 갖는 열연강판이 얻어지고, 당해 열연강판을 조관함으로써, 항복비: 85% 이하의 저항복비 및 파면 전이온도: -50℃ 이하의 저온 인성을 갖고, 소성변형 흡수능이 우수한 전봉 강관이 제조 가능하다고 기재되어 있다.

또한, 특허문헌 3에는, 열연강판의 조성을, 질량%로 C: 0.03~0.11%, Si: 0.01~0.50%, Mn: 1.0~2.2%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.10%, Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.001~0.05%, B: 0.0005% 이하를 포함하고, 추가로 Cr: 0.01~1.0%, Mo: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.5% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을, Mn, Si, Cr, Mo, Ni의 함유량의 관계식인 Mneq(Mneq(%)=Mn+0.26Si+1.30Cr+2.67Mo+0.8Ni)가 2.0~4.0%의 범위를 만족하도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성으로 하고, 열연강판의 조직을, 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서 적어도 면적율로 3.0% 이상의 마르텐사이트를 포함하고, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 10㎛ 이하인 조직으로 하는 기술이 제안되어 있다. 그리고, 특허문헌 3에는, 열연강판의 주상을 평균 입경이 10㎛ 이하의 베이니틱 페라이트로 함으로써, 조관 후에 소망하는 고강도를 확보할 수 있음과 함께, 저온 인성에도 우수한 열연강판이 얻어진다고 기재되어 있다. 또한, 제2상으로서 면적율로 3.0% 이상의 마르텐사이트를 분산시킨 조직으로 함으로써, 저항복비화를 달성할 수 있다고 기재되어 있다. 또한, 열연강판의 조성과 조직을 상기와 같이 규정함으로써, 조관 후의 강도 저하가 적고, 압연 방향으로부터 30도 방향의 항복 강도가 480MPa 이상, 샤르피 충격 시험의 파면 전이온도 vTrs가 -80℃ 이하, 항복비 85% 이하의 저항복비를 갖는, 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판이 얻어진다고 기재되어 있다.

일본공개특허공보 소63-227715호 일본공개특허공보 2006-299413호 일본공개특허공보 2012-172256호

그러나, 상기의 종래 기술로는 모두, X80급 라인 파이프용 소재로서 적합한 열연강판을 얻는 것은 매우 곤란하다. 즉, 고강도이며, 또한, 저온 인성에도 뛰어나고, 조관시의 엄격한 가공 조건이나 부설 후의 지각 변동 등에 의한 강제적 변형을 견딜 수 있는 충분한 저항복비 특성도 겸비하고, 추가로, 가공 후(조관 후)의 특성 안정성에도 우수한 후육 열연강판을 얻는 것은 매우 곤란하다.

특허문헌 1에서 제안된 기술로는, 열연강판의 강도가 X80급을 만족하고 있지 않는것에 더하여, 냉각 중에 공냉 공정을 포함하는 등 생산 효율이 대폭으로 저하한다는 문제가 있다. 특허문헌 2에서 제안된 기술로는, 최근 수요가 높아지고 있는 한랭지 사양의 고저온 인성재에 요구되는 파면 전이온도 vTrs≤-80℃를 안정적으로 확보하지 못하고 있다. 또한, 비교적 저온 인성이 양호한 강에 대해서는 강도가 낮고, 가공 왜곡(forming strain)이 전봉 강관보다 작은 스파이럴 강관 등에서는, X80급의 강도를 만족하지 못할 가능성이 있다.

특허문헌 3에서 제안된 기술로는, 제2상으로서 마르텐사이트 혹은 추가로 베이나이트를 포함함으로써 조관 후의 강도 저하를 억제하고 있다. 그러나, 제2상으로서 마르텐사이트 혹은 베이나이트만을 분산시키면, 조관시의 가공 경화량이 가공 왜곡량에 의해 크게 변동한다. 그 때문에, 예를 들면 전봉 강관 등과 같이 통상 파이프 90도 위치와 180도 위치(용접부를 0도 위치로 한 경우)에서 가공 왜곡이 상이한 경우, 각각의 파이프 주(周)방향 위치에서의 특성, 특히 항복비에 차이가 발생한다는 문제가 있다. 이와 같이, 항복비가 파이프 주방향에서 불균일해지면, 지반 침하 등의 지각 변동이나, 지진 등에 의해, 강관에 외력이 더해져, 변형되어진 경우, 항복비가 낮은(항복 강도가 낮은) 위치에 변형이 집중하여 강관이 좌굴(buckling) 변형하는 문제가 염려된다. 강관이 일단, 좌굴해 버리면, 좌굴한 부분에 변형이 집중하여, 점점, 그 부분이 변형하여, 강관의 파단에 이르기 쉽다.

본 발명은, 종래 기술이 안고 있는 상기의 문제를 해결하는 것이며, X80급 전봉 강관용 소재 또는 X80급 스파이럴 강관용 소재로서 적합한, 고강도, 고인성 및 저항복비 특성을 갖는 가공 후 특성 안정성이 우수한 열연강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 구체적으로는, 인장 강도가 650MPa 이상, 항복 강도가 555MPa 이상, 항복비가 90% 이하, 샤르피 충격 시험의 파면 전이온도(vTrs)가 -80℃ 이하의 열연강판이며, 또한, 조관 후의 강관(강관 원주 방향 왜곡 t/D×100이 1% 이상 9% 이하의 강관. D는 강관의 외경, t는 가공 전의 열연강판의 두께)의 강관 원주 방향에 있어서의 항복비의 차 ΔYR를 10% 미만으로 억제할 수 있는 열연강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

특허문헌 3에 기재되어 있는 바와 같이, 열연강판의 주상을 평균 입경이 10㎛ 이하의 베이니틱 페라이트로 함으로써, 조관 후에 소망하는 고강도를 확보할 수 있음과 함께, 저온 인성에도 우수한 열연강판이 얻어진다. 그러나, 특허문헌 3에서 제안된 기술과 같이, 열연강판의 제2상을 마르텐사이트나 베이나이트로 하면, 특히 전봉 강관과 같이 조관시에 부여되는 가공 왜곡이 원주 방향 위치에 의해 크게 상이한 경우, 조관 후(가공 후)의 항복비가 강관 원주 방향에서 크게 불균일해진다. 이러한 문제를 해소하기 위해, 본 발명자들은, 평균 입경이 10㎛ 이하의 베이니틱 페라이트를 주상으로 하는 열연강판에 관하여, 부여되는 가공 왜곡량에 의하지 않고 가공 후에 안정적으로 저항복비 특성을 발현시키기 위한 제2상 조직에 대해서 예의 검토했다.

우선, 본 발명자들은, 저항복비를 확보할 수 있는 제2상으로서 잔류 오스테나이트를 활용하는 것에 착안했다. 잔류 오스테나이트는, 연질인 조직이기 때문에, 강의 저항복비화에 유리한 조직이다. 또한, 제2상으로서 잔류 오스테나이트를 포함하는 열연강판에 가공 왜곡을 부여하면, 잔류 오스테나이트가 C 농도가 낮은 개소로부터 서서히 가공 유기(誘起) 마르텐사이트로 변태하기 때문에, 항복 강도를 비교적 낮게 유지한 채로, 인장 강도를 높여, 항복비를 낮게 유지할 수 있다.

그래서, 본 발명자들은, 열연강판에 제2상으로서 포함되는 잔류 오스테나이트량이, 가공 후의 저항복비 특성에 미치는 영향에 대해서 검토했다. 그 결과, 열연강판 중에 체적분율로 0.5% 이상 9.5% 이하의 잔류 오스테나이트를 제2상으로서 분산시킨 경우, 1~15%의 가공 왜곡역(forming strain range)이면, 90% 이하의 저항복비를 달성할 수 있다는 인식을 얻었다. 또한, 잔류 오스테나이트가 가공 유기 마르텐사이트로 변태하는 결과, 가공 후 열연강판의 인장 강도가 향상하는 효과도 얻어진다는 인식을 얻었다.

그러나, 열연강판의 제2상을 잔류 오스테나이트만으로 한 경우, 가공 후 열연강판의 항복비를 가공 왜곡량에 의하지 않고 일정하게 할 수 없는 것도 동시에 확인되었다. 그래서, 본 발명자들은, 추가로 검토를 진행한 결과, 열연강판의 제2상으로서 잔류 오스테나이트와 함께 마르텐사이트를 함유시킴으로써, 항복비를 가공 왜곡량에 의하지 않고, 거의 일정하게 할 수 있는 것을 알게되었다. 그리고, 제2상으로서 체적분율로 0.5% 이상 9.5% 이하의 잔류 오스테나이트에 더하여 체적분율로 0.5% 이상 9.5% 이하의 마르텐사이트를 복합 생성시킴으로써, 저가공 왜곡역으로부터 고가공 왜곡역에 걸쳐 안정적으로 저항복비를 확보할 수 있다는 인식을 얻었다. 잔류 오스테나이트와 함께 마르텐사이트를 함유시킴으로써, 항복비를 가공 왜곡량에 의하지 않고, 거의 일정하게 할 수 있는 이유로서는 불명한 점이 많지만, 경질인 마르텐사이트를 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite) 중에 분산시킴으로써, 가공을 더해졌을 때에 가동 전위를 다수 베이니틱 페라이트 중에 발생시켜 바우싱거 효과를 높이기 때문이라고 생각된다. 바우싱거 효과는, 인장 방향과는 반대 방향(압축 방향)으로 소성변형을 받은 후에 인장 시험하면, 항복 강도가 압축 방향의 가공을 받기 전보다도 저하하는 효과이다. 강관의 성형에서는, 강관의 내면에서는 압축의 소성변형이 더해지기 때문에, 바우싱거 효과를 기대할 수 있다. 즉, 바우싱거 효과에 의한 항복 강도의 저하와, 잔류 오스테나이트의 가공 유기 변태에 의한 항복 강도의 상승이 균형을 이루기 때문에, 항복비가 가공 왜곡량에 의하지 않고, 거의 일정하게 되는 것이라고 생각된다. 또한, 본 인식을 활용함으로써, 특히 가공 왜곡이 큰 강관, 즉(가공 전의 열연강판의 판두께)/(강관의 외경)비가 큰 강관이나 전봉 강관에 있어서도, 안정적으로 저항복비 특성이 얻어지는 것을 밝혀내었다.

또한, 본 발명자들은, 이상과 같은 소망하는 조직(평균 결정 입경이 10㎛ 이하이며 또한 체적분율이 90% 이상의 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서 체적분율로 0.5% 이상 9.5% 이하의 잔류 오스테나이트와 체적분율로 0.5% 이상 9.5% 이하의 마르텐사이트를 포함하는 조직)을 갖는 열연강판을, 생산 효율의 저하를 수반하는 일 없이 간편하게 제조하는 방법에 대해서 검토했다. 그 결과, 소정의 조성을 갖는 연속 주조 주편(continuously cast slab)에 열간 압연을 시행하여 열연강판을 제조할 때에 있어서, 주편의 가열 조건, 마무리 압연 조건, 마무리 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서의 판두께 중앙 위치에 있어서의 냉각 속도 등을 규정함과 함께, 권취 후의 코일 중량 및 코일 너비를 규정함으로써, 열간 압연 종료 후 권취 전의 냉각시에 공냉 등의 특별한 공정을 형성하는 일 없이, 고효율 또한 간편하게 소망하는 조직을 갖는 열연강판이 제조 가능하다는 인식을 얻었다.

본 발명은, 이상의 인식에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 다음과 같다.

[1]질량%로, C: 0.030% 이상 0.120% 이하, Si: 0.05% 이상 0.50% 이하, Mn: 1.00% 이상 2.20% 이하, P: 0.025% 이하, S: 0.0050% 이하, N: 0.0060% 이하, Al: 0.005% 이상 0.100% 이하, Nb: 0.020% 이상 0.100% 이하, Mo: 0.05% 이상 0.50% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.100% 이하, Cr: 0.05% 이상 0.50% 이하, Ca: 0.0005% 이상 0.0050% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 주상의 체적분율이 90% 이상, 상기 주상의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하, 상기 마르텐사이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하인 조직을 갖고, 항복비가 90% 이하, 항복 강도가 555MPa 이상, 인장 강도가 650MPa 이상인 열연강판.

[2] 상기 [1]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량%로, V: 0.001% 이상 0.100% 이하, Cu: 0.001% 이상 0.50% 이하, Ni: 0.001% 이상 1.00% 이하, B: 0.0040% 이하 중으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 열연강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 조성을 갖는 연속 주조 주편을, 600℃ 이하로 냉각한 후, 1050℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 조압연 및 당해 조압연에 이어 미재결정 온도역(non-recrystallization temperature range)에서의 압하율을 20% 이상 85% 이하, 마무리 압연 종료 온도를 (Ar₃-50℃) 이상 (Ar₃+100℃) 이하의 온도역으로 하는 마무리 압연을 시행하고, 당해 마무리 압연 종료 후, 판두께 중앙 위치에서 냉각 개시 온도에서 650℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상 100℃/s 이하로 하고, 냉각 정지 온도를 420℃ 이상 650℃ 이하로 하는 냉각을 시행하고, 400℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 권취하고, 권취 후의 코일을, 중량이 20ton 이상이며 또한 너비가 1000㎜ 이상인 코일로 하는 열연강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 파이프 라인, 유정관, 토목·건축용 등에 이용되는 강관, 특히 API 규격 X80급 강관의 소재로서 적합한, 고강도, 고인성 및 저항복비 특성을 갖는 가공 후 특성 안정성이 우수한 열연강판이, 종래의 열연 설비에 의해 얻어져, 공업적으로 매우 유용하다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하에, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명 열연강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한 이하의 성분 조성을 나타내는 %는, 특별히 언급하지 않는 한 질량%를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.030% 이상 0.120% 이하

C는, Nb, V, Ti와 탄화물을 형성함으로써 열연강판의 강도(인장 강도, 항복 강도)를 확보하기 위해 중요한 원소임과 함께, 열연강판의 저항복비화에 중요한 제2상(잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트)의 생성에 빠뜨릴 수 없는 원소이다. 본 발명의 열연강판에 있어서, 소망하는 강도, 저항복비를 만족하기 위해서는, C 함유량을 0.030% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.120%를 초과하면, 탄화물의 과잉인 증가에 의해, 열연강판의 인성이 열화한다. 또한, C 함유량이 0.120%를 초과하면, 탄소 당량이 높아져, 이러한 열연강판을 조관·용접하면 용접부의 인성이 열화한다. 따라서, C 함유량은 0.030% 이상 0.120% 이하로 한다. 바람직하게는 0.040% 이상 0.090% 이하이다.

Si: 0.05% 이상 0.50% 이하

Si의 함유량이 증가하면, Mn-Si계의 비금속 개재물을 형성하여, 열연강판을 조관·용접했을 때에 용접부 인성을 악화시키는 원인이 된다. 따라서, Si 함유량은 0.50%를 상한으로 한다. 한편, Si 함유량의 하한은, 고용 강화에 의해 X80급의 강도를 확보하는 관점에서 0.05%로 정한다. 또한, Si 함유량은 0.10% 이상 0.35% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.00% 이상 2.20% 이하

Mn는, 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하고, 열연강판의 강도와 인성을 확보하기 위해 필요한 원소이다. 또한, Mn는, 제2상의 생성을 촉진하고, 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 안정적으로 생성하여 열연강판의 저항복비 특성을 확보하는 데에 필요한 원소이기도 하다. 이들의 효과의 발휘에는, Mn 함유량을 1.00% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Mn 함유량이 2.20%를 초과하면, 중심 편석에 수반하는 열연강판의 기계적 특성의 불균일이 발생하기 쉬워짐과 함께, 인성이 열화한다. 또한, Mn 함유량이 2.20%를 초과하면, 열연강판의 강도가 지나치게 높아짐으로써, 신장 특성이 저하하는 등의 악영향이 나타남과 함께, 탄소 당량의 증가에 수반하여 용접부 인성이 열화할 가능성이 있다. 따라서, Mn 함유량은 1.00% 이상 2.20% 이하로 한다. 바람직하게는 1.40% 이상 2.00% 이하이다.

P: 0.025% 이하, S: 0.0050% 이하, N: 0.0060% 이하

P는, 강 중에 불순물로서 존재하지만, 편석하기 쉬운 원소이며, 열연강판의 인성 열화를 초래한다. 따라서, P 함유량은 0.025%를 상한으로 한다. 바람직하게는 0.018% 이하이다.

S 및 N도, P와 동일하게, 열연강판의 인성을 열화시키기 때문에, S 함유량은 0.0050%를 상한으로 하고, N 함유량은 0.0060%를 상한으로 한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.0030% 이하, N 함유량은 0.0040% 이하이다.

또한, P, S, N의 함유량의 하한값은, 모두 현실적인 제강 제어 능력 한계를 고려하여, P, N의 하한값을 0.0010%, S의 하한값을 0.0001%로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005% 이상 0.100% 이하

Al는, 강의 탈산제로서 유용하며, Al 함유량은 탈산 효과가 발현하는 0.005% 이상으로 한다. 단, Al 함유량이 과잉이 되면, 알루미나계 개재물이 생성하여, 열연강판을 용접할 때에 용접부 결함의 원인이 된다. 따라서, Al 함유량은 0.005% 이상 0.100% 이하로 한다. 바람직하게는 0.010% 이상 0.050% 이하이다.

Nb: 0.020% 이상 0.100% 이하

Nb는, 결정립의 미세화에 유효하고 또한 석출 강화 원소이며, X80급의 강관 강도를 확보하기 위해서는 Nb 함유량을 0.020% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Nb 함유량이 과잉이 되면, 열연강판의 제조시, 후술하는 권취 온도역(400℃ 이상 650℃ 이하)에서 과잉하게 석출이 발생하여 인성이 저하함과 함께, 용접성을 열화시킨다. 따라서, Nb 함유량은 0.020% 이상 0.100% 이하로 한다. 바람직하게는, Nb 함유량은 0.030% 이상 0.080% 이하로 한다.

Mo: 0.05% 이상 0.50% 이하

Mo는, 열연강판을 제조할 때, 열간 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서 강판 중의 오스테나이트가 폴리고날 페라이트나 펄라이트로 변태하는 것을 억제하고, 열연강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. 또한, Mo는, 제2상(잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트)의 생성을 촉진하고, 열연강판의 저항복비 특성을 확보하는 데에 필요한 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해, Mo 함유량을 0.05% 이상으로 한다. 단, Mo는, 퀀칭성이 강하고, 그 함유량이 0.50%를 초과하면, 제2상인 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트를 과잉하게 생성하여 열연강판의 인성을 저하시킨다. 따라서, Mo 함유량은 0.05% 이상 0.50% 이하로 한다. 바람직하게는 0.10% 이상 0.35% 이하이다.

Ti: 0.001% 이상 0.100% 이하

Ti는, 결정립의 미세화에 유효한 원소이며 또한 석출 강화 원소이고, 그 효과의 발현에는 Ti 함유량을 0.001% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 과잉이 되면, 열연강판의 용접성을 열화시킨다. 따라서, Ti 함유량은 0.001% 이상 0.100% 이하로 한다. 바람직하게는 0.010% 이상 0.040% 이하이다.

Cr: 0.05% 이상 0.50% 이하

Cr은, 열연강판을 제조할 때, 열간 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서 펄라이트 변태의 지연 효과와 입계 시멘타이트의 저감 효과를 발현하는 원소이다. 또한, Cr은, 제2상인 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 생성을 촉진하고, 열연강판의 저항복비 특성을 확보하는 데에 필요한 원소이다. 이들의 효과를 발현시키기 위해, Cr 함유량을 0.05% 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 0.50%를 초과하면, 제2상인 잔류 오스테나이트나 마르텐사이트가 과잉하게 생성하여 열연강판의 인성을 저하시킨다. 또한, Cr 함유량이 과잉이 되면, 열연강판을 조관·용접할 때, 용접부에 퀀칭 조직을 형성하여 용접부 인성의 열화를 초래한다. 따라서, Cr 함유량은 0.05% 이상 0.50% 이하로 한다. 바람직하게는 0.10% 이상 0.35% 이하이다.

Ca: 0.0005% 이상 0.0050% 이하

Ca는, S를 고정하고, MnS의 생성을 억제함으로써 열연강판의 인성을 향상시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 발현시키기 위해, Ca 함유량을 0.0005% 이상으로 한다. 한편, Ca 함유량이 과잉이 되면, Ca계 산화물의 형성에 의해 열연강판의 인성이 저하하기 때문에, Ca 함유량은 0.0050% 이하로 한다. 바람직하게는 0.0010% 이상 0.0030% 이하이다.

이상이 본 발명의 열연강판에 있어서의 기본 성분이지만, 상기 기본 성분에 더하여 추가로, V: 0.001% 이상 0.100% 이하, Cu: 0.001% 이상 0.50% 이하, Ni: 0.001% 이상 1.00% 이하, B: 0.0040% 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 좋다.

V: 0.001% 이상 0.100% 이하

V는, 석출 강화 원소이며, 이를 유효하게 작용시키기 위해서는 V 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 과잉이 되면, 열연강판의 제조시, 후술하는 권취 온도역(400℃ 이상 650℃ 이하)에서 과잉하게 석출이 발생하여 인성과 신장 특성이 저하함과 함께, 용접성을 열화시킬 우려가 있다. 따라서, V 함유량은 0.001% 이상 0.100% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.020% 이상 0.080% 이하이다.

Cu: 0.001% 이상 0.50% 이하

Cu는, 열연강판을 제조할 때, 열간 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서 강판 중의 오스테나이트가 폴리고날 페라이트나 펄라이트로 변태하는 것을 억제함과 함께, 열연강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, Cu 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Cu 함유량이 0.50%를 초과하면, 강의 열간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Cu 함유량은 0.001% 이상 0.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10% 이상 0.40% 이하이다.

Ni: 0.001% 이상 1.00% 이하

Ni는, 열연강판을 제조할 때, 열간 압연 종료 후의 냉각 공정에 있어서 강판 중의 오스테나이트가 폴리고날 페라이트나 펄라이트로 변태하는 것을 억제함과 함께, 열연강판의 강도 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, Ni 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단 Ni는, 그 함유량이 1.00%를 초과하면, 강의 열간 가공성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Ni 함유량은 0.001% 이상 1.00% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10% 이상 0.50% 이하이다.

B: 0.0040% 이하

B는, 열연강판의 제조시, 마무리 압연 종료 후의 냉각 과정에 있어서 고온에서의 페라이트 변태를 억제하고, 폴리고날 페라이트의 생성을 방지하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발현시키기 위해서는, B 함유량을 0.0001% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 과잉이 되면, 열연강판을 용접할 때, 용접부에 퀀칭 조직을 형성할 우려가 있다. 따라서, B 함유량은 0.0040% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0002% 이상 0.0010% 이하이다.

또한, 본 발명의 열연강판에 있어서, 상기 이외의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 예를 들면 Co, W, Pb, Sn 등을 들 수 있고, 이들의 원소의 함유량은 각각 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명 열연강판에 있어서의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연강판은, 베이니틱 페라이트를 주상으로 하고, 제2상으로서 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 주상의 체적분율이 90% 이상, 상기 주상의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하, 상기 마르텐사이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하인 조직을 갖는다. 또한, 본 발명에 있어서, 베이니틱 페라이트란, 전위 밀도가 높은 하부 조직을 가져, 결정립 내에 시멘타이트가 석출하고 있지 않은 조직이다. 이에 대하여, 베이나이트는 전위 밀도가 높은 라스 형상 조직을 갖고, 결정립 내에 시멘타이트가 석출하고 있는 점에서, 또한, 폴리고날 페라이트는 전위 밀도가 매우 낮은 점에서, 베이니틱 페라이트와는 상이하다.

베이니틱 페라이트의 체적분율: 90% 이상

베이니틱 페라이트의 평균 결정 입경: 10㎛ 이하

본 발명에 있어서는, 열연강판의 주상을 강도와 인성의 밸런스가 우수한 미세한 베이니틱 페라이트로 함으로써, 열연강판에 소망하는 강도와 저온 인성을 부여한다. 주상인 베이니틱 페라이트의 체적분율을 90% 이상으로 하고, 당해 베이니틱 페라이트의 평균 결정 입경을 10㎛ 이하로 함으로써, 세립화 효과에 의해 열연강판의 강도와 저온 인성을 확보할 수 있다. 한편, 베이니틱 페라이트의 체적분율이 90% 미만이 되면, 제2상의 체적분율이 커져, 균열의 전파 경로가 증가하기 때문에, 열연강판의 저온 인성이 열화한다. 또한, 베이니틱 페라이트의 평균 결정 입경이 10㎛를 초과하면, 파면 단위가 커져 인성이 저하한다.

또한, 열연강판의 강도 및 저온 인성을 확보하는 관점에서는, 베이니틱 페라이트의 체적분율을 91% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 베이니틱 페라이트의 평균 결정 입경을 3.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 특히, 본 발명에서는, 인성을 저하시키는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 함유하기 때문에, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 합계 체적분율이 4.0% 이상이 되는 경우에는, 베이니틱 페라이트의 평균 결정 입경을 3.0㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 단, 베이니틱 페라이트의 체적분율이 과잉하게 높아지면, 열연강판의 항복비를 낮게 하는 데에 있어서 중요한 제2상(잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트)의 체적분율이 극단적으로 저하하기 때문에, 베이니틱 페라이트의 체적분율은 95% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 베이니틱 페라이트는 미세할수록 바람직하지만, 그 평균 결정 입경의 실질적인 하한값은 1㎛ 정도이다.

잔류 오스테나이트의 체적분율: 0.5% 이상 9.5% 이하

잔류 오스테나이트는 조관시 등의 가공 왜곡에 의해, C 농도가 낮은 개소부터 차례차례로 가공 유기 변태하고, 조관에 걸리는 넓은 가공 왜곡역(예를 들면 가공 왜곡 1%에서 10% 정도까지의 왜곡역)에서 가공 경화능을 높인다. 이 때문에, 항복 강도에 비교하여 인장 강도를 높게 할 수 있어, 저항복비로 할 수 있다. 그 결과, 예를 들면 전봉 강관과 같이 파이프 주방향 위치에서 조관 왜곡이 상이한 바와 같은 경우라도, 주방향 위치에 의하지 않고, 안정되게 저항복비 특성을 얻을 수 있다. 이러한 효과를 발휘하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 0.5% 이상으로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는 2.0% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트의 체적분율이 9.5%를 초과하면, 균열의 전파 경로로서 작용하여, 열연강판의 저온 인성이 열화한다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적분율은 9.5% 이하로 할 필요가 있다. 또한, 더욱 양호한 저온 인성을 확보하기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적분율을 5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

마르텐사이트의 체적분율: 0.5% 이상 9.5% 이하

마르텐사이트는, 베이니틱 페라이트 중에, 가공에 의한 가동 전위의 도입을 하기 쉽게 하여, 바우싱거 효과를 높인다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, 마르텐사이트의 체적분율을 0.5% 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 2.5% 이상이다. 한편, 마르텐사이트의 체적분율이 9.5%를 초과하면, 균열의 전파 경로로서 작용하여, 열연강판의 저온 인성이 열화한다. 따라서, 마르텐사이트의 체적분율은 9.5% 이하로 할 필요가 있다. 더욱 양호한 저온 인성을 확보하기 위해서는, 마르텐사이트의 체적분율을 5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명 열연강판의 조직에는, 상기한 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 외에, 펄라이트, 시멘타이트를 포함해도 좋다. 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 이외의 조직, 즉 펄라이트, 시멘타이트의 체적분율은, 합계로 2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 주로 라인 파이프의 소재로서 이용되는 본 발명의 열연강판은, 판두께를 15㎜ 이상 30㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명 열연강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명의 열연강판은, 연속 주조에 의해 얻어진 상기 조성을 갖는 슬래브(주편)를, 소정의 온도 이하로 냉각한 후, 가열하여 조압연 및 마무리 압연을 시행하고, 소정의 조건에서 가속 냉각하여, 소정 온도에서, 소정의 중량 및 너비를 갖는 코일에 권취함으로써 제조할 수 있다.

연속 주조 주편의 냉각 온도: 600℃ 이하

페라이트 변태하기 전의 연속 주조 주편은, 오스테나이트 조직이며, 고온에 장시간 노출되어 있기 때문에, 그 결정립은 매우 조대(large)하다. 이 때문에, 이 조대한 오스테나이트 결정을 페라이트 변태시킴으로써 미세화한다. 이 때문에 페라이트 변태가 거의 완료하는 600℃ 이하까지 연속 주조 주편을 냉각한다. 바람직하게는 500℃ 이하이다. 또한, 그 후, 연속 주조 주편이 가열되어, 오스테나이트로 역변태함으로써, 더욱 결정립이 미세화한다.

연속 주조 주편의 가열 온도: 1050℃ 이상 1300℃ 이하

슬래브 가열 온도(연속 주조 주편의 재가열 온도)가 1050℃ 미만에서는, 석출 강화 원소인 Nb, V, Ti가 충분히 고용(solid solution)하지 않아, X80급의 강관 강도를 확보할 수 없다. 한편, 1300℃를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하여, 결과적으로 베이니틱 페라이트의 결정 입경이 조대화하여, 열연강판의 저온 인성이 열화함과 함께, 마무리 압연 종료 후의 냉각·권취 과정에 있어서 Nb가 과잉하게 석출하여, 열연강판의 인성과 신장 특성이 열화한다. 따라서, 연속 주조 주편의 재가열 온도는 1050℃ 이상 1300℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1150℃ 이상 1230℃ 이하이다.

가열 후의 슬래브(연속 주조 주편)는, 조압연 및 마무리 압연이 시행되어 임의의 판두께로 조정되지만, 본 발명에 있어서, 조압연의 조건은 특별히 한정되지 않는다.

마무리 압연시에 있어서의 미재결정 온도역에서의 압하율: 20% 이상 85% 이하

미재결정 온도역(본 발명의 강 조성의 경우, 약 930℃ 이하)에서 마무리 압연을 행함으로써, 오스테나이트의 재결정이 지연하여 왜곡이 축적하고, γ/α 변태시에 페라이트(베이니틱 페라이트)가 미세화하여 열연강판의 강도 및 인성이 향상한다. 여기에서, 마무리 압연시에 있어서의 미재결정 온도역에서의 압하율이 20% 미만에서는, 이들의 효과가 충분히 발현하지 않는다. 한편, 상기 압하율이 85%를 초과하면, 변형 저항이 증대하여 압연에 지장을 초래한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 압하율을 20% 이상 85% 이하로 한다. 바람직하게는 35% 이상 75% 이하이다.

마무리 압연 종료 온도: (Ar₃-50℃) 이상 (Ar₃+100℃) 이하

균질한 입경 및 조직으로 압연을 종료하기 위해서는, 마무리 압연 종료 온도를 (Ar₃-50℃) 이상으로 할 필요가 있다. 마무리 압연 종료 온도가 (Ar₃-50℃)를 하회하면, 마무리 압연 중에 강판 내부에서 페라이트 변태가 발생하여, 일부에 폴리고날 페라이트가 생성한다. 폴리고날 페라이트는, 그 후의 냉각 중 혹은 냉각 후에 생성하는 베이니틱 페라이트보다 조대한 결정립이 되기 때문에, 결정립의 크기가 불균일인 혼립 조직이 된다. 이 때문에, 소망하는 열연강판 특성을 얻을 수 없다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 (Ar₃+100℃)를 초과하면, 베이니틱 페라이트의 결정립이 조대화하여, 열연강판의 인성이 열화한다. 특히, 본 발명에서는 베이니틱 페라이트에 더하여, 인성에 악영향을 미치는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하기 때문에, 베이니틱 페라이트 결정립을 미세하게 하여 인성을 확보할 필요가 있다. 따라서, 마무리 압연 종료 온도를 (Ar₃-50℃) 이상 (Ar₃+100℃) 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는 (Ar₃-20℃) 이상 (Ar₃+50℃) 이하이다.

또한, 상기의 마무리 압연 종료 온도는, 마무리 압연기의 출측에서의 강판 표면의 측정 온도값이다.

마무리 압연 종료 후, 이하의 조건으로 가속 냉각한다. 가속 냉각은, 마무리 압연 종료 후 7s 이내에 개시하는 것이 바람직하고, 마무리 압연 종료 후 3s 이내에 개시하는 것이 보다 바람직하다. 마무리 압연 종료 후, 가속 냉각을 개시할 때까지의 시간이 7s를 초과하면, 결정립이 조대화할, 혹은, 페라이트 변태가 개시하여 폴리고날 페라이트가 생성할 우려가 있다.

냉각 개시 온도에서 650℃까지의 판두께 중앙 위치의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 100℃/s 이하

펄라이트 변태 및 폴리고날 페라이트의 생성을 억제하고, 베이니틱 페라이트의 체적분율을 90% 이상으로 하여, 열연강판의 저온 인성을 확보하기 위해서는, 냉각 개시 온도에서 650℃까지의 판두께 중앙 위치의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하는 것이 필요하다. 단, 이 판두께 중앙 위치에서의 상기 온도역에 있어서의 냉각 속도가 지나치게 커지면, 강판 표면 경도가 상승하여, 라인 파이프용 강판으로서 적합하지 않게 된다. 따라서, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 100℃/s로 할 필요가 있다. 바람직하게는 25℃/s 이상 50℃/s 이하이다.

판두께 중앙 위치에서의 냉각 정지 온도: 420℃ 이상 650℃ 이하

제2상으로서 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 조직 중에 분산시키기 위해서는, 강판 중의 오스테나이트의 변태(오스테나이트→베이니틱 페라이트 변태)를 냉각 과정에서 완전히 완료시키지 않고, 미변태의 오스테나이트를 남길 필요가 있다. 그러기 위해서는, 본 발명의 성분 범위에 있어서는, 가속 냉각을 정지하는 온도를 판두께 중앙 위치에서 420℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 가속 냉각을 정지하는 온도가 650℃를 초과하면, 조대한 폴리고날 페라이트, 펄라이트가 생성되어 소망하는 열연강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는, 판두께 중앙 위치에서 420℃ 이상 650℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 500℃ 이상 590℃ 이하이다.

권취 온도: 400℃ 이상 650℃ 이하

본 발명에 있어서는, 제2상인 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를, 코일 권취 후의 방랭(air cooling) 과정에서 생성한다. 이를 위해서는, 가속 냉각 과정 혹은 냉각 정지 후에 변태한 베이니틱 페라이트로부터 미변태 오스테나이트에의 C의 확산이 필요하다. 베이니틱 페라이트로부터 미변태 오스테나이트에 C가 확산하고, 미변태 오스테나이트에 C가 농축함으로써, 미변태 오스테나이트의 베이나이트에의 변태가 억제되어, 미변태 오스테나이트를 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트(미변태 오스테나이트가 실온까지 유지된 상태)로 할 수 있다. 마르텐사이트가 되는지, 잔류 오스테나이트가 되는지는, C의 농화 정도에 의해, C가 보다 농화하여 Ms점(마르텐사이트 변태 개시 온도)이 실온 미만이 된 부분이 잔류 오스테나이트가 된다.

코일 권취 후의 방랭 과정에 있어서, C를 충분히 확산시켜, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 소망하는 체적분율로 하기 위해서는, 코일 권취 온도를 400℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 코일 권취 온도가 650℃를 초과하면, 조대한 폴리고날 페라이트, 펄라이트가 생성하여, 소망하는 열연강판 조직을 얻을 수 없다. 따라서, 코일 권취 온도는, 400℃ 이상 650℃ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 480℃ 이상 580℃ 이하이다. 또한 상기 권취 온도는, 모두 강판의 판두께 중앙 위치에서의 온도이다.

권취 후의 코일 중량: 20ton 이상

권취 후의 코일 너비: 1000㎜ 이상

본 발명에 있어서는, 미변태인 채로 잔존한 오스테나이트의 일부를, 코일 권취 후의 방랭 과정에서 마르텐사이트 변태시킴으로써, 열연강판 중에 제2상 조직으로서 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 양방을 분산시킬 필요가 있다. 여기에서, 제2상으로서의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 소망하는 체적분율로 분산시키기 위해서는, 코일 권취 후의 냉각 속도가 매우 중요해진다.

잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 소망하는 체적분율로 하기 위해서는, 코일 권취 후의 냉각 속도를 가능한 한 억제함으로써, 베이니틱 페라이트로부터 미변태 오스테나이트에의 C의 확산을 촉진시키는 것이 바람직하다. 그러나, 노냉(furnace cooling) 등에 의해 냉각 속도를 조정하는 경우에는, 압연 설비에 냉각로 등을 새롭게 설치하는 것이 필요해져, 설비 비용면에서 불리해 진다. 그래서, 본 발명에 있어서는, 권취 후의 코일 중량 및 코일 너비를 규정함으로써, 코일 권취 후의 방랭 속도를 억제하는 것으로 한다.

권취 후 코일의 (표면적)/(체적)비를 작게 하고, 권취 후 코일의 방랭 속도를 충분히 느리게 하기 위해서는, 코일 중량을 20ton 이상, 코일 너비를 1000㎜ 이상으로 할 필요가 있다. 권취 후의 코일 중량이 20ton 미만, 혹은 권취 후의 코일 너비가 1000㎜ 미만인 경우에는, 권취 후의 코일의 방랭 속도가 지나치게 빨라지기 때문에, 미변태인 채로 잔존한 오스테나이트가 안정될수록 C가 충분히 농화하지 않고, 제2상으로서 마르텐사이트만이 우선적으로 생성된다. 그 결과, 열연강판 중의 잔류 오스테나이트량이 불충분이 되어, 넓은 가공 왜곡역에서 저항복비 특성을 안정화 시킬 수 없다. 본 발명의 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서는, 권취 후의 코일의 방랭 속도는 70℃／s 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는, 50℃／s 이하이다. 또한 권취 후의 코일의 방랭 속도는, 강판 표면의 400℃에서 390℃까지의 평균의 냉각 속도이다. 권취 후의 코일의 온도의 측정 위치는, 권취 후의 코일에 있어서의, 코일 외주의 폭 중앙 위치로 한다. 코일의 온도는, 느슨한 감김 등에 의해 강판의 사이에 극간이 발생하지 않은 개소를 선택하여, 코일 외주의 폭 중앙에서 강판 표면에 열전대를 부착하여 측정한다. 또한, 코일의 방랭 속도를 400℃에서 390℃까지의 평균의 냉각 속도에 의해 규정하는 것은, 400℃ 부근의 온도역이, 미변태인 채로 잔존한 오스테나이트에, C가 가장 농화하기 쉬운 온도역이기 때문이다.

이상의 이유에 의해, 권취 후의 코일 중량을 20ton 이상으로 하고, 권취 후의 코일 너비를 1000㎜ 이상으로 한다. 또한, 권취 후의 코일 중량을 25ton 이상으로 하고, 권취 후의 코일 너비를 1400㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 권취 후의 코일 중량 및 코일 너비의 상한은 특별히 제한되지 않지만, 압연 설비의 조업 실적을 고려하면 실질적인 상한값은 각각 40ton 정도, 2500㎜ 정도이다.

실시예

표 1에 나타내는 조성의 슬래브(연속 주조 주편, 두께: 215㎜)를 주조 후, 약 400℃ 이하까지 냉각하고, 추가로 표 2에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연을 행하고, 열간 압연 종료 후, 표 2에 나타내는 냉각 조건으로 냉각하고, 표 2에 나타내는 권취 온도에서 소정의 치수의 코일에 권취하여, 표 2에 나타내는 판두께의 열연강판(강대)으로 했다. 또한 상기 냉각(가속 냉각)은, 마무리 압연 종료 후 3s 이내에 개시했다. 또한, 표 2에 나타내는 Ar₃점은, 각 슬래브로부터 열팽창 측정용의 샘플을 채취하여, 950℃로 오스테나이트화한 후, 5℃／분으로 냉각했을 때의 열팽창 곡선에 의해 측정했다.

얻어진 열연강판(강대)을, 케이지 롤 포밍으로 성형하여, 전기 저항 용접을 행하고, 내면측의 비드 연삭을 행한 후, 포스트 어닐러로 용접부에만 열처리를 행하여, 사이징을 행함으로써, 외경 16인치의 전봉 강관으로 했다.

또한, 본 실시예에서는, 열연강판을 이용하여 전봉 강관을 제조하는 방법을 예시했지만, 본 발명에 있어서의 열연강판은 전봉 강관에 한정하지 않고, 스파이럴 강관 등 여러 가지의 조관 방법에도 채용할 수 있다.

얻어진 열연강판 및 전봉 강관으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험 및 샤르피 충격 시험을 실시했다. 조직 관찰 및 각종 시험의 방법은 다음과 같이 했다.

(1) 조직 관찰

얻어진 열연강판의 판두께 중앙 위치, 판두께 방향 1/4 위치, 판두께 방향 3/4 위치, 표면하 1㎜ 위치에 있어서의 미세 조직을, 주사형 전자 현미경(배율: 2000배)을 이용하여 각 판두께 위치에서 3시야 이상 관찰 및 촬상하여, 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 펄라이트의 체적분율을 측정했다. 또한, 얻어진 열연강판의 미세 조직을 관찰한 결과, 본 발명예의 열연강판에 있어서는, 기지 조직으로서 베이니틱 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 이외의 조직은 관찰되지 않았다.

상기에 의해 촬상한 사진을, 화상 해석하여 베이니틱 페라이트와 베이니틱 페라이트 이외의 조직으로 분리하여, 각 관찰 시야에서 차지하는 베이니틱 페라이트의 면적율을 구하여, 각 판두께 위치에 있어서 구해진 면적율의 평균값을 베이니틱 페라이트의 체적분율로 했다. 또한, 동일하게 하여, 관찰 시야에서 차지하는 펄라이트의 면적율을 구하여, 각 판두께 위치에 있어서 구해진 면적율의 평균값을 펄라이트의 체적분율로 했다. 또한, 동일하게 하여, 폴리고날 페라이트의 체적분율도 구했다. 베이니틱 페라이트의 평균 결정 입경은, 화상 해석에 의해, 베이니틱 페라이트로서 인식된 조직을 화상 해석하여, 원 상당 지름으로서 구했다.

잔류 오스테나이트와 마르텐사이트는, 주사형 전자 현미경에서는 콘트라스트에 명료한 차가 나타나지 않는다. 그래서, 우선, 상기와 동일하게 하여 관찰 시야에서 차지하는 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 면적율을 구하여, 각 판두께 위치에 있어서 구해진 면적율의 평균값을 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트의 합계 체적분율로 했다. 이어서, X선 회절에 의해 잔류 오스테나이트의 체적분율을 구하여, 상기 합계 체적분율로부터 잔류 오스테나이트의 체적분율을 뺀 것을 마르텐사이트의 체적분율로 했다.

또한, 잔류 오스테나이트의 체적분율은, 이하의 X선 회절법에 의해 구했다.

판면에 평행하게 X선 회절용 시험편을 채취하여, 연삭 및 화학 연마하여, 연마 후의 시험편 표면을 강판의 판두께 방향 1/4 위치로 했다. 그 후, 시험편을 이용하여 X선 회절법에 의해 α의 (200), (211)면, γ의 (200), (220), (311)면의 회절 강도를 구하여, γ의 체적분율을 산출했다.

(2) 인장 시험

얻어진 열연강판의 판폭 중앙 위치로부터, 압연 방향으로 직교하는 방향(C 방향)이 긴 쪽 방향이 되도록, 평판 형상의 전체 두께 인장 시험편(판두께: 전체 두께, 평행부 길이: 60㎜, 게이지간 거리: 50㎜, 게이지부 폭: 38㎜)을 채취하고, ASTM E8M-04의 규정에 준거하여, 실온에서 인장 시험을 실시하고, 인장 강도 TS, 항복 강도 YS를 측정하여, 항복비 YR(=YS/TS)를 구했다. 또한, 얻어진 전봉 강관의 심 위치를 0도로 한 경우의 90도 위치와 180도 위치로부터, 파이프를 플래트닝한 후, 강관 원주 방향이 긴 쪽 방향이 되도록, 상기와 동(同) 형상의 인장 시험편을 채취했다. 이어서, 상기와 동(同) 조건으로 인장 시험을 실시하여 항복비를 측정하여, 가공 왜곡이 상이한 90도 위치와 180도 위치의 항복비의 차 ΔYR를 구했다. 열연강판의 인장 강도 TS가 650MPa 이상, 항복 강도 YS가 555MPa 이상, 항복비 YR가 90% 이하이며, 전봉 강관 90도 위치와 180도 위치의 항복비의 차 ΔYR가 10% 미만인 경우를, 「강도, 가공 후 특성 안정성 및 저항복비 특성이 우수한 인장 특성」이라고 평가했다.

(3) 샤르피 충격 시험

얻어진 열연강판의 판두께 중앙 위치로부터, 압연 방향으로 직교하는 방향(C 방향)이 긴 쪽 방향이 되도록 V노치 시험편(길이 55㎜×높이 10㎜×폭 10㎜)을 채취하고, JIS Z 2242의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, 연성-취성 파면 전이온도(℃)를 구했다. 또한, 각 열연강판에 대해 시험편을 3개 채취하여, 3개의 시험편에 대해서 얻어진 연성-취성 파면 전이온도의 산술 평균을 각 열연강판의 연성-취성 파면 전이온도(vTrs)로 했다. vTrs가 -80℃ 이하인 경우를 「인성이 양호하다」고 평가했다.

표 3에 나타내는 바와 같이, 발명예인 열연강판은, 인장 특성(항복 강도, 인장 강도, 항복비, 전봉 강관 항복비 차) 및 인성(저온 인성)이 모두 양호했다. 이에 대하여, 비교예의 열연강판은, 인장 특성 및 인성(저온 인성)의 어느 한 쪽, 혹은 쌍방에 있어서, 충분한 특성을 얻을 수 없었다.

Claims

질량%로,
C: 0.030% 이상 0.120% 이하, Si: 0.05% 이상 0.50% 이하,
Mn: 1.00% 이상 2.20% 이하, P: 0.025% 이하,
S: 0.0050% 이하, N: 0.0060% 이하,
Al: 0.005% 이상 0.100% 이하, Nb: 0.020% 이상 0.100% 이하,
Mo: 0.05% 이상 0.50% 이하, Ti: 0.001% 이상 0.100% 이하,
Cr: 0.05% 이상 0.50% 이하, Ca: 0.0005% 이상 0.0050% 이하
를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 베이니틱 페라이트를 주상(main phase)으로 하고, 제2상으로서 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하고, 상기 주상의 체적분율이 90% 이상, 상기 주상의 평균 결정 입경이 10㎛ 이하, 상기 마르텐사이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하, 상기 잔류 오스테나이트의 체적분율이 0.5% 이상 9.5% 이하인 조직을 갖고, 항복비가 90% 이하, 항복 강도가 555MPa 이상, 인장 강도가 650MPa 이상인 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량%로, V: 0.001% 이상 0.100% 이하, Cu: 0.001% 이상 0.50% 이하, Ni: 0.001% 이상 1.00% 이하, B: 0.0040% 이하 중으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 열연강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 조성을 갖는 연속 주조 주편을, 600℃ 이하로 냉각한 후, 1050℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 조압연 및 당해 조압연에 이어 미재결정 온도역에서의 압하율을 20% 이상 85% 이하, 마무리 압연 종료 온도를 (Ar₃-50℃) 이상 (Ar₃+100℃) 이하의 온도역으로 하는 마무리 압연을 시행하고, 당해 마무리 압연 종료 후, 판두께 중앙 위치에서 냉각 개시 온도에서 650℃까지의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상 100℃/s 이하로 하고, 냉각 정지 온도를 420℃ 이상 650℃ 이하로 하는 냉각을 시행하고, 400℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 권취하고, 권취 후의 코일을, 중량이 20ton 이상이며 또한 너비가 1000㎜ 이상인 코일로 하는 열연강판의 제조 방법.