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KR20160057492A - 내 ｈｉｃ 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

내 ｈｉｃ 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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KR20160057492A
KR20160057492A KR1020167011804A KR20167011804A KR20160057492A KR 20160057492 A KR20160057492 A KR 20160057492A KR 1020167011804 A KR1020167011804 A KR 1020167011804A KR 20167011804 A KR20167011804 A KR 20167011804A KR 20160057492 A KR20160057492 A KR 20160057492A
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KR
South Korea
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steel sheet
less
cooling
hot
temperature
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KR1020167011804A
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Inventor
긴야 나카가와
지카라 가미
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

X65 급 이상의 고강도 용접 강관용 소재로서 바람직한, 내 HIC 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, 질량% 로, C : 0.02 ∼ 0.08 %, Mn : 0.50 ∼ 1.85 %, Nb : 0.03 ∼ 0.10 %, Ti : 0.001 ∼ 0.05 %, B : 0.0005 % 이하를 함유하고, 또한 (Ti＋Nb/2)/C＜4 를 만족하도록 함유하거나, 또는 추가로 Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과 베이나이틱 페라이트상 또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 표층 경도가 비커스 경도로 230 HV 이하인 것을 특징으로 하는 내 HIC 성이 우수한 후육 고장력 열연강판이다.

Description

내 ＨＩＣ 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법 {HEAVY GAUGE, HIGH TENSILE STRENGTH, HOT ROLLED STEEL SHEET WITH EXCELLENT HIC RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}
본 발명은, 원유, 천연 가스 등을 수송하는 라인 파이프용으로서, 고인성 (高靭性) 이 요구되는 고강도 용접 강관 (high strength welded steel pipe) 의 소재용으로서 바람직한, 후육 (厚肉) 고장력 열연강판 (thick-walled high-strength hot rolled steel sheet) 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 특히 저온 인성 (low-temperature toughness), 내 HIC 성 (hydrogen induced cracking resistance) 의 개선에 관한 것이다. 또한, 여기에서 말하는 「후육 강판」이란, 판두께 : 8.7 ㎜ 이상 35.4 ㎜ 이하의 강판을 말하는 것으로 한다. 또, 「강판」은, 강판 및 강대 (鋼帶) 를 포함하는 것으로 한다.
최근, 석유 위기 (oil crisis) 이래의 원유의 가격 상승이나, 에너지 공급원 (source of energy) 의 다양화의 요구 등 때문에, 북해, 캐나다, 알래스카 등과 같은 극한 냉지 (very cold land) 에서의 석유, 천연 가스의 채굴 및 파이프 라인의 부설 (pipeline construction) 이 활발히 이루어지게 되고 있다. 또한, 파이프 라인에 있어서는, 천연 가스나 오일의 수송 효율 향상을 위해, 대직경으로 고압 조업 (high-pressure operation) 을 실시하는 경향이 되고 있다. 파이프 라인의 고압 조업에 견디기 위해, 수송관 (transport pipe) (라인 파이프) 은 후육의 강관으로 할 필요가 있고, 후강판을 소재로 하는 UOE 강관이 사용되고 있다.
그러나, 최근에는 파이프 라인의 시공 비용의 추가적인 저감이라고 하는 강한 요망에 따라, 강관의 재료 비용 저감의 요구가 강하다. 이 때문에, 수송관으로서 후강판을 소재로 하는 UOE 강관을 대신하여, 생산성이 높고 보다 저렴한 코일 형상의 열연강판 (열연 강대) 을 소재로 한 고강도 용접 강관이 사용되게 되었다.
이들 고강도 용접 강관에는, 고강도와, 동시에 라인 파이프의 파괴 (bust-up) 를 방지하는 관점에서, 동시에 우수한 저온 인성을 유지할 것이 요구되고 있다. 이와 같은 강도와 인성을 겸비한 강관을 제조하기 위해서, 강관 소재인 강판에서는, 열간 압연 후의 가속 냉각 (accelerated cooling) 을 이용한 변태 강화 (transformation strengthening) 나, Nb, V, Ti 등의 합금 원소의 석출물을 이용한 석출 강화 (precipitation strengthening) 등에 의한 고강도화와, 제어 압연 (controlled rolling) 등을 이용한 조직의 미세화 등에 의한 고인성화가 도모되어 왔다.
또, 황화수소 (hydrogen sulfide) 를 함유하는 원유나 천연 가스의 수송에 사용되는 수송관 (라인 파이프) 에서는, 고강도, 고인성 등의 특성에 더하여, 내수소 야기 균열성 (내 HIC 성), 내응력 부식 균열성 (stress corrosion cracking resistance) 등의 이른바 내사워성 (sour gas resistance) 이 우수할 것이 요구되고 있다.
이와 같은 요구에 대해, 예를 들어 특허문헌 1 에는, 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술은, API X70 이상의 고강도 전봉 강관용 강판에 대해서인데, 강편을 1000 ∼ 1200 ℃ 에서 슬래브 가열하고, 열간 압연 종료 후의 강판의 가속 냉각을, 강판의 표면 온도가 500 ℃ 이하가 될 때까지 실시한 후, 가속 냉각을 일단 중단하여, 강판의 표면 온도가 500 ℃ 이상이 될 때까지 복열 (復熱) 시키고, 그 후 3 ∼ 50 ℃/s 의 냉각 속도로 600 ℃ 이하의 온도까지 가속 냉각시키는 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법이다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에서는, 간헐형의 가속 냉각을 채용하고 있고, 이로써, 판두께 방향의 온도 분포가 균일화됨과 함께, 표면측에 생성된 경화 조직이 템퍼링 처리를 받아, 강판 표면 근방의 경도 상승을 억제하면서, 고강도 강판의 내 HIC 성이 향상되는 것을 가능하게 하는 것으로 하고 있다.
또, 특허문헌 2 에는 내 HIC 성이 우수한 고강도 강의 제조 방법이 제안되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술은, API X60 이상의 고강도 강관용 강판에 대해서인데, 강편을 1000 ∼ 1200 ℃ 로 가열하고, 950 ℃ 이하의 오스테나이트 온도역에서 압하율 60 % 이상의 압연을 실시한 후, (Ar3-50 ℃) 이상에서부터 강판의 표면 온도가 500 ℃ 이하가 될 때까지 강판 중앙부의 평균 냉각 속도 5 ∼ 20 ℃/s 로 냉각시키고, 또한 강판 중앙부의 평균 냉각 속도 5 ∼ 50 ℃/s 로 600 ℃ 이하까지 냉각시키는 내 HIC 성이 우수한 고강도 강의 제조 방법이다. 특허문헌 2 에 기재된 기술은, 냉각 도중에 냉각 속도를 변화시키는 2 단 냉각을 채용하고 있어, 강판 표면 부근의 경도를 억제하면서, 원하는 강도를 확보하는 것으로 하고 있다.
일본 공개특허공보 평11-80833호 일본 공개특허공보 2000-160245호
그러나, 최근에는, 수송관 (라인 파이프) 에 대한 요구도 엄격함을 증가시켜, 더욱 내사워성의 개선이 요구되고, 표층 경도의 추가적인 저감이 요구되게 되었다. 특허문헌 1, 2 에 기재된 기술에서는 강판 표층의 경도를, 최근의 엄격한 내 HIC 성의 요구를 만족시킬 수 있을 정도로 저하시킬 수 없으며, 내 HIC 성이 우수한 X65 급 이상의 고강도 용접 강관용 강판을 안정적으로 제조할 수 없다는 문제가 있었다.
본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, X65 급 이상의 고강도 용접 강관을 제조할 수 있고, 또한 내 HIC 성이 우수한 후육 고장력 열연강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 표층 경도에 미치는 각종 요인에 대해 예의 연구하였다. 그 결과, C, Nb, Ti 가 특정 관계식을 만족하도록 C, Nb, Ti 를 함유하고, 또한 추가로 적어도 탄소 당량 Ceq 또는 Pcm 중 1 개 이상이 소정값 이하가 되도록 합금 원소량을 조정한 조성의 강 소재에, 조 (粗) 압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연강판으로 할 때, 마무리 압연 종료 후에 간헐 냉각을 실시하여 냉각시킴으로써, 230 HV 이하의 저표층 경도를 갖고, X65 급 이상의 고강도 용접 강관을 제조할 수 있는, 인장 강도 : 520 ㎫ 이상을 갖는 후육 고장력 열연강판을 안정적으로 제조할 수 있다는 것을 지견하였다.
본 발명은, 상기한 지견에 기초하여 더욱 검토를 가하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.
발명 (1) 질량% 로,
C : 0.02 ∼ 0.08 %, Si : 1.0 % 이하,
Mn : 0.50 ∼ 1.85 %, P : 0.03 % 이하,
S : 0.005 % 이하, Al : 0.1 % 이하,
Nb : 0.02 ∼ 0.10 %, Ti : 0.001 ∼ 0.05 %
B : 0.0005 % 이하
를 함유하고, 또한 Nb, Ti, C 가 하기 (1) 식을 만족하도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과 베이나이틱 페라이트상 또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 표층 경도가 비커스 경도로 230 HV 이하인 후육 고장력 열연강판.
기
(Ti＋Nb/2)/C＜4 ‥‥(1)
여기에서, Ti, Nb, C : 각 원소의 함유량 (질량%)
발명 (2)
상기 조성에 더하여 또한, 질량% 로, V : 0.5 % 이하, Mo : 1.0 % 이하, Cr : 1.0 % 이하, Ni : 4.0 % 이하, Cu : 2.0 % 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (1) 에 기재된 후육 고장력 열연강판.
발명 (3)
상기 조성에 더하여 또한, 질량% 로, 추가로 Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.003 % 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (1) 또는 (2) 에 기재된 후육 고장력 열연강판.
발명 (4)
상기 조성이, 추가로, 적어도 하기 (2) 식으로 정의되는 Ceq 가 0.32 % 이하, 또는 하기 (3) 식으로 정의되는 Pcm 이 0.130 % 이하 중 1 개 이상을 만족하는 조성으로 하는 상기 발명 (1) 또는 상기 발명 (2) 에 기재된 후육 고장력 열연강판.
기
Ceq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 ‥‥(2)
Pcm=C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ‥‥(3)
여기에서, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni, B : 각 원소의 함유량 (질량%)
발명 (5)
상기 발명 (1) 로 이루어지는 조성의 강 소재에, 조압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 할 때에, 상기 마무리 압연 종료 후에, 30 ℃/s 이상의 표면 평균 냉각 속도로 상기 표면 온도가 500 ℃ 이하가 될 때까지 가속 냉각시키는 제 1 냉각 공정과, 그 제 1 냉각 공정 종료 후, 10 s 이내의 동안, 공랭시키는 제 2 냉각 공정과, 추가로 10 ℃/s 이상의 판두께 중심의 평균 냉각 속도로 판두께 중심에서 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 온도까지 가속 냉각시키는 제 3 냉각 공정을 실시하고, 그 제 3 냉각 공정 종료 후, 코일 형상으로 감아 표층 경도를 비커스 경도로 230 HV 이하로 하는 내 HIC 성이 우수한 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (6)
상기 제 3 냉각 공정에 있어서의 가속 냉각을, 전체면 핵비등이고 열 유속이 1.5 Gcal/㎡hr 이상인 냉각으로 하는 것을 특징으로 하는 상기 발명 (5) 에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (7)
상기 조성에 더하여 또한, 질량% 로, V : 0.5 % 이하, Mo : 1.0 % 이하, Cr : 1.0 % 이하, Ni : 4.0 % 이하, Cu : 2.0 % 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (5) 또는 상기 발명 (6) 에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (8)
상기 조성에 더하여 또한, 질량% 로, 추가로 Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.003 % 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (5) ∼ (7) 중 어느 하나에 기재된 후육 고장력 열연강판.
발명 (9)
상기 조성을, 추가로 적어도 하기 (2) 식으로 정의되는 Ceq 가 0.32 % 이하, 또는 하기 (3) 식으로 정의되는 Pcm 이 0.130 % 이하인 1 개 이상을 만족하는 조성으로 하는 상기 발명 (5) 내지 상기 발명 (8) 중 어느 하나에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
기
Ceq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 ‥‥(2)
Pcm=C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ‥‥(3)
여기에서, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni, B : 각 원소의 함유량 (질량%)
발명 (10)
상기 발명 (1) 로 이루어지는 조성의 강 소재에, 조압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연판으로 할 때에, 상기 마무리 압연 종료 후에, 상기 열연판 표면이 20 ℃/s 이상 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 미만의 평균 냉각 속도로 표면 온도가 Ar3 변태점 이하 Ms 점 이상이 될 때까지 가속 냉각시키는 제 1 냉각 공정과, 그 제 1 냉각 공정 종료 후, 판두께 중심이 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 온도가 될 때까지 급랭시키는 제 2 냉각 공정과, 그 제 2 냉각 공정 후, 판두께 중심의 온도에서 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 권취 온도에서, 코일 형상으로 감은 후, 적어도 코일 두께 방향의 1/4 판두께 ∼ 3/4 판두께의 위치가 350 ∼ 600 ℃ 의 온도역에서 30 min 이상 유지 또는 체류하는 냉각을 실시하는 제 3 냉각 공정을 순차적으로 실시하여, 인장 강도 : 520 ㎫ 이상이고 표층 경도가 비커스 경도로 230 HV 이하인 내 HIC 성이 우수한 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (11)
상기 제 2 냉각 공정에 있어서의 급랭을, 전체면 핵비등이고 열 유속이 1.0 Gcal/㎡hr 이상인 냉각으로 하는 상기 발명 (10) 에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (12)
상기 조성에 더하여 또한, 질량% 로, V : 0.5 % 이하, Mo : 1.0 % 이하, Cr : 1.0 % 이하, Ni : 4.0 % 이하, Cu : 2.0 % 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (10) 또는 상기 발명 (11) 에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (13)
상기 조성에 더하여 또한, 질량% 로, Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.003 % 이하의 1 종 또는 2 종을 함유하는 조성으로 하는 상기 발명 (10) 내지 상기 발명 (12) 중 어느 하나에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
발명 (14)
상기 조성을, 추가로 적어도 하기 (2) 식으로 정의되는 Ceq 가 0.32 % 이하, 또는 하기 (3) 식으로 정의되는 Pcm 이 0.13 % 이하 중 1 개 이상을 만족하는 조성으로 하는 것을 특징으로 하는 상기 발명 (10) 내지 상기 발명 (13) 중 어느 하나에 기재된 후육 고장력 열연강판의 제조 방법.
기
Ceq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 ‥‥(2)
Pcm=C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ‥‥(3)
여기에서, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni, B : 각 원소의 함유량 (질량%)
본 발명에 의하면, 고강도 용접 강관용 소재로서 바람직한, 인장 강도 : 520 ㎫ 이상의 고강도와 230 HV 이하의 저표층 경도를 갖고, 또한 판두께 : 8.7 ㎜ 이상의 후육이고, 내 HIC 성이 우수한 고장력 열연강판을 안정적으로 제조할 수 있어 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또, 본 발명에 의해 제조된 열연강판을 소재로 함으로써, X65 급 이상의 내 HIC 성이 우수한 고강도 용접 강관을 저렴하게 게다가 안정적으로 제조할 수 있다는 효과도 있다.
먼저, 사용하는 강 소재의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 특별히 언급하지 않는 한 질량% 는 간단히 % 라고 기재한다.
C : 0.02 ∼ 0.08 %
C 는 강의 강도를 상승시키는 작용을 갖는 원소로서, 본 발명에서는 원하는 고강도를 확보하기 위해서, 0.02 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.08 % 를 초과하는 과잉 함유는, 펄라이트 등의 제 2 상의 조직 분율을 증대시켜, 모재 인성 및 용접열 영향부 인성을 저하시킨다. 이 때문에, C 는 0.02 ∼ 0.08 % 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.05 % 이다.
Si : 1.0 % 이하
Si 는 탈산제로서 작용함과 함께, 고용 강화, 담금질성의 향상을 통하여 강의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과는 0.01 % 이상의 함유로 관찰된다. 한편, 1.0 % 를 초과하는 함유는, 전봉 용접시에 Si 를 함유하는 산화물을 형성하여, 용접부 품질을 저하시킴과 함께, 용접열 영향부 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Si 는 1.0 % 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.1 ∼ 0.4 % 이다.
Mn : 0.50 ∼ 1.85 %
Mn 은, 담금질성을 향상시키는 작용을 갖고, 담금질성의 향상을 통하여 강판의 강도를 증가시킨다. 또, Mn 은, MnS 를 형성하여 S 를 고정시킴으로써, S 의 입계 편석을 방지하여 슬래브 (강 소재) 균열을 억제한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.50 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 1.85 % 를 초과하는 함유는, 용접성, 내 HIC 성을 저하시킨다. 또, 다량의 Mn 함유는, 슬래브 주조시의 응고 편석을 조장하여, 강판에 Mn 농화부를 잔존시켜, 세퍼레이션의 발생을 증가시킨다. 이 Mn 농화부를 소실시키려면, 1300 ℃ 를 초과하는 온도로 가열할 필요가 있고, 이와 같은 열처리를 공업적 규모로 실시하는 것은 현실적이지 않다. 이 때문에, Mn 은 0.50 ∼ 1.85 % 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.8 ∼ 1.2 % 이다.
P : 0.03 % 이하
P 는, 강 중에 불순물로서 불가피적으로 함유되지만, 강의 강도를 상승시키는 작용을 갖는다. 그러나, 0.03 % 를 초과하여 과잉으로 함유하면 용접성이 저하된다. 이 때문에, P 는 0.03 % 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.01 % 이하이다.
S : 0.005 % 이하
S 는, P 와 동일하게 강 중에 불순물로서 불가피적으로 함유되지만, 0.005 % 를 초과하여 과잉으로 함유하면 슬래브 균열을 발생시킴과 함께, 열연강판에 있어서는 조대한 MnS 를 형성하여, 연성의 저하를 발생시킨다. 이 때문에, S 는 0.005 % 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.001 % 이하이다.
Al : 0.1 % 이하
Al 은, 탈산제로서 작용하는 원소로서, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.005 % 이상, 보다 바람직하게는 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1 % 를 초과하는 함유는, 전봉 용접시의 용접부의 청정성을 현저하게 손상시킨다. 이 때문에 Al 은 0.1 % 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.05 % 이다.
Nb : 0.02 ∼ 0.10 %
Nb 는, 오스테나이트 입자의 조대화, 재결정을 억제하는 작용을 갖는 원소로서, 열간 마무리 압연에 있어서의 오스테나이트 미재결정 온도역 압연을 가능하게 함과 함께, 탄질화물로서 미세 석출함으로써, 용접성을 손상시키지 않고, 적은 함유량으로 열연강판을 고강도화하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.02 % 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.10 % 를 초과하는 과잉 함유는, 열간 마무리 압연 중의 압연 하중의 증대를 초래하여, 열간 압연이 곤란해지는 경우가 있다. 이 때문에, Nb 는 0.02 ∼ 0.10 % 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.07 % 이다. 더욱 바람직하게는 0.04 ∼ 0.06 % 이다.
Ti : 0.001 ∼ 0.05 %
Ti 는, 질화물을 형성하여 N 을 고정시키고 슬래브 (강 소재) 균열을 방지하는 작용을 가짐과 함께, 탄화물로서 미세 석출함으로써, 강판을 고강도화시킨다. 이와 같은 효과는 0.001 % 이상의 함유에서 현저해지지만, 0.05 % 를 초과하는 함유는 석출 강화에 의해 항복점이 현저하게 상승한다. 이 때문에, Ti 는 0.001 ∼ 0.05 % 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.03 % 이다.
본 발명에서는 상기한 범위 내이고, 또한 하기 (1) 식
(Ti＋Nb/2)/C＜4 ‥‥(1)
을 만족하도록 Nb, Ti, C 의 함유량을 조정한다.
Nb, Ti 는, 탄화물 형성 경향이 강한 원소로, C 함유량이 낮은 경우에는 대부분의 C 가 탄화물이 되어, 페라이트 입자 내의 고용 C 량이 격감될 것으로 상정된다. 페라이트 입자 내의 고용 C 량의 격감은, 파이프 라인 시공시의 강관의 원주 용접성에 악영향을 미친다. 페라이트 입자 내의 고용 C 량이 극도로 저감된 강판을 사용하여 제조된 강관을 라인 파이프로 하여 원주 용접을 실시한 경우에는, 열 영향부 (HAZ) 의 입자 성장이 현저해져, 원주 용접부의 HAZ 인성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, 본 발명에서는 Nb, Ti, C 를 (1) 식을 만족하도록 조정하여 함유시킨다. 이로써, 페라이트 입자 내의 고용 C 량을 10 ppm 이상으로 할 수 있게 되어, 원주 용접부의 HAZ 인성의 저하를 방지할 수 있다.
B : 0.0005 % 이하
B 는, 입계에 편석하는 경향이 강하고, 담금질성 향상을 통하여 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과는 0.0001 % 이상의 함유로 관찰되지만, 0.0005 % 를 초과하는 함유는 인성을 저하시킨다. 이 때문에, B 는 0.0005 % 이하로 한정하였다.
상기한 성분이 기본 성분이지만, 본 발명에서는 이 기본 조성에 더하여 추가로 V : 0.5 % 이하, Mo : 1.0 % 이하, Cr : 1.0 % 이하, Ni : 4.0 % 이하, Cu : 2.0 % 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상, 및/또는 Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.003 % 이하 중 1 종 또는 2 종을 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다.
V : 0.5 % 이하, Mo : 1.0 % 이하, Cr : 1.0 % 이하, Ni : 4.0 % 이하, Cu : 2.0 % 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상 V, Mo, Cr, Ni, Cu 는 모두 담금질성을 향상시켜, 강판의 강도를 증가시키는 원소로서, 필요에 따라 1 종 또는 2 종 이상을 선택하여 함유할 수 있다.
V 는, 담금질성을 향상시킴과 함께, 탄질화물을 형성하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소로서, 이와 같은 효과는 0.01 % 이상의 함유에서 현저해진다. 한편, 0.5 % 를 초과하는 과잉 함유는 용접성을 열화시킨다. 이 때문에, V 는 0.5 % 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.08 % 이하이다.
Mo 는 담금질성을 향상시킴과 함께, 탄질화물을 형성하여 강판을 고강도화하는 작용을 갖는 원소로서, 이와 같은 효과는 0.01 % 이상의 함유에서 현저해진다. 한편, 1.0 % 를 초과하는 다량의 함유는 용접성을 저하시킨다. 이 때문에, Mo 는 1.0 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.35 % 이다.
Cr 은, 담금질성을 향상시켜, 강판 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과는 0.01 % 이상의 함유에서 현저해진다. 한편, 1.0 % 를 초과하는 과잉 함유는, 전봉 용접시에 용접 결함을 다발시키는 경향이 된다. 이 때문에, Cr 은 1.0 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.30 % 미만이다.
Ni 는, 담금질성을 향상시켜, 강의 강도를 증가시킴과 함께, 강판의 인성도 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 4.0 % 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화되어 함유량에 걸맞는 효과를 기대할 수 없게 되어 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, Ni 는 4.0 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 1.0 % 이다.
Cu 는, 담금질성을 향상시킴과 함께, 고용 강화 또는 석출 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 % 이상 함유하는 것이 바람직하지만, 2.0 % 를 초과하는 함유는 열간 가공성을 저하시킨다. 이 때문에, Cu 는 2.0 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10 ∼ 1.0 % 이다.
Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하, Mg : 0.003 % 이하의 1 종 또는 2 종
Ca, REM, Mg 는 모두, 전신 (展伸) 된 조대한 황화물을 구 형상의 황화물로 하는 황화물의 형태 제어에 기여하는 원소로서, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 Ca : 0.001 % 이상, REM : 0.001 % 이상 함유하는 것이 바람직하지만, Ca : 0.010 %, REM : 0.02 % 를 초과하는 다량의 함유는 강판의 청정도를 저하시킨다. 이 때문에, Ca : 0.010 % 이하, REM : 0.02 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
또한, Ca 는 상기한 범위 내이고, 또한 O, S 함유량과의 관련으로, 다음 식
ACR={Ca-O×(0.18＋130 Ca)}/1.25 S
(여기에서, Ca, O, S : 각 원소의 함유량 (질량%))
로 정의되는 ACR 이 1.0 ∼ 4.0 을 만족하도록 조정하여 함유하는 것이 바람직하다. 이로써, 사워 환경하에서도, 내식성, 내부식 균열성의 저하를 발생시키지 않는다.
Mg 는, Ca 등과 동일하게, 황화물, 산화물을 형성하고, 조대한 황화물 MnS 의 형성을 억제하여, 황화물의 형태 제어에 기여하는 원소로서, 필요에 따라 함유 할 수 있다. 이와 같은 효과는 0.0005 % 이상의 함유로 관찰되지만, 0.003 % 를 초과하는 함유는, Mg 산화물이나 Mg 황화물의 클러스터를 형성하여, 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는 0.003 % 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는, 상기한 성분을 상기한 범위에서 함유하고, 추가로 다음 (2) 식
Ceq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 ‥‥(2)
(여기에서, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni : 각 원소의 함유량 (질량%))
로 정의되는 Ceq 를 0.32 % 이하, 또는 다음 (3) 식
Pcm=C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10＋5B ‥‥(3)
(여기에서, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni, B : 각 원소의 함유량 (질량%)) 으로 정의되는 Pcm 을 0.13 % 이하를 만족하도록 조정하는 것이 바람직하다. Ceq 가 0.32 % 를, 또는 Pcm 이 0.13 % 를 초과하면, 표층의 경도를 230 HV 이하로 조정하는 것이 어려워지고, 또 담금질성이 높아져 원주 용접부 인성이 저하된다.
상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.
또한, 불가피적 불순물로서는, O : 0.005 % 이하, N : 0.008 % 이하, Sn : 0.005 % 이하를 허용할 수 있다.
O : 0.005 % 이하
O 는, 강 중에서는 각종 산화물을 형성하여, 열간 가공성, 내식성, 인성 등을 저하시킨다. 이 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 극단적인 저감은 정련 비용의 상승을 초래하기 때문에 0.005 % 까지는 허용할 수 있다.
N : 0.008 % 이하
N 은, 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이지만, 과잉 함유는 슬래브 주조시의 균열을 다발시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.008 % 까지는 허용할 수 있다.
Sn : 0.005 % 이하
Sn 은, 제강 원료인 스크랩으로부터 혼입하여, 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이다. Sn 은 결정 입계 등으로 편석되기 쉬운 원소로서, 다량으로 함유하면 입계 강도가 저하되어, 인성의 저하를 초래하지만, 0.005 % 까지는 허용할 수 있다.
또한, 강 소재의 제조 방법으로는, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 상용의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 이것에 한정되지 않는다.
본 발명에서는, 상기한 조성을 갖는 강 소재를, 가열하고, 열간 압연을 실시하여 열연강판 (강대) 으로 한다.
강 소재의 제조 방법으로는, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 상용의 용제 방법으로 용제하여, 연속 주조법 등의 상용 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하지만, 본 발명에서는 이것에 한정되지 않는다.
열간 압연은 강 소재를 가열하여 시트 바로 하는 조압연과, 그 시트 바를 열연강판으로 하는 마무리 압연으로 이루어진다.
강 소재의 가열 온도는, 열연강판으로 압연할 수 있는 온도이면 되고, 특별히 한정할 필요는 없지만, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 범위의 온도로 하는 것이 바람직하다. 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 변형 저항이 높고 압연 부하가 증대되어 압연기에 대한 부하가 지나치게 과대해진다. 한편, 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 결정립이 조대하여 저온 인성이 저하되는 데다가, 스케일 생성량이 증대되어 수율이 저하된다. 이 때문에, 열간 압연에 있어서의 가열 온도는 1000 ∼ 1300 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 1050 ∼ 1250 ℃ 이다.
가열된 강 소재에, 조압연을 실시하여 시트 바로 한다. 조압연의 조건은, 원하는 치수 형상의 시트 바를 얻을 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.
얻어진 시트 바에, 추가로 마무리 압연을 실시하여 열연강판으로 한다.
마무리 압연에서는 고인성화의 관점에서, 마무리 압연 종료 온도를 (AC3-50 ℃) 이하 또한 800 ℃ 이하로 하고, 1000 ℃ 이하의 온도역에서의 전체 압하량 (%) 을 60 % 이상으로 하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 종료 온도 범위에서 벗어난 경우나, 1000 ℃ 이하의 온도역에서의 전체 압하량이 60 % 미만인 경우에는 미세한 조직을 얻을 수 없어, 인성이 악화되기 때문이다.
본 발명의 열연강판은, 베이나이틱 페라이트상 또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 강판의 표층 경도가 비커스 경도로 230 HV 이하인 것이 특징이다. 이와 같은 강판을 얻기 위해서는, 본 발명에서 마무리 압연 후에 실시하는 냉각 공정은, 상기 마무리 압연 종료 후 즉시, 강판 표면에 폴리고날 페라이트가 석출되지 않도록 소정의 냉각 속도 이상의 표면 평균 냉각 속도로 표면 온도가 Ar3 변태점 이하가 될 때까지 가속 냉각시키는 최초의 냉각 공정과, 그 최초의 냉각 공정 종료 후, 추가로 판두께 중심의 평균 냉각 속도로 판두께 중심에서 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 온도까지, 판두께 중심부에 폴리고날 페라이트 또는 펄라이트가 석출되지 않도록 가속 냉각시키는 2 회째의 냉각 공정을 실시하고, 그 2 회째의 냉각 공정 종료 후, 코일 형상으로 감아, 표층 경도를 비커스 경도로 230 HV 이하로 하는 후육 고장력 열연강판의 제조 방법을 기본적 공정으로 하는 것이지만, 추가로 본 발명은, 강판 표면의 경도를 낮추기 위해서, 상기 최초의 냉각 공정과 2 회째의 냉각 공정 사이에 공랭을 실시하거나, 감은 후에 강대를 350 ℃ ∼ 600 ℃ 미만의 온도역에서 30 분 이상 유지시키거나, 체류시키는 공정을 실시한다.
본 발명의 구체적인 제조 방법은, 이하에 서술하는 제 1 실시양태와 제 2 실시양태가 있다. 이하, 각각의 실시양태에 대해 상세하게 서술한다.
(제 1 실시양태)
제 1 실시양태에서는, 마무리 압연이 실시된 열연강판은, 이어서, 제 1 냉각 공정과 제 2 냉각 공정과, 추가로 제 3 냉각 공정이 실시되고, 제 3 냉각 공정 종료 후, 코일 형상으로 감긴다. 또한, 여기에서 말하는 「마무리 압연 종료 후 즉시」란, 마무리 압연 종료 후 10 s 이내에 냉각을 개시하는 것을 의미한다.
제 1 냉각 공정에서는, 마무리 압연 종료 후 즉시, 30 ℃/s 이상의 표면 평균 냉각 속도로 표면 온도가 500 ℃ 이하가 될 때까지 가속 냉각을 실시한다.
제 1 냉각 공정에 있어서의 가속 냉각에서는, 표면 온도 제어로 한다. 표면 평균 냉각 속도가, 30 ℃/s 미만에서는, 폴리고날 페라이트 (polygonal ferrite) 가 석출되어, 원하는 고강도화, 고인성화를 달성할 수 없다. 또한, 바람직한 표면 평균 냉각 속도 (average surface cooling rate) 는 100 ∼ 300 ℃/s 이다. 또, 제 1 냉각 공정 (cooling step) 에서는 가속 냉각의 냉각 정지 온도 (cooling stop temperature) 는 표면 온도에서 500 ℃ 이하의 온도로 한다. 냉각 정지 온도가 500 ℃ 를 초과하면, 표층 영역 (surface layer) 에서의 변태가 완료되지 않을 우려가 있고, 그 후의 냉각 공정에서 추가로 저온 변태 생성물 (low-temperature transformation product material) 로 변태되어, 표층의 저경도화를 기대할 수 없게 된다.
제 2 냉각 공정에서는 제 1 냉각 공정 종료 후, 10 s 이내의 시간, 공랭 (air cooling) 한다.
이 공랭 중에, 중심부가 보유하는 열에 의해 표층이 복열되어, 표층이 템퍼링되기 때문에, 표층의 저경도화를 촉진시킬 수 있다. 또, 공랭시킴으로써, 그 후의 냉각으로, 판두께 중심의 냉각이 촉진된다는 효과도 있다. 또한, 공랭 시간을 10 s 를 초과하여 길게 해도, 효과가 포화하는 데다가 생산성이 저하된다. 이 때문에 공랭 시간은 10 s 이내로 한정하였다. 생산성 향상의 관점에서는 바람직하게는 7 s 이하이다. 또, 복열에 의한 표층의 템퍼링의 효과를 얻기 위해서는 공랭 시간은 1 s 이상이 바람직하다.
제 3 냉각 공정에서는 제 2 냉각 공정 종료 후, 10 ℃/s 이상의 판두께 중심의 평균 냉각 속도로, 판두께 중심의 온도가 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 온도가 될 때까지 가속 냉각을 실시한다. 또한, 제 3 냉각 공정에 있어서의 가속 냉각은 판두께 중심 온도 제어로 한다.
판두께 중심의 평균 냉각 속도가, 10 ℃/s 미만에서는 폴리고날 페라이트, 펄라이트 (pearlite) 가 석출되기 쉬워져, 원하는 고강도화, 고인성화를 달성할 수 없다. 또한, 판두께 중심의 평균 냉각 속도의 상한은, 사용하는 냉각 장치의 능력에 의존하여 결정되지만, 휨 등의 강판 형상의 악화를 수반하지 않는 100 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 인성 확보의 관점에서, 바람직한 판두께 중심의 평균 냉각 속도는 25℃/s 이상이다. 이와 같은 냉각은, 전체면 핵비등 (entire surface nuclear boiling) 이고, 열유속 (heat flow rate) 이 1.5 Gcal/㎡hr 이상인 냉각 (수랭) 으로 함으로써 달성할 수 있다.
상기한 바와 같은 가속 냉각은, 판두께 중심의 온도가 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 온도 (냉각 정지 온도) 가 될 때까지 실시한다. 냉각 정지 온도가 이 범위를 벗어나면, 가속 냉각 후, 코일 형상으로 감은 후에, 소정 온도역에서 소정 시간 이상 유지할 수 없게 되어, 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 없게 된다.
제 3 냉각 공정이 실시된 후, 열연강판은 권취 온도 : 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만으로 하여 코일 형상으로 감긴다.
상기한 냉각 정지 온도에서 가속 냉각을 정지시키고, 상기한 권취 온도에서 코일 형상으로 감음으로써, 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역에서 30 min 이상의 유지, 체류가 가능해져, 판 내부에서는 석출 강화가 촉진되어, 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 있게 되고, 한편, 판 표면에서는 자기 소둔에 의해 경도의 저하가 가능해진다.
(제 2 실시양태)
제 2 실시양태에서는 마무리 압연이 실시된 열연판은, 이어서, 제 1 냉각 공정과 제 2 냉각 공정과 제 3 냉각 공정을 순차적으로 실시한다.
제 1 냉각 공정에서는 마무리 압연 종료 후 즉시, 열연판 표면이 20 ℃/s 이상 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 (critical cooling rate of martensite formation) 미만의 평균 냉각 속도로 표면 온도가 Ar3 변태점 (transformation temperature) 이하 Ms 점 이상 (martensite transformation temperature) 이 될 때까지 가속 냉각을 실시한다. 또한, 여기에서 말하는 「마무리 압연 종료 후 즉시」란, 마무리 압연 종료 후 10 s 이내에 냉각을 개시하는 것을 의미한다.
제 1 냉각 공정에 있어서의 가속 냉각에서는 표면 온도 제어로 한다. 열연판 표면의 평균 냉각 속도가 20 ℃/s 미만에서는, 폴리고날 페라이트가 석출되어, 원하는 고강도화, 고인성화를 달성할 수 없다. 또한, 열연판 표면의 평균 냉각 속도의 상한은, 표층의 저경도화를 위해서 마르텐사이트의 생성을 방지할 목적에서 마르텐사이트 생성 임계 냉각 속도 미만 (본 발명의 조성 범위에서는 100 ℃/s ∼ 500 ℃/s 정도) 으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직한 표면 평균 냉각 속도는 50 ∼ 100 ℃/s 이다. 또, 제 1 냉각 공정에서는 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 표면 온도로 Ar3 변태점 이하 Ms 점 이상의 온도로 한다. 냉각 정지 온도가 Ar3 변태점을 초과하면, 표층 영역에서의 변태가 완료되지 않을 우려가 있고, 그 후의 냉각 공정에서 추가로 저온 변태 생성물로 변태되어, 표층의 저경도화를 기대할 수 없게 된다.
제 2 냉각 공정에서는 제 1 냉각 공정 종료 후, 판두께 중심이 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역의 온도가 될 때까지 급랭시킨다. 또한, 급랭에 있어서의 냉각 속도는, 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도로 10 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는 펄라이트가 석출되기 쉬워져, 원하는 고강도화, 고인성화를 달성할 수 없다. 또한, 판두께 중심의 평균 냉각 속도의 상한은, 사용하는 냉각 장치의 능력에 의존하여 결정되지만, 휨 등의 강판 형상의 악화를 수반하지 않는 300 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 인성 향상이라는 관점에서, 바람직한 판두께 중심 위치의 평균 냉각 속도는 25℃/s 이상이다. 이와 같은 냉각은 전체면 핵비등이고, 열유속이 1.0 Gcal/㎡hr 이상인 냉각 (수랭) 으로 함으로써 달성할 수 있다. 또한, 판두께 중심 위치에서의 온도, 냉각 속도는 판두께, 표면 온도, 열유속으로부터 계산으로 구하는 것으로 한다.
상기한 바와 같은 급랭은, 판두께 중심의 온도가 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도 (냉각 정지 온도) 가 될 때까지 실시한다. 냉각 정지 온도가 350 ℃ 미만에서는 그 후의 정상적인 권취가 불가능해진다. 한편, 권취 온도가 600 ℃ 이상에서는 결정립이 조대화되어, 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 없게 된다.
제 2 냉각 공정이 실시된 후, 열연판은 권취 온도가, 판두께 중심 온도에서 350 이상 600 ℃ 미만의 온도가 되도록 조정되어 코일 형상으로 감기고, 코일 두께 방향의 1/4 판두께 ∼ 3/4 판두께의 위치에서 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역에서 30 min 이상 유지 또는 체류시키는 제 3 냉각 공정이 실시된다
권취 온도가 350 ℃ 미만에서는, 판 온도가 지나치게 낮아져, 적정한 권취 형상으로 감기 어려워진다. 한편, 권취 온도가 600 ℃ 를 초과하여 높아지면 결정립이 조대화되어 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 권취 온도는 판두께 중심 온도에서 350 ∼ 600 ℃ 미만의 범위의 온도로 하였다. 또한, 바람직하게는 450 ∼ 550 ℃ 이다.
제 3 냉각 공정에서는 코일 형상으로 감긴 열연판은, 적어도 코일의 두께 방향으로 1/4 판두께 ∼ 3/4 판두께의 위치가, 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역에서 30 min 이상 유지 또는 체류하는 냉각이 실시된다. 상기한 냉각 정지 온도에서 급랭을 정지시키고, 상기한 권취 온도에서 코일 형상으로 감음으로써, 그대로 방랭하는 것만으로, 코일 두께 방향의 1/4 판두께 ∼ 3/4 판두께의 위치가, 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역에서 30 min 이상, 유지 또는 체류하는 냉각이 가능하지만, 이와 같은 유지 또는 체류를 더욱 확실한 것으로 하기 위해, 코일 형상으로 감은 후에, 코일을 가열하거나, 또는 코일 박스 등에서 보관하는 것이 바람직하다.
코일에 350 ℃ 이상 600 ℃ 미만의 온도역에서 30 min 이상 유지 또는 체류하는 냉각을 실시함으로써, 강판 내부에서는 석출 강화가 촉진되어 고강도가 되고, 한편, 강판 표층에서는 자기 소둔에 의해 경도가 저하된다. 이로써, 원하는 고강도와 저표면 경도를 달성할 수 있다.
상기한 본 발명의 제조 방법으로 얻어지는 열연강판은, 상기한 조성을 갖고, 추가로 판 내부에서는, 베이나이틱 페라이트상 (bainitic ferrite phase) 또는 베이나이트상 (bainite phase) 으로 이루어지는 단상 조직 (여기에서, 단상이란 98 % 이상인 경우를 말한다) 을 갖고, 인장 강도 : 520 ㎫ 이상의 고강도와 표층의 경도가 230 HV 이하의 저표층 경도를 갖는, 내 HIC 성이 우수한 후육 고장력 열연강판이다. 여기에서 말하는 「베이나이틱 페라이트상」이란, 바늘 형상 페라이트 (acicular ferrite), 어시큘러 형상 페라이트 (acicular ferrite) 도 포함하는 것으로 한다. 또한, 「표층」이란, 강판 표면에서부터 판두께 방향으로 1 ㎜ 이내의 영역을 말한다.
이하, 추가로 실시예에 기초하여 본 발명을 상세하게 설명한다.
(실시예 1)
표 1 및 표 2 에 나타내는 조성의 강 소재에, 표 3 및 표 4 에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후, 표 3 및 표 4 에 나타내는 냉각 조건에서 냉각시켜, 표 3 및 표 4 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 감아, 표 3 및 표 4 에 나타내는 판두께의 열연강판 (강대) 으로 하였다.
얻어진 열연강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 경도 시험, 인장 시험, 충격 시험, 원주 용접성 시험 및 HIC 시험을 실시하고, 표면 경도, 인장 특성, 인성, 원주 용접성 및 내 HIC 특성을 평가하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.
(1) 조직 관찰
얻어진 열연강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마, 부식시켜 광학 현미경 (optical microscope) (배율 (magnification ratio) : 1000 배) 으로, 표층, 판두께 중심 위치의 각 위치에서, 각 10 시야 이상 관찰하여 조직의 종류, 및 그 조직 분율을 측정하였다.
(2) 경도 시험 (hardness test)
얻어진 열연강판으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마하여 표면에서부터 판두께 방향으로 0.5 ㎜ 및 1 ㎜ 의 위치에 있어서의 경도를 각 5 점 측정하고, 얻어진 측정값을 산술 평균하여 높은 쪽의 값을 열연강판의 표층 경도로 하였다. 또한, 경도 측정은 비커스 경도계 (Vickers hardness meter) 를 사용하여 시험력 0.5 kgf 로 실시하였다.
(3) 인장 시험 (tensile test)
얻어진 열연강판으로부터 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록, API-5L 의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 를 구하였다.
(4) 충격 시험 (impact resistance test)
얻어진 열연강판의 판두께 중앙부로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 V 노치 (notch) 시험편을 채취하여, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 을 실시하여, 시험 온도 : -80 ℃ 에서의 흡수 에너지 (absorbed energy) (J) 를 구하였다. 또한, 시험편은 3 개로 하고, 얻어진 흡수 에너지값의 산술 평균을 구하여, 그 강판의 흡수 에너지값 E-80 (J) 으로 하였다.
(5) 원주 용접성 시험 (circumferential weldability test)
원주 용접성은 y 형 용접 균열 시험 (weld cracking test) 에 의해 평가하였다. 얻어진 열연강판으로부터 시험판을 채취하여, JIS Z 3158 의 규정에 준거하여, 실온에서 시험 용접을 실시하여, 균열의 발생의 유무를 조사하였다. 균열이 발생한 경우에는 ×, 균열의 발생이 없는 경우를 ○ 로 하여 원주 용접성을 평가하였다.
(6) HIC 시험
얻어진 열연강판으로부터 길이 방향이 강판의 압연 방향이 되도록, HIC 시험편 (크기 : 100 ㎜×20 ㎜) 을 채취하여, NACE (National Association of Corrosion Engineers) TM 0284 의 규정에 준거하여 내 HIC 성을 평가하였다. 또한, 시험액 (test liquid) 은 규정의 A 용액으로 하여, 시험편을 그 시험액에 침지시킨 후, CLR (%) 을 측정하였다. CLR 이 0 % 인 경우에 HIC 가 발생하지 않아, 내 HIC 성이 양호한 것으로 판단한다. 또, 블리스터 (blister) 의 발생의 유무도 조사하였다.
얻어진 결과를 표 5 및 표 6 에 나타낸다.
본 발명예는 모두 인장 강도 : 520 ㎫ 이상의 고강도와, 230 HV 이하의 저표층 경도를 갖고, 게다가 판두께 : 8.7 ㎜ 이상의 후육이고, 내 HIC 성이 우수한 고장력 열연강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 원하는 고강도를 확보할 수 없거나, 또는 원하는 저표층 경도가 얻어지지 않거나, 또는 저온 인성이 저하되어 있거나, 또는 원주 용접성이 저하되어 있거나, 또는 내 HIC 성이 저하되어 있거나 하여 고강도 전봉 강관용 소재로서 원하는 특성이 확보되어 있지 않다.
(실시예 2)
표 7 및 표 8 에 나타내는 조성의 강 소재를 사용하여, 표 9 및 표 10 에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후, 표 9 및 표 10 에 나타내는 냉각 조건에서 냉각시켜, 표 9 및 표 10 에 나타내는 권취 온도에서 코일 형상으로 감고, 추가로 표 9 및 표 10 에 나타내는 코일 냉각 조건에서 냉각시켜, 표 9 및 표 10 에 나타내는 판두께의 열연강판 (강대) 으로 하였다.
얻어진 열연강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 경도 시험, 인장 시험, 충격 시험, 원주 용접성 시험 및 HIC 시험을 실시하여, 표면 경도, 인장 특성, 인성, 원주 용접성 및 내 HIC 특성을 평가하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.
(1) 조직 관찰
얻어진 열연강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마, 부식시켜 광학 현미경 (배율 : 1000 배) 으로 표층, 판두께 중심 위치의 각 위치에서 각 10 시야 이상 관찰하여, 조직의 종류, 및 그 조직 분율을 측정하였다.
(2) 경도 시험
얻어진 열연강판으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하여, 압연 방향 단면을 연마하여 표면에서부터 판두께 방향으로 0.5 ㎜ 및 1.0 ㎜ 의 위치에 있어서의 경도를 각 5 점 이상 측정하고, 얻어진 측정값을 산술 평균하여 그 열연강판의 표층 경도로 하였다. 또한, 경도 측정은 비커스 경도계를 사용하여 시험력 0.3 kgf (2.9 N) 로 실시하였다.
(3) 인장 시험
얻어진 열연강판으로부터 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록, API-5L 의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (YS), 인장 강도 (TS) 를 구하였다.
(4) 충격 시험
얻어진 열연강판의 판두께 중앙부로부터, 압연 방향에 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하여, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하여, 시험 온도 : -80 ℃ 에서의 흡수 에너지 (J) 를 구하였다. 또한, 시험편은 3 개로 하고, 얻어진 흡수 에너지값의 산술 평균을 구하여, 그 강판의 흡수 에너지값 vE-80 (J) 으로 하였다.
(5) 원주 용접성 시험
원주 용접성은 y 형 용접 균열 시험을 사용하여 평가하였다. 얻어진 열연강판으로부터 시험판을 채취하여, JIS Z 3158 의 규정에 준거하여 실온에서 시험 용접을 실시하여, 균열의 유무를 조사하였다.
균열이 발생한 경우에는 ×, 균열의 발생이 없는 경우를 ○ 로 하여 원주 용접성을 평가하였다.
(6) HIC 시험
얻어진 열연강판으로부터 길이 방향이 강판의 압연 방향이 되도록, HIC 시험편 (크기 : 100 ㎜×20 ㎜) 을 채취하여, NACE 규격 TM 0284 의 규정에 준거하여 내 HIC 성을 평가하였다. 또한, 시험액은 규정의 A 용액으로 하여, 시험편을 그 시험액에 침지시킨 후, CLR (%) 을 측정하였다. CLR 이 0 % 인 경우에 HIC 가 발생하지 않아, 내 HIC 성이 양호한 것으로 판단한다. 또, 블리스터의 발생의 유무도 조사하였다.
얻어진 결과를 표 11 및 표 12 에 나타낸다.
본 발명예는 모두 인장 강도 : 520 ㎫ 이상의 고강도와, 230 HV 이하의 저표층 경도를 갖고, 원주 용접성도 우수하며, 게다가 판두께 : 8.7 ㎜ 이상의 후육이고, 내 HIC 성이 우수한 고장력 열연강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 원하는 고강도를 확보할 수 없거나, 또는 원하는 저표층 경도가 얻어지지 않거나, 또는 저온 인성이 저하되어 있거나, 또는 원주 용접성이 저하되어 있거나, 또는 내 HIC 성이 저하되어 있거나 하여, X65 급 이상의 내 HIC 성이 우수한 고강도 전봉 강관용 소재로서 원하는 특성이 확보되어 있지 않다.
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Claims (1)

  1. 본원 발명의 상세한 설명에 기재된 후육 고장력 열연강판.
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