KR101044161B1

KR101044161B1 - 저항복비 고강도 고인성의 열간압연 강판과 용접강관

Info

Publication number: KR101044161B1
Application number: KR1020087003441A
Authority: KR
Inventors: 노부유키 이시카와; 토요히사 신미야; 시게루 엔도; 류지 무라오카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2003-06-12
Filing date: 2004-06-10
Publication date: 2011-06-24
Anticipated expiration: 2024-06-10
Also published as: EP2853615B1; EP1662014A1; EP1662014B1; US20060151074A1; US7520943B2; TW200502410A; CA2527594A1; KR20060018255A; KR20080018285A; EP2853615A1; KR100837895B1; TWI306902B; EP1662014A4; CA2527594C; WO2004111286A1

Abstract

다량의 합금원소 등을 첨가하여 소재 비용을 상승시키는 일 없이, 또한, 용접 열영향부 인성을 열화시키는 일 없이, 고제조 효율이면서도 저비용으로 제조할 수 있는, 저항복비 고강도 고인성 강판, 그 강판을 사용한 저항복비 고강도 고인성 강관 및 그 제조방법을 제공한다. 구체적으로는, 질량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 1.2∼2.5%, A1: 0.08% 이하를 함유하고, 금속조직이 실질적으로 페라이트와 베이나이트와 섬형상 마르텐사이트와의 3상 조직이며, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율이 3∼20% 이며, 또한, 페라이트 상에 복합탄화물을 석출시킨 강판 및 강판이다.

저항복비, 고강도, 고인성, 강판, 용접강관, 용접 열향부, 복합탄화물, 3상 조직

Description

저항복비 고강도 고인성의 열간압연 강판과 용접강관{LOW YIELD RATIO, HIGH STRENGTH, HIGH TOUGHNESS, THICK STEEL PLATE AND WELDED STEEL PIPE}

본 발명은 건축(architecture), 해양구조물(marine structure), 라인 파이프(line pipe), 조선(shipbuilding), 토목(civil engineering), 건설기계(construction machine) 등의 분야에서의 사용에 적합한, 저항복비 고강도 고인성 강판(low yield ratio, high strength and high toughness steel plate)과 주로 원유나 천연가스를 수송하는 라인 파이프(1ine pipe)에 적합한, 코팅처리후의 재질열화(材質劣化)가 작은 대경 용접강관(1arge-diameter welded steel pipe)(UOE강관, 스파이럴 강관(spiral steel pipe)) 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 용접구조용 강재(鋼材)나 주로 원유나 천연가스를 수송하는 라인 파이프에 있어서는 고강도, 고인성에 더하여, 내진성(earthquake-proof)의 관점에서 저항복비화(低降伏比化)도 요구되고 있다. 일반적으로, 강재의 금속조직을, 페라이트(ferrite)와 같은 연질상(軟質相) 중에, 베이나이트(bainite)나 마르텐사이트(martensite) 등의 경질상(硬質相)이 적당하게 분산된 조직으로 함으로써, 강재의 저항복비화가 가능한 것이 알려져 있다.

상기와 같은 연질상 중에 경질상이 적당하게 분산된 조직을 얻는 제조방법으로서, 담금질(quenching)(Q)과 템퍼링(tempering)(T)의 중간에, 페라이트와 오스테나이트(austenite)의 2상 영역(two-phase, (γ+α)temperature range)으로부터의 담금질(Q')을 실시하는 열처리 방법이 알려져 있다(예컨대, 일본 특개소55-97425호 공보 참조). 이 열처리 방법에서는 Q'온도를 적당히 선택함으로써, 저항복비화가 달성가능하지만, 열처리 공정수가 증가하기 때문에, 생산성의 저하, 제조비용의 증가를 초래한다.

제조공정이 증가하는 일이 없는 방법으로서, Ar3 온도 이상에서 압연종료후, 강재의 온도가 페라이트가 생성하는 Ar3 변태점(變態点) 이하로 될 때까지 가속냉각의 시작을 늦추는 방법이 개시되어 있다(예컨대, 일본 특개소55-41927호 공보 참조.)

그러나, 압연종료로부터 가속냉각 시작까지의 온도영역을 방냉(放冷) 정도의 냉각속도로 냉각할 필요가 있기 때문에, 생산성이 극단적으로 저하한다.

또한, 라인 파이프에 사용할 수 있는 UOE강관이나 전봉강관(electric welded tube)과 같은 용접강관은 강판을 냉간에서 관상(管狀)으로 형성하여, 접합부 (abutting surface)를 용접한 후, 통상 방식(防蝕) 등의 관점에서 강관 외면에 폴리에틸렌 코팅(polyethylene coating)이나 분말체 에폭시 코팅(powder epoxy coating)과 같은 코팅처리가 실시되기 때문에, 제관(製管)시의 가공 변형과 코팅처리시의 가열에 의해 변형시효(時效)가 생겨 항복응력(降伏應力)이 상승한다. 그 때문에, 상술한 바와 같은 방법으로 소재의 강판의 저항복비를 달성하여도, 강관에 서의 저항복비화를 달성하는 것은 곤란하다.

내(耐)변형시효 특성이 뛰어난 강재 및 그 제조방법으로서는, 변형시효의 원인인 C와, N의 함유량을 제한하고, 또한 Nb와 Ti를 첨가하여, 이들의 원소와 C와 N을 결합시킴으로써, 변형시효과를 억제하는 방법이 개시되어 있다(예컨대, 일본 특개2002-220634호 공보 참조).

그러나, 일본 특개2002-220634호 공보에 기재한 기술에서는, 그 실시예가 나타나는 바와 같이, 열간압연 마무리 온도가 낮기 때문에, 극단적으로 생산성이 저하하여 제조비용의 상승을 초래한다.

일본 특개소55-97425호 공보와 일본 특개소55-41927호 공보에 개시되어 있는 같은 복잡한 열처리를 행하지 않고 저항복비화를 달성하는 기술로서, Ar3 변태점 이상으로 강재의 압연을 종료하고, 그 후의 가속냉각 속도와 냉각정지온도를 제어함으로써, 침형상 페라이트(acicular ferrite)와 마르텐사이트의 2상 조직으로 하여, 저항복비화를 달성하는 방법이 알려져 있다(예컨대, 일본 특개평1-176027호 공보 참조).

그러나, 일본 특개개평1-176027호 공보에 기재한 기술에서는, 그 실시예가 나타나는 바와 같이, 인장강도로 590N/㎟(60kg/㎟)급의 강재(鋼材)로 하기 위하여 강재의 탄소함유량을 높이든지, 또는 그 밖의 합금원소의 첨가량을 늘린 성분조성으로 할 필요가 있기 때문에, 소재 비용의 상승을 초래할 뿐만 아니라, 용접 열영향부 인성(靭性)의 열화가 문제로 된다.

이와 같이 종래의 기술에서는, 생산성을 저하시키는 일 없이, 또한 소재 비 용을 상승시키는 일 없이, 또한 용접 열영향부 인성을 열화시키는 일 없이, 저항복비 고강도 고인성 강판이나 강관의 생산성을 저하시키는 일 없이, 또한 강관의 제조비용을 상승시키는 일 없이, 코팅처리후도 저항복비인 강관을 제조하는 것은 곤란하다.

또한, 국제공개번호 WOO3/OO6699A1은 본원발명자들이 먼저 개발한 기술로, 복합탄화물이 미세석출한 페라이트 단상(單相)으로 함으로써 뛰어난 내HIC성이나 용접 후의 인성을 갖는 고강도 용접강관에 관한 발명이다. 그러나, 그 조직중에 본원과 같은 섬형상(島狀) 마르텐사이트를 갖지 않고 있으므로, 본원이 목적으로 하는 저항복비의 강판을 얻을 수 없다.

본 발명의 목적은 상기와 같은 종래기술의 과제를 해결하는 것이다. 즉, 본 발명은 다량인 합금원소 등을 첨가하여 소재 비용을 상승시키는 일 없이, 또한, 용접 열영향부 인성을 열화시키는 일 없이, 고제조효율이면서도 저비용으로 제조할 수 있는, 저항복비 고강도 고인성 강판 및 저항복비 고강도 고인성 강관 및 그 제조방법을 제공하는 데에 있다.

상기와 같은 과제를 해결하기 위한 본 발명의 특징은 아래와 같다.

(1)질량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 1.5∼2.5%, A1: 0.08% 이하를 함유하고, 금속조직이 페라이트와 베이나이트와 섬형상(島狀) 마르텐사이트와의 3상 조직이고, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율이 5% 초과, 20% 이하이며, 또한, 페라이트상(相)에 복합탄화물을 석출시키기 위하여 이하의 (1)∼(3)의 어느 것인가의 화학성분 조건을 갖고,

(1)Mo: 0.05∼0.4%, Ti: 0.0O5∼0.04%를 더 함유하고, 나머지가 Fe로 이루어지고, 원자%로의 C양과 Mo, Ti의 합계량의 비(比)인 C/(Mo+Ti)가 1.2∼3인 조건

(2)Mo: 0.05∼0.4% 및 Ti: 0.005∼0.04%를 더 함유함과 아울러, Nb: 0.005∼0.07% 및 V: 0.005∼0.1% 중 적어도 하나를 더 함유하고, 나머지가 Fe로 이루어지며, 원자%로의 C양과 Mo, Ti, Nb, V의 합계량의 비인 C/(Mo+Ti+Nb+V)가 1.2∼3인 조건

(3)Ti: 0.005∼0.04%, Nb : 0.005∼0.07%, V: 0.005∼0.1% 중에서 선택되는 적어도 2종 이상을 더 함유하고, 나머지가 Fe로 이루어지며, 원자%로의 C양과 Ti, Nb, V의 합계량의 비인 C/(Ti+Nb+V)가 1.2∼3인 조건

상기 페라이트 상(相) 중에 아래의 어느 것인가의 복합탄화물이 석출하고 있는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(a)Ti와 Mo를 포함하는 입경 10nm 미만의 복합탄화물

(b)Ti와 Mo와, Nb 및 V 중 적어도 하나를 포함하는 입경 10nm 미만의 복합탄화물

(c)Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상의 원소를 함유하는 입경 10nm 미만의 복합탄화물.

(2) 상기 (1)에 있어서, 질량%로, N: 0.007% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(3)상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량%로, Nb: 0.005∼0.07% 및 V: 0.005∼0.1% 중 적어도 하나를 더 함유하고, 원자%로의 C양과 Mo, Ti , Nb, V의 합계량의 비인 C/(Mo+Ti+Nb+V)가 1.2∼3인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량%로, Ti: 0.005∼0.02% 미만인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(5) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량%로, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하, B: 0.0O5% 이하, Ca: 0.0005∼0.003% 중에서 선택되는 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(6) 상기 (1) 또는 (2)에 있어서, 질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(7) 상기 (3)에 있어서, 질량%로, Ti: 0.005∼0.02% 미만인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(8) 상기 (3)에 있어서, 질량%로, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하, B: 0.0O5% 이하, Ca: 0.0005∼0.003% 중에서 선택되는 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(9) 상기 (4)에 있어서, 질량%로, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하, B: 0.0O5% 이하, Ca: 0.0005∼0.003% 중에서 선택되는 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(10) 상기 (3)에 있어서, 질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(11) 상기 (4)에 있어서, 질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(12) 상기 (5)에 있어서, 질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판이다.

(13) 상기 (1) 또는 (2)에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관이다.

(14) 상기 (3)에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관이다.

(15) 상기 (4)에에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관이다.

(16) 상기 (5)에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관이다.

(17) 상기 (6)에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관이다.

본 발명에 의하면, 가속냉각시의 베이나이트 변태에 의한 강화에 더하여, 재가열시의 미변태 오스테나이트로부터의 페라이트 변태시에 석출하는 미세 석출물에 의한 석출 강화를 얻을 수 있기 때문에, 합금원소가 적은 저성분계(低成分系)의 강(鋼)에 있어서도 고강도화가 가능하게 된다. 또한, 미세 석출물의 석출에 의해, 변형시효(strain ageing)의 원인으로 되는 고용(固溶) C나 N이 감소하기 때문에, 강관 형성, 코팅처리후의 변형시효에 의한 항복응력 상승을 억제하는 것이 가능하다. 그리고, Mo, Ti를 함유하는 강을 이용함으로써, 극히 미세한 Mo와, Ti와의 복합탄화물(complex carbide)의 분산 석출을 얻을 수 있고, 또한, Nb나 V를 복합첨가하는 경우라도, Ti, Mo와 Nb 및/또는 V를 포함하는 복합탄화물을 분산 석출시킴으로써 페라이트의 고강도화를 달성할 수 있다. 또는 Ti, Nb, V를 2종 이상 함유하는 강을 이용함으로써, 극히 미세한 Ti, Nb, V를 함유하는 복합탄화물을 분산 석출시킴으로써 페라이트의 고강도화를 달성할 수 있다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위하여, 강판(또는 강관 원판)의 제조방법, 특히 제어압연 후의 가속냉각과 그 후의 재가열이라는 제조 프로세스에 대하여 예의 검토한 결과, 이하의 (a)∼(c)의 식견을 얻었다.

(a)가속냉각과정에서 베이나이트 변태 도중, 즉 미변태 오스테나이트가 존재 하는 온도영역에서 냉각을 정지하고, 그 후 베이나이트 변태종료온도(Bf점) 이상으로부터 재가열을 행함으로써, 강판의 금속조직을, 페라이트, 베이나이트의 혼합상(混合相) 중에 경질상인 섬형상 마르텐사이트(이하 MA라고 기재함)가 균일하게 생성한 3상 조직으로 되어, 저항복비화가 가능하다. 또한, 이 MA는 강관의 코팅 시의 가열 후도 안정적이다. 한편, 여기에서 MA는 3% 나이탈 용액(nitra1: 초산알콜 용액)으로 에칭한 후, 전해에칭(electrolytic etching)을 하여 얻어진, 도 1, 3, 6 및 8에 나타낸 바와 같은 마이크로 조직으로 관찰되는, 하얗게 도두라진 부분이다.

(b)본 프로세스를 이용함으로써, 가속냉각시의 베이나이트 변태에 의한 강화에 더하여, 재가열시의 미변태 오스테나이트로부터의 페라이트 변태시에 석출하는 미세 석출물에 의한 석출 강화를 얻을 수 있기 때문에, 합금원소가 적은 저성분계(低成分系)의 강(鋼)에 있어서도 고강도화가 가능하게 된다. 또한, 미세 석출물의 석출에 의해, 변형시효(strain ageing)의 원인으로 되는 고용(固溶) C나 N이 감소하기 때문에, 강관 형성, 코팅처리후의 변형시효에 의한 항복응력 상승을 억제하는 것이 가능하다.

그리고, Mo, Ti를 함유하는 강을 이용함으로써, 극히 미세한 Mo와, Ti와의 복합탄화물(complex carbide)의 분산 석출을 얻을 수 있고, 또한, Nb나 V를 복합첨가하는 경우라도, Ti, Mo와 Nb 및/또는 V를 포함하는 복합탄화물을 분산 석출시킴으로써 페라이트의 고강도화를 달성할 수 있다. 또는 Ti, Nb, V를 2종 이상 함유하는 강을 이용함으로써, 극히 미세한 Ti, Nb, V를 함유하는 복합탄화물을 분산 석출시킴으로써 페라이트의 고강도화를 달성할 수 있다.

(c)상기(a), (b)의 효과는 Mn 등의 담금질성 향상 원소를 첨가하여 MA의 생성을 촉진함과 아울러, Mo, Ti 등의 탄화물 형성 원소를 첨가한 강을 이용함으로써 얻을 수 있다. 또는 Ti, Nb, V 등의 탄화물 형성 원소를 첨가한 강을 이용함으로써 얻을 수 있다.

본 발명은 상기 지견에 의해 얻어진 것으로, 압연 후의 가속냉각에 의해 생성한 베이나이트 상과, 그 후의 재가열에 의해 생기는 Ti, Mo를 기본으로서 함유하는 석출물 또는 Ti, Nb, V를 2종 이상 함유하는 복합탄화물이 분산 석출한 페라이트 상과, 경질상인 MA가 균일하게 생성한 3상 조직을 갖는 저항복비 고강도 고인성 강판 및 저항복비 고강도 고인성 강관에 관한 것이다. 또한, 내변형시효 특성이 뛰어난 저항복비 고강도 고인성 강관에 관한 것이다.

이하, 본 발명의 고강도 강판 및 고강도 강관용의 강판에 대하여 상세하게 설명한다. 먼저, 본 발명의 고강도 강판 및 고강도 강관용의 강판의 조직에 대하여 설명한다.

본 발명에서는 페라이트와 베이나이트의 혼합상 중에 경질상인 MA가 균일하게 생성된 조직으로 함으로써, 저항복비화를 달성하고 있다. 또한 페라이트 중에 미세 탄화물을 석출시켜 변형시효의 원인으로 되는 고용 C, N을 감소시킴으로써, 코팅처리후의 강관에 있어서 저항복비를 달성하고 있다.

본 발명에서의 MA 생성의 메커니즘은 아래와 같다. 슬래브를 가열한 후, 오스테나이트 영역에서 압연을 종료하고, 그 후 Ar3 변태온도 이상으로 가속냉각을 시작한다. 가속냉각을 베이나이트 변태 도중, 즉 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도영역에서 종료하고, 그 후 베이나이트 변태종료온도(Bf점) 이상으로 재가열을 행하고, 그 후 냉각하는 제조 프로세스이다. 그 조직의 변화는 다음과 같다. 가속냉각 종료시의 마이크로 조직은 베이나이트와 미변태 오스테나이트이며, Bf점 이상으로 재가열을 행함으로써 미변태 오스테나이트로부터의 페라이트 변태가 생기지만, 페라이트는 C 고용량이 적기 때문에 C가 미변태 오스테나이트로 배출된다. 그 때문에, 재가열시의 페라이트 변태의 진행에 수반하여, 미변태 오스테나이트 중의 C양이 증가한다. 이때, 담금질성을 높이고, 오스테나이트 안정화 원소인, Mn, Cu, Ni 등이 일정 이상 함유되어 있으면, 재가열 종료시라도 C가 농축한 미변태 오스테나이트가 잔존하고, 재가열후의 냉각으로 MA로 변태하여, 최종적으로 베이나이트, 페라이트, MA의 3상 조직으로 된다. 본 발명에서는 가속냉각후, 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도영역에서 재가열을 행하는 것이 중요하며, 재가열 시작온도가 Bf점 이하로 되면, 베이나이트 변태가 완료되어 미변태 오스테나이트가 존재하지 않게 되기 때문에, 재가열 시작은 Bf점 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 재가열 후의 냉각에서는 MA의 변태나 후술하는 미세 탄화물의 조대화(粗大化)에 영향을 주지 않기 때문에 특별히 규정하지 않지만, 기본적으로 공냉(空冷)으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 베이나이트 변태 도중에 가속냉각을 정지하고, 그 후 연속적으로 재가열을 행함으로써, 제조효율을 저하시키는 일 없이 경질상인 MA를 생성시킬 수 있고, MA를 포함한 복합조직인 3상 조직으로 함으로써 저항복비를 달성할 수 있다. 3상 조직중의 MA의 비율은 MA의 면적분율(압연방향이나 판폭(板幅)방향 등의 강판의 임의의 단면에서의 MA의 면적비율)로, 3∼20%로 한다. 도 11은 MA 면적분율과 항복비 및 모재 흡수에너지와의 관계를 나타낸다. 도 11에 도시하는 바와 같이 MA의 면적분율이 3% 미만에서는 저항복비화(항복비 85% 이하)를 달성하는 데는 불충분하고, 또한 20%를 초과하면 모재 인성을 열화(200J 미만)시키는 경우가 있다. 또한, 도 11에 도시하는 바와 같이 그 이상의 저항복비화(항복비 80% 이하) 및 모재 인성의 확보의 관점에서, MA의 면적분율은 5∼15%가 바람직하다. 한편, MA의 면적분율은 SEM관찰에 의해 얻어진 마이크로 조직을 화상처리함으로써 MA의 점유 면적율을 구하였다. 또한, MA의 평균입경은 10㎛ 이하이다. 한편, MA의 평균입경은 SEM관찰에 의해 얻어진 마이크로 조직을 화상처리하여, 각각의 MA와 같은 면적의 원의 직경을 각각의 MA에 대하여 구하고, 그것을 평균하여 구하였다.

또한, 강관형성후나, 코팅처리후의 변형시효에 의한 항복응력 상승을 억제하면서도 고강도화를 달성하기 위하여, 가속냉각후의 재가열시에 페라이트, 베이나이트 중에 석출하는 미세 복합탄화물의 석출물을 활용한다.

또한, 고강도화를 달성하기 위하여, 가속냉각시의 베이나이트 변태에 의한 변태강화와, 가속냉각후에 재가열하여 페라이트중에 석출하는 미세 복합탄화물의 석출에 의한 석출 강화를 복합하여 활용함으로써, 합금원소를 다량으로 첨가하는 일 없이 고강도화를 달성한다. 페라이트는 연성(延性)이 풍부하고, 일반적으로는 연질이지만, 본 발명에서는 이하에 설명하는 미세한 복합탄화물의 석출에 의해 고강도화한다. 합금원소를 다량으로 첨가하지 않는 경우에는, 가속냉각으로 얻어지는 베이나이트 단상 조직만으로는 강도부족이지만, 석출 강화된 페라이트에 의해 충분한 강도를 갖는 것으로 된다. 석출 강화를 활용한 강판에서는 일반적으로 고항복비로 되지만, 본 발명에서는 페라이트나 베이나이트와 같은 상과 이들의 상보다 경도가 높고 그 경도차이가 큰 MA를 균일하게 생성시킴으로써, 저항복화를 실현하고 있다. 또한, 변형시효의 원인인 고용 C, N이 미세 복합탄화물의 석출물으로서 고정되기 때문에, 강관형성, 코팅시의 가열후의 변형시효과를 억제하는 것이 가능하다.

금속조직이 실질적으로 페라이트와 베이나이트와 섬형상 마르텐사이트와의 3상 조직으로 이루어지는 것은, 본 발명의 작용 효과를 방해하지 않는 한, 페라이트, 베이나이트 및 MA 이외의 조직을 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

페라이트와 베이나이트와 MA와의 3상 조직에, 펄라이트(pearlite) 등의 다른 금속조직이 1종 또는 2종 이상 혼재하는 경우는 강도가 저하하기 때문에, 페라이트, 베이나이트 및 MA 이외의 조직의 면적분율은 적을수록 좋다. 그러나, 페라이트, 베이나이트 및 MA 이외의 조직의 면적분율이 낮은 경우는 영향을 무시할 수 있기 때문에, 전체 면적분율로 3% 이하의 다른 금속조직을, 즉 펄라이트나 시멘타이트(cementite) 등을 1종 또는 2종 이상 함유하여도 좋다. 또한, 강도확보의 관점에서 페라이트의 면적분율을 5% 이상으로, 모재의 인성 확보의 관점에서 베이나이트의 면적분율을 10% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 상기 페라이트 내에 석출하는 미세한 복합탄화물의 석출물에 대하여 설명한다.

본 발명의 강판에서는 페라이트중의 Mo와 Ti를 기본으로서 함유하는 복합탄화물에 의한 석출 강화를 이용하고 있다. 또는 페라이트중의 Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상을 함유하는 복합탄화물에 의한 석출 강화를 이용하고 있다. 또한, 미세 복합탄화물에 의한 석출 강화에 의해 강관형성이나, 코팅 등의 가열후의 내변형시효 특성 향상에 활용하고 있다. Mo 및 Ti는 강 중에서 탄화물을 형성하는 원소이며, MoC, TiC의 석출에 의해 강을 강화하는 것은 종래부터 행하여지고 있다. 본 발명에서는 Mo와 Ti를 복합첨가하여, Mo와 Ti를 기본으로서 함유하는 복합탄화물을 강 중에 미세하게 분산 석출시킴으로써, MoC 또는 TiC의 석출 강화의 경우에 비하여, 더욱 큰 강도향상 효과를 얻을 수 있는 것이 특징이다. 이 종래에 없는 큰 강도향상 효과는 Mo와 Ti를 기본으로서 함유하는 복합탄화물이 안정적이면서도 성장속도가 느리므로, 평균입경이 10nm 미만의 극히 미세한 복합탄화물의 석출물을 얻을 수 있는 것에 의한 것이다. 이 복합탄화물의 미세 석출물의 개수율(個數率)은 TiN을 제외한 전(全) 석출물의 95% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 이 미세한 복합탄화물의 석출물의 평균입경은 투과형 전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진을 화상처리하고, 각각의 석출물과 같은 면적의 원의 직경을 각각의 복합탄화물에 대하여 구하고, 그들을 평균하여 구하였다.

Mo와 Ti를 기본으로서 함유하는 복합탄화물은 Mo, Ti, C만으로 구성되는 경우는 Mo와 Ti의 합계와 C가 원자비로 1:1의 부근에서 화합하고 있는 것이어서, 고강도화에 매우 효과가 있다. 본 발명에서는 Nb 및/또는 V를 더 복합첨가함으로써, 석출물이 Mo, Ti와 Nb 및/또는 V를 포함한 복합탄화물로 되고, 마찬가지의 석출 강 화를 얻을 수 있다는 것을 찾아냈다.

또한, 본 발명에서는 상술한 Mo와 Ti를 기본으로서 함유하는 복합탄화물에 대신하여, Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상을 복합첨가하여, Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상을 함유하는 복합탄화물을 강 중에 미세 석출시킴으로써, 각각의 탄화물에 의한 석출 강화의 경우에 비교하여, 더욱 큰 강도향상 효과를 얻을 수 있는 것이 특징이다. 이 종래에 없는 큰 강도향상 효과는 이 복합탄화물이 안정적이면서도 성장속도가 느리므로, 입경이 10nm 미만의 극히 미세한 복합탄화물의 석출물을 얻을 수 있는 것에 의한 것이다.

본 발명에 있어서 강판 내에 분산 석출하는 복합탄화물의 석출물인, Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상을 함유하는 복합탄화물은 Ti, Nb, V의 합계와 C가 원자비로 1:1의 부근에서 화합하고 있는 것이어서, 고강도화에 매우 효과가 있다. 또한, 이 미세 탄화물은 주로 페라이트 상 중에 석출하지만, 화학성분, 제조조건에 따라 베이나이트 상으로부터도 석출하는 경우가 있다.

본 발명의 강판은 이상과 같이 베이나이트와, MA와 복합탄화물의 석출물이 미세 석출한 페라이트와의 3상으로 이루어지는 복합조직을 갖지만, 이러한 조직은 이하와 같은 조성의 강을 이용하고, 이하와 같은 방법으로 제조함으로써 얻을 수 있다.

먼저, 본 발명의 고강도 강판(또는 고강도 강관)의 화학성분에 대하여 설명한다. 이하의 설명에 있어서 %로 나타내는 단위는 모두 질량%이다.

·C: 0.03∼0.1%：

C는 탄화물로서 석출 강화에 기여하고, 또한 MA생성에 중요한 원소이지만, 0.03% 미만에서는 MA의 생성에 불충분하며, 또한 충분한 강도를 확보할 수 없다. 0.1%를 초과하는 첨가는 HAZ 인성을 열화시키기 때문에, C 함유량을 0.03∼0.1%로 규정한다. 더 바람직하게는 0.03∼0.08%이다.

·Si: 0.01∼0.5%:

Si는 탈산을 위해 첨가하지만, 0.01% 미만에서는 탈산효과가 충분하지 않고, 0.5%를 초과하면, 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, Si함유량을 0.01∼0.5% 로 규정한다. 더 바람직하게는 0.01∼0.3% 이다.

·Mn: 1.2∼2.5%：

Mn은 강도, 인성향상, 또한 담금질성을 향상시켜 MA 생성을 촉진하기 위하여 첨가한다. 도 12는 Mn 함유량과 MA 면적분율 및 항복비와의 관계를 나타낸 것이다. 도 12에 도시하는 바와 같이, Mn 함유량이 1.2% 미만에서는 MA의 면적분율이 3% 미만으로 되어, 항복비가 85%를 초과하여 그 첨가의 효과가 충분하지 않고, Mn 함유량이 2.5%를 초과하면 인성 및 용접성이 열화하기 때문에, Mn 함유량을 1.2∼2.5%로 규정한다. Mn 함유량이 성분이나 제조조건의 변동에 따르지 않고, 안정하게 MA를 생성하여, 더 이상의 저항복비화 (항복비 80% 이하)를 달성하기 위해서는 Mn 함유량이 1.5% 이상의 첨가가 바람직하다. 더 바람직하게는 1.8% 초과가 바람직하다.

·Al: 0.08% 이하:

A1은 탈산제로서 첨가되지만, 0.08%를 초과하면 강의 청정도가 저하하고, 인 성이 열화하기 때문에, A1함유량은 0.08% 이하로 규정한다. 바람직하게는 0.01∼0.08%로 한다.

·Mo: 0.05∼0.4%：

Mo는 본 발명에 있어서 중요한 원소이며, 0.05% 이상 함유시킴으로써, 열간압연후 냉각시의 펄라이트 변태를 억제하면서, Ti와의 미세한 복합탄화물의 석출물을 형성하고, 강도 상승에 크게 기여한다. 그러나, Mo는 미세 탄화물을 형성하는 원소 중 하나이며 C를 소비하기 때문에, 0.4%를 초과하면 MA 생성에 필요한 잉여(剩餘) C가 부족하게 되므로, Mo 함유량을 0.05∼0.4%로 규정한다. 또한, 용접 열영향부 인성의 관점에서 Mo 함유량을 0.1∼0.3%로 하는 것이 바람직하다.

·Ti: 0.005∼0.04%:

Ti는 Mo와 같이 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 0.005% 이상 첨가함으로써, Mo와 복합탄화물의 석출물을 형성하고, 강도 상승에 크게 기여한다. 그러나, 0.04%를 초과하는 첨가는 용접 열영향부 인성의 열화를 초래하기 때문에, Ti 함유량은 0.005∼0.04%로 규정한다. 또한, Ti 함유량을 0.02% 미만으로 하면, 더욱 뛰어난 인성을 나타낸다. 이 때문에, Nb 및/또는 V를 첨가하여 강도를 확보할 수 있는 경우는 Ti 함유량을 O.005% 이상, 0.02% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 강판은 상기 성분의 강을 이용함으로써, Ti와 Mo를 함유하는 복합탄화물의 미세 석출물을 얻을 수 있지만, 석출 강화를 최대한으로 이용하고 또한 MA를 생성시키기 위해서는 탄화물을 형성하는 원소의 함유량의 비율을 아래와같이 제한하는 것이 필요하다. 즉,

·원자%로의 C양과 Mo, Ti의 합계량과의 비 C/(Mo+Ti) = 1.2∼3.0:

본 발명에 의한 고강도화는 Ti, Mo를 포함하는 석출물에 의한 것이다. 이 복합탄화물에 의한 석출 강화를 유효하게 이용하기 위해서는 C양과 탄화물형성 원소인 Mo, Ti양의 관계가 중요하며, 이들의 원소를 적정한 밸런스의 것으로 첨가함으로써, 열적으로 안정하면서도 매우 미세한 복합탄화물의 석출물을 얻을 수 있다. 또한, 저항복비화를 달성하기 위해서는 복합탄화물로 소비되는 C보다 과잉으로 C를 첨가할 필요가 있다. 이때 원자%로의 C양과 Mo, Ti의 합계량과의 비인, C/(Mo+Ti)의 값이 1.2 미만인 경우, C가 모두 미세 복합탄화물의 석출물에 소비되어, MA가 생성되지 않기 때문에 저항복비화를 달성할 수 없다. 또한, 원자%로의 C양과 Mo, Ti의 합계량과의 비인 C/(Mo+Ti)의 값이 3.0를 초과하는 경우는 C가 과잉으로 되고, 용접 열영향부에 섬형상 마르텐사이트 등의 경화조직이 형성되어 용접 열영향부 인성의 열화를 초래하기 때문에, C/(Mo+Ti)의 값을 1.2∼3.0으로 한다. 한편, 질량%의 함유량을 사용하는 경우에는 각 원소기호를 질량%로의 각 원소의 함유량으로서 (C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9)의 값을 1.2∼3.O으로 한다. 더 적합하게는 1.4∼3.0이다.

·N: 0.007% 이하:

N은 불가피적 불순물로서 취급하지만, 0.007%를 초과하면, 용접 열영향부 인성이 열화하기 때문에, 바람직하게는 0.007% 이하로 한다.

또한,

·Ti/N을 2∼8:

Ti양과 N양의 비인 Ti/N을 최적화함으로써, TiN 입자에 의해 용접 열영향부의 오스테나이트 조대화를 억제할 수 있고, 양호한 용접 열영향부 인성을 얻을 수 있기 때문에, 바람직하게는 Ti/N을 2∼8, 더 바람직하게는 2∼5로 한다.

Nb 및/또는 V는 Ti 및 Mo와 함께 미세 복합탄화물을 형성하므로, 본 발명의 강판은 Nb 및/또는 V를 함유하여도 좋다.

·Nb: 0.005∼0.07%：

Nb는 조직의 미세 입자화에 의해 인성을 향상시키지만, Ti 및 Mo와 함께 복합탄화물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. 그러나, 0.0O5% 미만에서는 효과가 없고, 0.07%를 초과하면 용접 열영향부의 인성이 열화하기 때문에, Nb 함유량은 0.OO5∼0.07%로 규정한다.

·V: 0.005∼0.1%：

V도 Nb와 같이 Ti 및 Mo와 함께 복합탄화물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 그러나, 0.005% 미만에서는 효과가 없고, 0.1%를 초과하면 용접 열영향부의 인성이 열화하기 때문에, V 함유량은 0.005∼0.1%로 규정한다.

·Nb 및/또는 V를 함유하는 경우에는,

·원자%로의 C양과 Mo, Ti, Nb, V의 합계량의 비 C/(Mo+Ti+Nb+V) = 1.2∼3.0 :

본 발명에 의한 고강도화는 Ti, Mo를 포함하는 복합탄화물의 석출물에 따르지만, Nb 및/또는 V를 함유하는 경우는 그들을 포함한 복합 석출물(주로 탄화물)로 된다. 이때 각 원소의 원자%의 함유량으로 표시되는, C/(Mo+Ti+Nb+V)의 값이 1.2 미만인 경우, C가 모두 미세 복합탄화물의 석출물에 소비되어, MA가 생성되지 않기 때문에 저항복비화를 달성할 수 없다. 또한, 3.0을 초과하는 경우는 C가 과잉으로 되고, 용접 열영향부에 섬형상 마르텐사이트 등의 경화조직이 형성되어 용접 열영향부 인성의 열화를 초래하기 때문에, C/(Mo+Ti+Nb+V)의 값을 1.2∼3.0으로 한다. 한편, 질량%의 함유량을 사용하는 경우에는 각 원소기호를 질량%로의 각 원소의 함유량으로 하여 (C/12.01)/(Mo/95.9+Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)의 값을 1.2∼3.0으로 한다. 더 적합하게는 1.4∼3.0이다.

또한, 본 발명의 강판은 상술한 Mo와 Ti를 기본으로서 함유하는 미세 복합탄화물에 대신하여, 다른 미세 복합탄화물을 형성하는 방법으로서, Mo를 불가피적 불순물 레벨로 하고 Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상을 함유한다.

·Ti: 0.005∼0.04%：

Ti는 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. 0.005% 이상 첨가함으로써, Nb 및/또는 V와 함께 미세한 복합탄화물을 형성하여, 강도 상승에 크게 기여한다. 그러나, 0.04%를 초과하는 첨가는 용접 열영향부 인성의 열화를 초래하기 때문에, Ti 함유량은 0.005∼0.04%로 규정한다. 또한, Ti 함유량이 0.02% 미만이면, 더욱 뛰어난 인성을 나타내기 때문에, Ti 함유량을 0.005∼0.02% 미만으로 하는 것이 바람직하다.

·Nb: 0.005∼0.07%:

Nb는 조직의 미세 입자화에 의해 인성을 향상시키지만, Ti 및/또는 V와 함께 복합탄화물의 석출물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 그러나, 0.005% 미만에 서는 효과가 없고, 0.07%를 초과하면 용접 열영향부의 인성이 열화하기 때문에, Nb함유량은 0.005∼0.07%로 규정한다.

·V: 0.005∼0.1%：

V도 Ti, Nb처럼 Ti 및/또는 Nb와 함께 복합탄화물의 석출물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 그러나, 0.005% 미만에서는 효과가 없고, 0.1%를 초과하면 용접 열영향부의 인성이 열화하기 때문에, V함유량은 0.005∼0.1%로 규정한다.

·원자%로의 C양과 Ti, Nb, V의 합계량의 비 C/(Ti+Nb+V) = 1.2∼3.0 :

본 발명에 의한 고강도화는 Ti, Nb, V의 어느 것이든지 2종 이상을 함유하는 미세 탄화물의 석출에 의한 것이다. 이때 각 원소의 원자%의 함유량으로 표시되는, C/(Ti+Nb+V)의 값이 1.2 미만인 경우, C가 모두 미세 복합탄화물의 석출물에 소비되어, MA가 생성되지 않기 때문에 저항복비화를 달성할 수 없다. 또한, 3.0을 초과하는 경우는 C가 과잉으로 되고, 용접 열영향부에 섬형상 마르텐사이트 등의 경화조직이 형성되어 용접 열영향부 인성의 열화를 초래하기 때문에, C/(Ti+Nb+V)의 값을 1.2∼3.0으로 한다. 한편, 질량%의 함유량을 사용하는 경우에는 각 원소기호를 질량%로의 각 원소의 함유량으로서 (C/12.01)/(Ti/47.9+Nb/92.91+V/50.94)의 값을 1.2∼3.0으로 한다. 더 적합하게는 1.4∼3.O이다.

본 발명에서는 강판의 강도 인성을 더 개선하고, 또한 담금질성을 향상시켜 MA의 생성을 촉진하는 목적으로, 이하에 나타내는 Cu, Ni, Cr, B, Ca의 1종 또는 2종 이상을 함유하여도 좋다.

·Cu: 0.5% 이하:

Cu는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 많이 첨가하면 용접성이 열화하기 때문에, 첨가하는 경우는 0.5%를 상한으로 한다.

·Ni: 0.5% 이하:

Ni는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 많이 첨가하면 비용적으로 불리하고, 또한, 용접 열영향부 인성이 열화하기 때문에, 첨가하는 경우는 0.5%를 상한으로 한다.

·Cr: 0.5% 이하:

Cr은 Mn처럼 저(低)C에서도 충분한 강도를 얻기 위하여 유효한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 많이 첨가하면 용접성을 열화하기 때문에, 첨가하는 경우는 0.5%를 상한으로 한다.

·B: 0.005% 이하:

B는 강도 상승, HAZ 인성 개선에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, O.005%를 초과하여 첨가하면 용접성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우는 0.0O5% 이하로 한다.

·Ca: 0.0005∼0.003%：

Ca는 황화물계 개재물(介在物)의 형태를 제어하여 인성을 개선한다. 0.0005% 이상에서 그 효과가 나타나고, 0.003%를 초과하면 효과가 포화하고, 반대로 청정도를 저하시켜서 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우에는 0.0005∼ 0.003%로 한다.

상기 이외의 나머지는 실질적으로 Fe로 이루어진다. 나머지가 실질적으로 Fe로 이루어진다는 것은, 본 발명의 작용 효과를 방해하지 않는 한, 불가피 불순물을 비롯하여, 다른 미량원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함될 수 있다는 것을 의미한다. 예컨대, Mg, REM을 각각, 0.02% 이하 첨가하여도 좋다.

다음에, 본 발명의 고강도 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 강판은 상기 성분조성을 갖는 강을 이용하여, 가열온도: 1000∼1300℃, 압연종료온도: Ar3 온도 이상으로 열간압연을 행하고, 그 후 5℃／s 이상의 냉각속도로 450∼600℃까지 가속냉각을 행하고, 그 후 즉시 0.5℃／s이상의 온도상승속도로 550∼750℃의 온도까지 재가열을 행함으로써, 금속조직을 페라이트와 베이나이트와 MA의 3상 조직으로 하여 Mo와 Ti를 주체로 하는 미세한 복합탄화물 또는 Ti, Nb, V의 어느 것이든지 2종 이상을 함유하는 미세한 복합탄화물을 페라이트 상 중에 분산 석출할 수 있다. 여기에서, 가열온도, 압연종료온도, 냉각종료온도 및, 재가열온도 등의 온도는 슬래브(slav) 또는 강판의 평균 온도로 한다. 평균 온도는 슬래브 또는 강판의 표면온도보다, 판두께, 열전도율 등의 파라미터(parameter)를 고려하여, 계산에 의해 구한 것이다. 또한, 냉각속도는 열간압연종료후, 냉각종료온도 450∼600℃까지 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 냉각속도이다. 또한, 온도상승속도는 냉각후, 재가열온도 550∼750℃의 온도까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 온도상승속도이다.

이하, 각 제조조건에 대하여 상세하게 설명한다.

·가열온도: 1000∼1300℃:

·가열온도가 1000℃ 미만에서는 탄화물의 고용이 불충분하여 필요한 강도 및 항복비를 얻을 수 없고, 1300℃을 초과하면 모재 인성이 열화하기 때문에, 1000∼1300℃로 한다.

·압연종료온도: Ar3 온도 이상:

압연종료온도가 Ar3 온도 미만이면, 그 후의 페라이트 변태속도가 저하하기 때문에, 재가열에 의한 페라이트 변태시에 충분한 미세 석출물의 분산 석출을 얻을 수 없어, 강도가 저하한다. 또한, 재가열시의 미변태 오스테나이트로부터의 C의 농축이 불충분하게 되어 MA가 생성되지 않기 때문에, 압연종료온도를 Ar3 온도 이상으로 한다.

·압연종료후, 즉시 5℃／s이상의 냉각속도로 냉각:

냉각속도가 5℃／s미만에서는 냉각시에 펄라이트를 생성하기 때문에 MA가 생성되지 않고, 또한 베이나이트에 의한 강화를 얻을 수 없기 때문에 충분한 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 압연종료후의 냉각속도를 5℃／s 이상으로 규정한다. 또한, 냉각시작온도가 Ar3 온도 이하로 되어 페라이트가 생성하면, 재가열시에 미세 석출물의 분산 석출을 얻을 수 없어 강도부족을 초래하고, 또한 MA의 생성도 일어나지 않기 때문에, 냉각시작온도를 Ar3 온도 이상으로 한다. 이때의 냉각방법에 대하여는 제조 프로세스에 따라 임의의 냉각설비를 이용하는 것이 가능하다. 본 발명에서는 가속냉각에 의해 베이나이트 변태영역까지 과냉함으로써, 그 후의 재가 열시에 온도를 유지하는 일 없이 페라이트 변태를 완료시키는 것이 가능하다.

·냉각정지온도: 450∼650℃:

이 프로세스는 본 발명에 있어서, 중요한 제조조건이다. 본 발명에서는 재가열후에 존재하는 C의 농축한 미변태 오스테나이트가 그 후의 공냉시에 MA로 변태 한다. 즉, 베이나이트 변태 도중의 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도영역에서 냉각을 정지할 필요가 있다. 도 13은 냉각정지온도와 MA 면적분율 및 항복비와의 관계를 나타낸 것이다. 도 13에 도시하는 바와 같이 냉각정지온도가 450℃ 미만에서는 베이나이트 변태가 완료하기 때문에 공냉시에 MA의 면적분율이 3% 미만으로 되어, 저항복비화(항복비 85% 이하)를 달성할 수 없다. 650℃를 초과하면, 냉각중에 펄라이트가 석출하기 때문에 미세 탄화물의 석출이 불충분하게 되어 충분한 강도를 얻을 수 없고, 또한, 펄라이트에 C가 소비되어, MA의 면적분율이 감소하기 때문에, 가속냉각정지온도를 450∼650℃로 규정한다. 또한, 저항복비를 얻는 관점에서는 MA의 면적분율이 5% 초과하게 되도록, 냉각정지온도는 바람직하게는 500∼650℃이며, 또한 저항복비화(항복비 80% 이하)를 달성하기 위해서는 더 바람직하게는 530∼650℃이다.

·가속냉각정지후 즉시 0.5 ℃／s 이상의 온도상승속도로 550∼750℃의 온도까지 재가열:

이 프로세스도 본 발명에 있어서 중요한 제조조건이다. 페라이트의 강화에 기여하는 미세 복합탄화물의 석출물은 재가열시에 석출한다. 또한, 재가열시의 미변태 오스테나이트로부터 페라이트 변태와, 그것에 수반하는 미변태 오스테나이트 로부터의 C의 배출에 의해, 재가열후의 공냉시에 C가 농화(濃化)한 미변태 오스테나이트가 MA로 변태한다. 이러한 미세 복합탄화물의 석출물 및 MA를 얻기 위해서는 가속냉각후 즉시 550∼700℃의 온도영역까지 재가열할 필요가 있다. 온도상승속도가 0.5 ℃／s 미만에서는 원하는 재가열온도에 도달할 때까지 장시간을 필요로 하기 때문에 제조효율이 악화하고, 또 펄라이트 변태가 생기기 때문에, 미세 복합탄화물의 석출물의 분산 석출이나 MA를 얻을 수 없고 충분한 강도, 저항복비를 얻을 수 없다. 재가열온도가 550℃ 미만에서는 충분한 석출 구동력을 얻을 수 없고 미세 복합탄화물의 석출물의 양이 적기 때문에, 충분한 석출 강화를 얻을 수 없어, 강관형성이나 코팅처리후의 내변형시효 특성의 저하나 강도부족을 초래한다. 한편, 750℃를 초과하면, 복합탄화물의 석출물이 조대화하여 충분한 강도를 얻을 수 없기 때문에, 재가열의 온도영역을 550∼750℃로 규정한다. 본 발명에서는 가속냉각후, 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도영역에서 재가열을 행하는 것이 중요하며, 재가열 시작온도가 Bf점 이하로 되면 베이나이트 변태가 완료되어 미변태 오스테나이트가 존재하지 않게 되기 때문에, 재가열 시작은 Bf점 이상으로 할 필요가 있다. 확실하게 페라이트 변태 시키기 위해서는 냉각정지온도보다 50℃ 이상 온도상승하는 것이 바람직하다. 재가열온도에 있어서, 특히 온도유지시간을 설정할 필요는 없다. 본 발명의 제조방법을 이용하면, 재가열후 즉시 냉각하여도, 충분한 미세 복합탄화물의 석출물을 얻을 수 있기 때문에 높은 강도를 얻을 수 있다. 그러나, 충분한 미세 복합탄화물의 석출물을 확보하기 위하여, 30분 이내의 온도유지를 행할 수 있다. 30분을 초과하여 온도유지를 행하면, 복합탄화물의 석출물의 조 대화를 일으켜 강도가 저하하는 경우가 있다. 또한, 재가열후의 냉각과정에 있어서 냉각속도에 따르지 않고 미세 복합탄화물의 석출물은 조대화하지 않기 때문에, 재가열후의 냉각속도는 기본적으로는 공냉으로 하는 것이 바람직하다.

도 1과 도 2에 상기 제조방법을 이용하여 제조한 본 발명 강판(0.05질량% C-1.5질량% Mn-0.21질량% Mo-0.01질량% Ti)을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진 및 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진을 각각 나타낸다. 도 1에 따르면, 페라이트, 베이나이트의 혼합조직에, MA가 균일하게 생성(MA 면적분율 10%)되고 있는 모양이 관찰되고, 도 2로부터 페라이트 중에 직경 10nm 미만의 미세 복합탄화물을 확인할 수 있다.

도 3과 4에 상기 제조방법을 이용하여 제조한 본 발명의 다른 강판(0.05질량% C-1.8질량% Mn-0.01질량% Ti-0.04질량% Nb-0.05질량% V)을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진 및 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진을 각각 나타낸다. 도 3에 따르면, 페라이트, 베이나이트의 혼합조직에, MA가 균일하게 생성(MA 면적분율7%)되고 있는 모양이 관찰되며, 도 4로부터 페라이트 중에 직경 10nm 미만인 미세 복합탄화물을 확인할 수 있다.

가속냉각후의 재가열을 행하기 위한 설비로서, 가속냉각을 행하기 위한 냉각 설비의 하류측에 가열장치를 설치할 수 있다. 가열장치로서는 강판의 급속가열이 가능한 가스연소로나 유도가열장치를 사용하는 것이 바람직하다. 유도가열장치는 균열로(均熱爐) 등에 비교하여 온도제어가 용이하여 냉각후의 강판을 신속하게 가열할 수 있으므로 특히 바람직하다. 또한 복수의 유도가열장치를 직렬로 연속하여 배치함으로써, 라인(line) 속도나 강판의 종류·치수가 다른 경우에도, 전류가 통하는 유도가열장치의 수를 임의로 설정하는 것만으로, 온도상승속도, 재가열온도를 자유롭게 조작하는 것이 가능하다.

본 발명의 제조방법을 실시하기 위한 설비의 일례를 도 5에 나타낸다. 도 5에 도시하는 바와 같이 압연라인(1)에는 상류에서 하류측을 향하여 열간압연기(3), 가속냉각장치(4), 가열장치(5), 핫 레벨러(6)가 배치되어 있다. 가열장치(5)에는 유도가열장치 또는 다른 열처리 장치를, 압연설비인 열간압연기(3) 및 그것에 이어지는 냉각설비인 가속냉각장치(4)와 동일 라인상에 설치함으로써, 압연, 냉각종료후 신속하게 재가열 처리를 행할 수 있으므로, 압연냉각후의 강판온도를 과도하게 저하시키는 일 없이 가열할 수 있다.

또한, 용접강관의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 용접강관은 상술한 제조조건으로 제조된 강판을 냉간에서 관상으로 형성하여 접합부를 예컨대, 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding)방법 등으로 용접하여 강관으로 한 후, 300℃ 이하의 온도범위에서 코팅처리를 실시한다. 관상으로의 형성방법에 대하여는 특별히 규정되지 않는다. 예컨대, 형성방법으로서 UOE 프로세스나 스파이럴(spiral) 형성 프로세스에 의해 성형하는 것이 바람직하다. 또한, 코팅처리방법에 대하여는 특별히 규정되지 않는다. 예컨대, 폴리에틸렌 코팅이나 분말체 에폭시 코팅 등이 행하여진다. 코팅시의 강관의 가열온도는 300℃를 초과하면, 내변형 특성의 저하나 MA 분해에 의한 항복비의 증가를 초래하기 때문에, 300℃ 이하로 규정한다.

도 6과 7에 상기 제조방법을 이용하여 제조한 본 발명 강관(0.05C-1.5Mn-0.2Mo-0.01Ti)을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진 및 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진을 각각 나타낸다. 도 6에 의하면, 페라이트, 베이나이트의 혼합조직에 MA가 균일하게 생성(MA 면적분율 11%） 되고 있는 모양이 관찰되며, 도 7로부터 페라이트 중에 직경 10nm 미만인 미세 복합탄화물을 확인할 수 있다.

도 8과 9에 상기 제조방법을 이용하여 제조한 본 발명 강관(0.05C-1.8Mn-0.01Ti)을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진 및 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진을 각각 나타낸다. 도 8에 의하면, 페라이트, 베이나이트의 혼합조직에 MA가 균일하게 생성(MA 면적분율 8%)되고 있는 모양이 관찰되며, 도 9로부터 페라이트 중에 직경 10nm 미만인 미세 복합탄화물을 확인할 수 있다.

실시예

실시예1

표 1에 나타내는 화학성분의 강(강종(鋼種) A∼P)을 연속주조법에 의해 슬래브로 하여 이를 이용하여 판두께 18, 26mm의 후강판(厚鋼板, No.1∼29)을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간압연에 의해 압연한 후, 즉시 수냉형(水冷型)의 가속냉각설비를 이용하여 냉각을 행하고, 유도가열로 또는 가스연소로를 이용하여 재가열을 행하였다. 유도가열로는 가속냉각설비와 동일 라인상에 설치하였다. 각 강판(No.1∼29)의 제조조건을 표 2에 나타낸다. 한편, 가열온도, 압연종료온도, 냉각 종료온도 및 재가열온도 등의 온도는 강판의 평균 온도로 한다. 평균 온도는 슬래브 또는 강판의 표면온도로부터, 판두께, 열전도율 등의 파라미터를 고려하여 계산에 의해 구한 것이다. 또한, 냉각속도는 열간압연종료후, 냉각종료온도 450∼600℃까지 냉각에 필요한 온도차를 그 냉각하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 냉각속도이다. 또한, 온도상승속도는 냉각후, 재가열온도 550∼750℃의 온도까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데에 필요한 시간으로 나눈 평균 온도상승속도이다.

이상과 같이 하여 제조한 강판의 인장특성을 측정하였다. 측정결과를 표 2에 함께 나타낸다. 인장특성은 압연 수직방향의 전체 두께 인장시험편을 두 개 채취하여, 인장시험을 행하고 인장특성을 측정하여 그 평균치로 평가하였다. 인장강도 580MPa 이상을 본 발명에 필요한 강도인 것으로 하고 항복비 85% 이하를 본 발명에 필요한 항복비인 것으로 하였다. 모재 인성에 대하여는 압연 수직방향의 풀 사이즈 샤르피 V노치 시험편을 세 개 채취하여, 샤르피 시험을 행하고 -10℃에서의 흡수에너지를 측정하여 그 평균치를 구하였다. -10℃에서의 흡수에너지가 200J 이상의 것을 양호하다고 하였다.

용접 열영향부(HAZ) 인성에 대하여는, 재현(再現) 열 사이클 장치에 의해 입력 열 40kJ/cm에 상당하는 열이력(熱履歷)을 가한 시험편을 세 개 채취하여 샤르피 시험을 행하였다. 그리고, -10℃에서의 흡수에너지를 측정하여 그 평균치를 구하였다. -10℃에서의 샤르피 흡수에너지가 100J 이상의 것을 양호하다고 하였다.

표 2에 있어서, 본 발명 예인 No.1∼17은 어느 것도, 화학성분 및 제조방법이 본 발명의 범위내이며, 인장강도 580MPa 이상의 고강도에서 항복비 85% 이하인 저항복비(Mn 1.5% 이상이고, 항복비 80% 이하)를 얻을 수 있고, 모재 및 용접 열영향부의 인성은 양호하였다. 또한, 강판의 조직은 페라이트, 베이나이트, 섬형상 마르텐사이트의 3상 조직이며, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율은 3∼20%의 범위내이었다. 한편, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율은 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 마이크로 조직으로부터 화상처리에서 의해 구하였다. 또한, 투과형 전자현미경 관찰, 에너지 분산형 X선 분광법에 의한 분석의 결과, 페라이트 상중에 Ti와 Mo, 일부의 강판에 대하여는 Nb 및/또는 V를 더 함유하는 평균입경 10nm 미만인 미세한 복합탄화물의 분산 석출이 관찰되었다. 한편, 이 미세한 복합탄화물의 평균입경은 투과형 전자현미경(TEM)으로 촬영한 사진을 화상처리하고, 각각의 복합탄화물과 같은 면적의 원의 직경을 각각의 복합탄화물에 대하여 구하고, 그것들을 평균하여 구하였다.

No.18∼22는, 화학성분은 본 발명의 범위 내이지만, 제조방법이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 조직이 페라이트, 베이나이트의 2상 조직이며, 항복비가 85%를 초과하여, 불충분하였다. No.23∼29는 화학성분이 본 발명의 범위 밖이므로, 인장강도 580MPa 미만으로, 충분한 강도를 얻을 수 없거나, 항복비가 85%를 초과하거나, HAZ 인성이 100J 미만으로 나빴다.

실시예2

표 3에 나타내는 화학성분의 강(강종 A∼I)을 연속주조법에 의해 슬래브로 하고 이를 이용하여 판두께 18, 26mm의 후강판(No.1∼16)을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간압연에 의해 압연한 후, 즉시 수냉형의 가속냉각설비를 이용하여 냉각을 행하고, 유도가열로 또는 가스연소로를 이용하여 재가열을 행하였다. 유도가열로는 가속냉각설비와 동일 라인상에 설치하였다. 각 강판(No.1∼16)의 제조조건을 표 4에 나타낸다. 한편, 강판의 온도, 냉각속도, 온도상승속도, 인장특성, 모재 인성, 용접 열영향부(HAZ) 인성, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율 및 복합탄화물의 평균입경의 측정은 실시예1과 같이 하여 구하였다.

이상과 같이 하여 제조한 강판의 인장특성을 측정하였다. 측정결과를 표 4에 함께 나타낸다. 인장특성은 압연 수직방향의 전체 두께 시험편을 인장시험편으로 하여 인장시험을 행하고, 인장강도를 측정하였다. 인장강도 580MPa 이상을 본 발명에 필요한 강도인 것으로 하고 항복비 85% 이하를 본 발명에 필요한 항복비인 것으로 하였다. 모재 인성에 대하여는 압연 수직방향의 풀 사이즈 샤르피 V노치 시험편을 이용해 샤르피 시험을 행하고, -10℃에서의 흡수에너지가 200J 이상의 것을 양호하다고 하였다.

용접 열영향부(HAZ) 인성에 대하여는, 재현 열 사이클 장치에 의해 입력 열40kJ/cm에 상당하는 열이력을 가한 시험편을 사용하여 샤르피 시험을 행하였다. 그리고, -10℃에서의 샤르피 흡수에너지가 100J 이상의 것을 양호하다고 하였다.

표 4에 있어서, 본 발명 예인 No.1∼7은 어느 것도, 화학성분 및 제조방법이 본 발명의 범위내이며, 인장강도 580MPa 이상의 고강도로 항복비 85% 이하의 저항복비 (Mn 1.5% 이상이고, 항복비 80% 이하)이며, 모재 및 용접 열영향부의 인성은 양호하였다. 또한, 강판의 조직은 페라이트, 베이나이트, 섬형상 마르텐사이트의 3상 조직이며, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율은 3∼20%의 범위 내이었다. 또한, 투과형 전자현미경 관찰, 에너지 분산형 X선 분광법에 의한 분석의 결과, 페라이트 상 중에 Ti, Nb, V 중에서 선택되는 적어도 2종 이상을 포함하는 평균입경 10nm 미만의 미세한 복합탄화물의 분산 석출이 관찰되었다.

No.8∼12은, 화학성분은 본 발명의 범위 내이지만, 제조방법이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 조직이 페라이트, 베이나이트의 2상 조직이며, 항복비가 85%를 초과하여, 불충분하였다. No.13∼16은 화학성분이 본 발명의 범위 밖이므로, 인장강도 580MPa 미만으로 충분한 강도를 얻을 수 없거나, 항복비가 85%를 초과하거나, HAZ 인성이 100J 미만으로 나빴다.

실시예3

표 5에 나타내는 화학성분의 강(강종 A∼I)을 연속주조법에 의해 슬래브로 하고 이것을 이용하여 판두께 18, 26mm, 외경 24", 48"의 용접강관(No.1∼16)을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간압연에 의해 압연한 후, 즉시 수냉형의 가속냉각설비를 이용하여 냉각을 행하고, 유도가열로 또는 가스연소로를 이용하여 재가열을 행하여 강판을 제조하고, 그 강판을 이용하여 UOE 프로세스로 용접강관을 제조하고, 그 후 강관 외면에 코팅처리를 실시하였다. 유도가열로는 가속냉각설비와 동일 라인상에 설치하였다. 각 강관(No.1∼16)의 제조조건을 표 6에 나타낸다. 한편, 강판의 온도, 냉각속도, 온도상승속도, 인장특성, 모재 인성, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율 및 복합탄화물의 평균입경의 측정은 실시예1과 같이 하여 구하였다.

이상과 같이 하여 제조한 강관의 인장특성을 측정하였다. 측정결과를 표 6 에 함께 나타낸다. 인장특성은 압연방향의 전체 두께 시험편을 인장시험편으로 하여 코팅 전후에서 인장시험을 행하여, 인장강도 및 항복비를 측정하였다. 모재 인성에 대하여는, 압연 수직방향의 풀 사이즈 샤르피 V노치 시험편을 이용하여 샤르피 시험을 행하여, -10℃에서의 흡수에너지를 측정하였다.

용접 열영향부(HAZ) 인성에 대하여는, 도 10에 도시하는 바와 같이 심 용접부의 판두께 중앙부로부터 노치의 길이의 비가 용접금속:HAZ = 1:1로 되도록, 풀 사이즈 샤르피 V노치 시험편을 세 개 채취하여 시험을 행하고, -10℃에서의 샤르피 흡수에너지를 측정하여, 그 평균치를 구하였다.

표 6에 있어서, 본 발명 예인 No.1∼9은 어느 것도, 화학성분 및 제조방법이 본 발명의 범위 내이며, 인장강도 580MPa 이상의 고강도로 코팅처리후도 항복비 85% 이하의 저항복비이며, 모재 및 용접 열영향부의 인성은 양호하였다. 또한, 강판의 조직은 페라이트, 베이나이트, 섬형상 마르텐사이트의 3상 조직이며, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율은 3∼20%의 범위 내이었다. 또한, 투과형 전자현미경 관찰, 에너지 분산형 X선 분광법에 의한 분석의 결과, 페라이트 상 중에 Ti와 Mo, 일부의 강판에 대하여는 Nb 및/또는 V를 함유하는 평균입경 10nm 미만의 미세한 복합탄화물의 분산 석출이 관찰되었다.

No.10∼12은, 화학성분은 본 발명의 범위 내이지만, 제조방법이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 인장강도 580MPa 미만이고, 또한 코팅처리후의 항복비가 85%를 초과하여, 강도, 항복비의 양쪽 모두가 불충분하였다. No. 13∼16은, 화학성분이 본 발명의 범위 밖이므로, 인장강도 580MPa 미만이어서 충분한 강도를 얻을 수 없거나, 코팅처리후의 항복비가 85%를 초과하거나, HAZ 인성이 100J 미만으로 나빴다.

실시예4

표 7에 나타내는 화학성분의 강(강종 A∼I)을 연속주조법에 의해 슬래브로 하고 이것을 이용하여 판두께 18, 26mm, 외경 24", 48"의 용접강관(No.1∼14)을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간압연에 의해 압연한 후, 즉시 수냉형의 가속냉각설비를 이용하여 냉각을 행하고, 유도가열로 또는 가스연소로를 이용하여 재가열을 행하여 강판을 제조하고, 그 강판을 이용하여 UOE 프로세스로 용접강관을 제조하고, 그 후 강관 외면에 코팅처리를 실시하였다. 유도가열로는 가속냉각설비와 동일 라인상에 설치하였다. 각 강관(No.1∼14)의 제조조건을 표 8에 나타낸다. 한편, 강판의 온도, 냉각속도, 온도상승속도, 인장특성, 모재 인성, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율 및 복합탄화물의 평균입경의 측정은 실시예1과 같이 하여 구하였다. 또한, 용접 열영향부(HAZ) 인성의 측정은 실시예3과 같이 하여 구하였다.

이상과 같이 하여 제조한 강관의 인장특성을 측정하였다. 측정결과를 표 8에 함께 나타낸다. 인장특성은 압연방향의 전체 두께 시험편을 인장시험편으로 하여 코팅전후에서 인장시험을 행하여, 인장강도 및 항복비를 측정하였다. 모재 인성에 대하여는, 압연 수직방향의 풀 사이즈 샤르피 V노치 시험편을 이용하여 샤르피 시험을 행하여 -10℃에서의 흡수에너지를 측정하였다.

용접 열영향부(HAZ) 인성에 대하여는 심 용접부의 판두께 중앙부로부터 풀 사이즈 샤르피 V노치 시험편을 채취하여 시험을 행하고, -10℃에서의 샤르피 흡수에너지를 측정하였다.

표 8에 있어서, 본 발명 예인 No.1∼7은 어느 것도, 화학성분 및 제조방법이 본 발명의 범위 내이며, 인장강도 580MPa 이상의 고강도이고 코팅처리후도 항복비85% 이하의 저항복비이며, 모재 및 용접 열영향부의 인성은 양호하였다. 또한, 강판의 조직은 페라이트, 베이나이트, 섬형상 마르텐사이트의 3상 조직이며, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율은 3∼20%의 범위 내이었다. 또한, 투과형 전자현미경 관찰, 에너지 분산형 X선 분광법에 의한 분석의 결과, 페라이트 상 중에 Ti, Nb, V 중에서 선택되는 적어도 2종 이상을 포함하는 평균입경 10nm 미만의 미세한 복합탄화물의 분산 석출이 관찰되었다.

No.8∼10은 화학성분은 본 발명의 범위 내이지만, 제조방법이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 인장강도 580MPa 미만이고, 또한 코팅처리후의 항복비가 85%를 초과하여, 강도, 항복비의 양쪽 모두가 불충분하였다. No.11∼14은 화학성분이 본 발명의 범위 밖이므로, 인장강도 580MPa 미만이어서, 충분한 강도를 얻을 수 없거나, 코팅처리후의 항복비가 85%를 초과하거나, HAZ 인성이 100J 미만으로 나빴다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 저항복비 고강도 고인성의 후강판을, 용접 열영향부의 인성을 열화시키는 일 없고, 또한 다량의 합금원소를 첨가할 일 없이, 저비용으로 제조할 수 있다. 이 때문에 건축, 해양구조물, 라인 파이프, 조선, 토목, 건설기계 등의 용접구조물에 사용하는 강판을, 저렴하게 대량으로 안정되게 제조할 수 있어 생산성 및 경제성을 현저하게 높일 수 있다. 또한, 상술한 것으로부터 얻어진 강판을 성형하고, 접합부를 용접하여 저항복비 고강도 고인성의 강관을, 고제조효율, 저비용으로 제조할 수 있다. 이 때문에 라인 파이프에 사용하는 강관을 저렴하게 대량으로 안정되게 제조할 수 있어 생산성 및 경제성을 현저하게 높일 수 있다.

도 1은 본 발명의 강판을 주사형 전자현미경(scanning electron microscope, SEM)으로 관찰한 사진.

도 2는 본 발명의 강판을 투과형 전자현미경(transmission electron microscope, TEM)으로 관찰한 사진.

도 3은 본 발명의 다른 강판을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진.

도 4는 본 발명의 다른 강판을 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진.

도 5는 본 발명의 제조방법을 실시하기 위한 제조라인의 일례를 나타내는 개략도.

도 6은 본 발명의 강관을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진.

도 7은 본 발명의 강관을 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진.

도 8은 본 발명의 다른 강관을 주사형 전자현미경(SEM)으로 관찰한 사진.

도 9는 본 발명의 다른 강관을 투과형 전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진.

도 10은 심(seam) 용접부에서의 풀 사이즈 샤르피(fu1l size charpy) V 노치(notch) 시험편의 채취위치를 나타내는 도면.

도 11은 MA 면적분율과 항복비 및 모재(母材) 흡수에너지와의 관계를 나타내는 도면.

도 12는 Mn 함유량과 MA 면적분율 및 항복비와의 관계를 나타내는 도면.

도 13은 냉각정지온도와 MA 면적분율 및 항복비와의 관계를 나타내는 도면.

부호의 설명

1: 압연라인,

2: 강판,

3: 열간압연기,

4: 가속냉각장치(accelerated cooling device),

5: 가열장치,

6: 핫 레벨러(hot leveler)

Claims

질량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 1.5∼2.5%, A1: 0.08% 이하를 함유하고, 금속조직이 페라이트와 베이나이트와 섬형상(島狀) 마르텐사이트와의 3상 조직이고, 섬형상 마르텐사이트의 면적분율이 5% 초과, 20% 이하이며, 또한, 페라이트상(相)에 복합탄화물을 석출시키기 위하여 이하의 (1)∼(3)의 어느 것인가의 화학성분 조건을 갖고,

(1)Mo: 0.05∼0.4%, Ti: 0.0O5∼0.04%를 더 함유하고, 나머지가 Fe로 이루어지고, 원자%로의 C양과 Mo, Ti의 합계량의 비(比)인 C/(Mo+Ti)가 1.2∼3인 조건

(2)Mo: 0.05∼0.4% 및 Ti: 0.005∼0.04%를 더 함유함과 아울러, Nb: 0.005∼0.07% 및 V: 0.005∼0.1% 중 적어도 하나를 더 함유하고, 나머지가 Fe로 이루어지며, 원자%로의 C양과 Mo, Ti, Nb, V의 합계량의 비인 C/(Mo+Ti+Nb+V)가 1.2∼3인 조건

(3)Ti: 0.005∼0.04%, Nb : 0.005∼0.07%, V: 0.005∼0.1% 중에서 선택되는 적어도 2종 이상을 더 함유하고, 나머지가 Fe로 이루어지며, 원자%로의 C양과 Ti, Nb, V의 합계량의 비인 C/(Ti+Nb+V)가 1.2∼3인 조건

상기 페라이트 상(相) 중에 아래의 어느 것인가의 복합탄화물이 석출하고 있는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.

(a)Ti와 Mo를 포함하는 입경 10nm 미만의 복합탄화물

(b)Ti와 Mo와, Nb 및 V 중 적어도 하나를 포함하는 입경 10nm 미만의 복합탄 화물

(c)Ti, Nb, V 중에서 선택되는 2종 이상의 원소를 함유하는 입경 10nm 미만의 복합탄화물.
제1항에 있어서,

질량%로, N: 0.007% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

질량%로, Nb: 0.005∼0.07% 및 V: 0.005∼0.1% 중 적어도 하나를 더 함유하고, 원자%로의 C양과 Mo, Ti , Nb, V의 합계량의 비인 C/(Mo+Ti+Nb+V)가 1.2∼3인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

질량%로, Ti: 0.005∼0.02% 미만인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

질량%로, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하, B: 0.0O5% 이하, Ca: 0.0005∼0.003% 중에서 선택되는 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,

질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제3항에 있어서,

질량%로, Ti: 0.005∼0.02% 미만인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제3항에 있어서,

질량%로, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하, B: 0.0O5% 이하, Ca: 0.0005∼0.003% 중에서 선택되는 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제4항에 있어서,

질량%로, Cu: 0.5% 이하, Ni: 0.5% 이하, Cr: 0.5% 이하, B: 0.0O5% 이하, Ca: 0.0005∼0.003% 중에서 선택되는 적어도 하나를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제3항에 있어서,

질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제4항에 있어서,

질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제5항에 있어서,

질량%로, Ti/N이 2∼8인 것을 특징으로 하는 열간압연 강판.
제1항 또는 제2항에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관.
제3항에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관.
제4항에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관.
제5항에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관.
제6항에 기재한 강판을 사용한 것을 특징으로 하는 용접강관.