KR20170118939A

KR20170118939A - 고강도·고인성 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20170118939A
Application number: KR1020177027517A
Authority: KR
Inventors: 히데유키 기무라; 교노 야스다; 노부유키 이시카와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-31
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2017-10-25
Anticipated expiration: 2036-03-25
Also published as: KR102051199B1; CA2977017A1; US10640841B2; EP3279352A1; WO2016157863A1; CN107532253B; CA2977017C; US20180057908A1; EP3279352B1; JPWO2016157863A1; JP6123973B2; EP3279352A4; CN107532253A

Abstract

표면 특성이 우수한 고흡수 에너지를 갖는 고강도·고인성 강판을 제공한다. 질량％ 로, C：0.03 ∼ 0.08 ％, Si：0.01 ∼ 0.50 ％, Mn：1.5 ∼ 2.5 ％, P：0.001 ∼ 0.010 ％, S：0.0030 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.08 ％, Nb：0.010 ∼ 0.080 ％, Ti：0.005 ∼ 0.025 ％, N：0.001 ∼ 0.006 ％ 를 갖고, 또한 Cu：0.01 ∼ 1.00 ％, Ni：0.01 ∼ 1.00 ％, Cr：0.01 ∼ 1.00 ％, Mo：0.01 ∼ 1.00 ％, V：0.01 ∼ 0.10 ％, B：0.0005 ∼ 0.0030 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 갖고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 표층부와 판두께 중앙부에 대해서 섬형상 마텐자이트의 면적률이 3 ％ 미만, 베이나이트의 면적률이 90 ％ 이상, 또한 판두께 중앙부에서 베이나이트 중의 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하이다.

Description

고강도·고인성 강판 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH/HIGH TOUGHNESS STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 고강도·고인성 강판과 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히, 고강도, 고샤르피 충격 흡수 에너지 및 우수한 DWTT 성능을 갖는 라인 파이프용 강관용 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, 통상적인 구조용 강으로서 요구되는 강도, 인성 등의 재료 특성뿐만 아니라, 가스 라인 파이프 특유의 파괴 저항에 관한 재료 특성이 필요해진다.

통상적인 구조용 강에 있어서의 파괴 인성값은 취성 파괴에 대한 저항 특성을 나타내고, 사용 환경에서 취성 파괴가 발생하지 않도록 설계하기 위한 지표로서 사용된다. 한편, 고압 가스 라인 파이프에서는 대규모 파괴의 회피에 대한 취성 파괴의 억제만으로는 충분치 않고, 또한 불안정 연성 파괴라고 불리는 연성 파괴의 억제도 필요하다.

이 불안정 연성 파괴는, 고압 가스 라인 파이프에 있어서 연성 파괴가 관축 방향으로 100 m/s 이상의 속도로 전파되는 현상으로, 이로 인해 수 km 에도 미치는 대규모 파괴가 발생할 가능성이 있다. 그래서, 과거의 실관 가스 버스트 시험 결과로부터 구해진 불안정 연성 파괴 억제를 위해서 필요한 샤르피 충격 흡수 에너지값 및 DWTT (Drop Weight Tear Test) 시험값이 규정되고, 높은 샤르피 충격 흡수 에너지나 우수한 DWTT 특성이 요구되어 왔다. 또, 여기서 말하는 DWTT 시험값이란, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 파면 천이 온도를 말한다.

이러한 요구에 대하여, 특허문헌 1 에서는, 압연 종료 후의 공랭 과정에 있어서의 페라이트 생성을 억제한 성분계에 있어서, 700 ℃ 이하의 누적 압하량을 30 ％ 이상으로 함으로써, 집합 조직이 발달된 베이나이트 주체의 조직으로 함과 함께, 구오스테나이트 입계에 존재하는 페라이트의 면적률을 5 ％ 이하로 함으로써, 높은 샤르피 충격 흡수 에너지와 우수한 DWTT 특성을 갖는 강관 소재용 후 (厚) 강판 및 그 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 2 에서는, 질량％ 로, C：0.03 ∼ 0.1 ％, Mn：1.0 ∼ 2.0 ％, Nb：0.01 ∼ 0.1 ％, P≤0.01 ％, S≤0.003 ％, O≤0.005 ％ 를 함유하는 강을 Ar₃＋80 ℃ ∼ 950 ℃ 의 온도 범위 중에서 누적 압하율이 50 ％ 이상이 되도록 압연을 실시하고, 잠시 공랭시킨 후, Ar₃ ∼ Ar₃－30 ℃ 의 온도 범위 중에서 누적 압하량이 10 ∼ 30 ％ 가 되도록 압연함으로써, 압연 집합 조직을 발달시키지 않고 가공 페라이트를 이용한, 세퍼레이션이 발생하지 않는 고흡수 에너지를 갖는 판두께가 15 mm 이하인 고강도 강판의 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 3 에서는, 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.1 ％, Si : 0.6 ％ 이하, Mn : 1.6 ∼ 2.5 ％, Ni : 0.1 ∼ 0.7 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.1 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.03 ％ 로, 탄소 당량 P㎝ 이 0.180 ∼ 0.220 ％ 로 이루어지는 강을 소정의 연속 주조를 실시함으로써 Mn 의 중심 편석을 저감시키면서, 소정의 조건에서 열간 압연 실시 후, Ar₃－50 ℃ 이상의 온도에서부터 300 ∼ 500 ℃ 의 온도역까지 10 ∼ 45 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라 Ac₁ 점 미만에서 템퍼링을 실시함으로써 표층부의 섬형상 마텐자이트의 분율이나 경도를 저감시킨 우수한 인성 및 고속 연성 파괴 특성을 갖는 고장력 강판 및 그 제조 방법이 제안되어 있다.

특허문헌 4 에서는, 질량％ 로, C : 0.03 ∼ 0.12 ％, Si≤0.5 ％, Mn : 1.5 ∼ 3.0 ％, Nb : 0.01 ∼ 0.08 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％, 또한 Cu, Ni, Cr, Mo, V, B 의 1 종 이상을 함유하는 강을 950 ℃ 이하의 오스테나이트 미재결정 온도역에서 누적 압하율≥67 ％ 로 열간 압연하고, 그 후, 600 ℃ 이상의 냉각 개시 온도에서부터 250 ℃ 이하의 온도역까지 20 ∼ 80 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각 후, 300 ∼ 500 ℃ 까지 재가열 처리를 실시함으로써, 베이나이트 또는 마텐자이트를 포함하고, 이들 조직 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 내절단 균열성과 DWTT 특성이 우수한 고강도·고인성 후강판이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2010-222681호 일본 공개특허공보 2003-96517호 일본 공개특허공보 2006-257499호 일본 공개특허공보 2013-057125호

그런데, 최근의 고압 가스 라인 파이프 등에 적용되는 강판으로는, 보다 고강도이고 고인성인 것이 요구되고 있고, 구체적으로는 인장 강도가 625 MPa 이상이고, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 375 J 이상이고, －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 면율이 85 ％ 이상인 것이 요구되고 있다. 또한, 이러한 특성에 맞춰, 표면 특성을 보다 우수한 것으로 하는 것도 요구되고 있다.

특허문헌 1 에서는 실시예에 있어서의 샤르피 충격 시험은 판두께의 1/4 위치로부터 채취한 시험편으로 실시하고 있기 때문에, 압연 후의 냉각 속도가 느린 판두께 중앙부에서는 원하는 조직이 얻어지지 않고, 특성의 열화가 우려되어, 라인 파이프용 강관 소재로서 불안정 연성 파괴에 대한 정지 성능이 저위일 가능성이 있다.

특허문헌 2 에 기재된 기술은, Ar₃＋80 ℃ 에서부터 950 ℃ 이하의 온도역에서 50 ％ 이상의 누적 압가량으로 압가한 후, Ar₃ ∼ Ar₃－30 ℃ 의 온도역에서의 압연까지 공랭이 필요하기 때문에, 압연 시간이 장시간화되어, 압연 능률의 저하가 우려된다. 또한, DWTT 시험에 관한 기재가 없고, 취성 파괴의 전파 정지 성능이 열등한 것이 우려된다.

특허문헌 3 에서는 표층부의 MA (섬형상 마텐자이트, Martensite－Austenite constituent,) 비율이나 경도를 저감시키기 위해서, 압연 후 Ar₃－50 ℃ 이상의 온도에서부터 300 ∼ 500 ℃의 온도역까지 10 ∼ 45 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각시키고, 필요에 따라 Ac₁ 점 미만에서 템퍼링을 실시하고 있지만, 가열에 의한 템퍼링 처리를 실시하지 않은 경우, 마텐자이트 변태 후의 온도 및 그 후의 냉각 과정을 제어할 필요가 있어, 원하는 특성을 안정적으로 얻기가 곤란한 경우가 있다. 또한, 가열에 의한 템퍼링을 실시한 실시예 (시험 번호 9) 에서는 DWTT 에 있어서의 85 ％ FATT가 －29 ℃ 이며, －40 ℃ 이하의 극한 지역에서의 사용을 상정한 경우, 충분하다라고는 하기 어렵다. 또, 특허문헌 3 에 기재된 기술은, 고강도 및 고인성을 얻기 위해서 표층부에서부터 내부의 조직을 실질적으로 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직으로 하고 있다. 그러나, 페라이트와 베이나이트의 계면은 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 된다. 따라서, －40 ℃ 와 같은 보다 엄격한 사용 환경을 상정한 경우, 충분한 샤르피 충격 흡수 에너지를 갖고 있다는 할 수 없어, 라인 파이프용 강관 소재로서 불안정 연성 파괴에 대한 정지 성능이 불충분할 가능성이 있다. 실제, 특허문헌 3 은 －20 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지로 평가되고 있지만, 역시 －40 ℃ 이하의 극한 지역에서의 사용을 상정한 경우, 고속 연성 파괴 특성이 충분하다라고는 하기 어렵다.

특허문헌 4 에 기재된 기술은, 고강도화의 관점에서, 강판의 마이크로 조직을 베이나이트나 마텐자이트 조직화하기 위해, 냉각 정지 온도를 250 ℃ 이하로 하고 있다. 그러나, 냉각 정지 온도가 낮은 경우, 냉각 변형에 의한 판 형상의 열화를 초래하는 경우가 있을 뿐만 아니라, 냉각 속도가 빠른 표층부에서는 경도가 과잉으로 높아지기 쉽기 때문에, 강관 제조시에 주름이나 균열 등의 표면 결함의 발생이 우려된다.

이와 같은 특허문헌 1 ∼ 4 에 기재된 기술에서는, 인장 강도가 625 MPa 이상이고, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 375 J 이상이고, －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 면율이 85 ％ 이상임과 함께, 충분한 표면 특성을 갖는 강판을 안정적으로 제조하는 것은 실현할 수 없었다.

그래서 본 발명은 이러한 사정을 감안하여, 모재의 인장 강도가 625 MPa 이상, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 375 J 이상이고, 또한 －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA 값) 이 85 ％ 이상이고, 표면 특성이 우수한 고강도·고인성 강판과 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 샤르피 충격 흡수 에너지, DWTT 특성, 표면 특성에 미치는 각종 요인에 대해서, 라인 파이프용 강판을 대상으로 예의 검토하였다. 그 결과, C, Mn, Nb, Ti 등을 함유하는 강판에 있어서,

(1) 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이나 압연 온도를 제어하고,

(2) 압연 후의 냉각 공정에 있어서, 냉각 개시 온도 및 냉각 정지 온도를 적정하게 제어함과 함께,

(3) 냉각 개시 온도에서부터 냉각 정지 온도의 온도 강하량 (△T) 을 적정하게 제어하고,

(4) 또한 냉각 후에 소정의 조건에서 재가열 처리를 실시함으로써,

표층부 및 판두께 중앙부에 있어서도 섬형상 마텐자이트 (Martensite－Austenite constituent, 이하, MA 라고도 기재한다.) 을 최대한 저감시킨 베이나이트 주체의 조직으로 할 수 있게 되고, 또한 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경을 0.5 ㎛ 이하로 억제할 수 있게 되는 것을 지견하였다. 또한, 이 결과, 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 작아서, 높은 샤르피 충격 흡수 에너지, 우수한 DWTT 특성, 우수한 표면 특성을 갖는 고강도·고인성 강판이 얻어지는 것을 지견하였다.

본 발명의 요지는 이하과 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 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, 또한 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 강판으로, 그 강판의 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 섬형상 마텐자이트의 면적률이 3 ％ 미만이며, 또한 상기 강판의 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 베이나이트의 면적률이 90 ％ 이상이고, 그리고 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고, 표층부 및 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (ΔHV) 가 20 이하인 고강도ㆍ고인성 강판.

[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 상기 [1] 에 기재된 고강도·고인성 강판.

[3] 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도ㆍ고인성 강판의 제조 방법으로, 강슬래브를 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열하여, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율 60 ％ 이상의 압연을 실시하고, 770 ℃ 이상 850 ℃ 이하의 온도에서 압연을 종료하고, 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 냉각 개시 온도에서부터 10 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하의 냉각 속도로 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 온도 강하량 (ΔT) 을 350 ℃ 이상으로 가속 냉각시키고, 그 후, 즉시, 3 ℃/s 이상의 승온 속도로 400 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하는 고강도ㆍ고인성 강판의 제조 방법.

또, 본 발명에서 말하는 표층부란, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 2 mm 이내의 영역을 가리킨다. 또한, 본 발명에서 말하는 판두께 중앙부란, 판두께 방향의 3/8 ∼ 5/8 의 영역 (판 두께를 t 로 했을 때에 일방의 판 표면으로부터의 판두께 방향 깊이가 3/8t ∼ 5/8t 인 영역) 을 가리킨다. 본 발명에 있어서, 제조 조건에 있어서의 온도는, 특별히 언급하지 않는 이상 모두 강판 평균 온도로 한다. 강판 평균 온도는, 판 두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 이용하여 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 평균 온도가 구해진다. 또한, 본 발명에서 말하는 온도 강하량 (△T) 이란, 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 가리킨다.

본 발명에 따르면, 압연 조건 및 압연 후의 냉각 조건을 적정하게 제어함으로써, 표층부 및 판두께 중앙부에 있어서의 강의 마이크로 조직을 베이나이트 주체로 하고, 또한 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경을 0.5 ㎛ 이하로 할 수 있게 되어, 이 결과, 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 20 이하로 됨으로써 표면 특성을 우수한 것으로 하고, 모재의 인장 강도가 625 MPa 이상, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 375 J 이상이고, 또한 －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA 값) 이 85 ％ 이상인 강판이 얻어져 산업상 매우 유익하다.

이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다.

본 발명의 고강도·고인성 강판은, 질량％ 로, C : 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하, Si : 0.01 ％ 이상 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, 또한 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 강판으로, 그 강판의 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 섬형상 마텐자이트의 면적률이 3 ％ 미만이며, 또한 베이나이트의 면적률이 90 ％ 이상이고, 그리고 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고, 표층부 및 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (ΔHV) 가 20 이하이다.

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

C：0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하

C 는 가속 냉각 후에 베이나이트 주체 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, C 량이 0.03 ％ 미만에서는 냉각 중에 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문에, 소정량의 베이나이트가 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도 (≥625 MPa) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, C 량이 0.08 ％ 를 초과해서 함유하면 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트가 생성되기 쉬워져, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지거나, DWTT 특성이 열등하거나 하는 경우가 있다. 따라서, C 량은 0.03 ％ 이상 0.08 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.03 ％ 이상 0.07 ％ 이하로 한다.

Si：0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하

Si 는 탈산에 필요한 원소이며, 또한 고용 (固溶) 강화에 의해 강재의 강도를 향상시키는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Si 를 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하고, 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하고, 0.10 ％ 이상 함유하는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Si 량이 0.50 ％ 를 초과하면, 연성 균열이나 취성 균열의 기점이 될 수 있는 섬형상 마텐자이트가 생성되기 쉬워지기 때문에, 용접성 및 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 저하된다. 그래서, Si 량은 0.01 ％ 이상 0.50 ％ 이하로 한다. 또, 강관의 용접부의 연화 방지 및 용접열 영향부의 인성 열화 방지의 관점에서, Si 량은 0.01 ％ 이상 0.20 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn：1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하

Mn 은 C 와 마찬가지로 가속 냉각 후에 베이나이트 주체 조직을 형성하고, 변태 강화에 의한 고강도화에 유효하게 작용한다. 그러나, Mn 량이 1.5 ％ 미만에서는 냉각 중에 페라이트 변태나 펄라이트 변태가 발생하기 쉬워지기 때문에, 소정량의 베이나이트가 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도 (≥625 MPa) 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, Mn 을 2.5 ％ 초과해서 함유하면 주조시에 불가피적으로 형성되는 편석부에 Mn 이 농화되고, 그 부분에서 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지거나, DWTT 성능이 열등하거나 하는 원인이 되기 때문에, Mn 량은 1.5 ％ 이상 2.5 ％ 이하로 한다. 또, 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 의해 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 그러나, P 량이 0.001 ％ 미만에서는 그 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 제강 공정에 있어서 탈린 비용의 상승을 초래하는 경우가 있기 때문에, P 량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, P 량이 0.010 ％ 를 초과하면, 인성이나 용접성이 현저하게 열등하다. 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 열등하게 하는 유해한 원소이다. 따라서, S 는 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 본 발명에서는 S 량의 상한은 0.0030 ％ 로 하고, 바람직하게는 0.0015 ％ 이하로 한다. 하한은 특별히 없지만, 극저 S 화는 제강 비용이 상승되기 때문에, 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al：0.01 ％ 이상 0.08 ％ 이하

Al 은 탈산재로서 함유하는 원소이다. 또한, 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 열등하게 하는 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 ??칭성 증대 효과에 의한 강판의 고강도화에 유효하다. 또한, Nb 는 열간 압연시의 오스테나이트의 미재결정 온도역을 확대하는 효과가 있고, 미재결정 오스테나이트역 압연의 미세화 효과에 의한 인성의 향상에 유효하다. 이들 효과를 얻기 위해서, 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 특성이 열등하거나 하는 경우가 있다. 또한, HAZ 부 (이하, 용접열 영향부라고도 기재한다.) 의 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 질화물 (주로 TiN) 을 형성하고, 특히 0.005 ％ 이상 함유하면 질화물의 피닝 효과로 오스테나이트립를 미세화시키는 효과가 있고, 모재의 인성 확보나 용접열 영향부의 인성 확보에 기여한다. 또한, Ti 는 석출 강화에 의한 강판의 고강도화에 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Ti 를 0.005 ％ 이상 함유한다. 한편, Ti 를 0.025 ％ 초과해서 함유하면, TiN 등이 조대화되어, 오스테나이트립의 미세화에 기여하지 않게 되므로, 인성 향상 효과가 얻어지지 않게 될 뿐만 아니라, 조대한 TiN 은 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 낮아지고, DWTT 특성이 현저하게 열등하다. 따라서, Ti 량은 0.005 ％ 이상 0.025 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.008 ％ 이상 0.018 ％ 이하로 한다.

N：0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하

N 은 Ti 와 질화물을 형성하여 오스테나이트의 조대화를 억제하여, 인성의 향상에 기여한다. 이러한 피닝 효과를 얻기 위해, N 을 0.001 ％ 이상 함유한다. 한편, N 량이 0.006 ％ 를 초과하면, 용접부, 특히 용융선 근방에서 1450 ℃ 이상으로 가열된 용접열 영향부에서 TiN 이 분해된 경우, 고용 N 에서 기인된 용접열 영향부의 인성이 열등한 경우가 있다. 따라서, N 량은 0.001 ％ 이상 0.006 ％ 이하로 하고, 용접열 영향부의 인성에 대한 요구 레벨이 높은 경우에는, N 량은 0.001 ％ 이상 0.004 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 필수 원소 이외에, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V, B 에서 선택되는 1 종 이상을 선택 원소로서 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 ??칭성 향상 원소이고, Mn 과 마찬가지로 저온 변태 조직을 얻어, 모재나 용접열 영향부의 고강도화에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 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 ??칭성 향상 원소이고, 함유해도 인성의 열화를 발생시키지 않기 때문에, 유용한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, Ni 는 매우 고가이고, 또한 Ni 량이 1.00 ％ 를 초과하면 그 효과가 포화되기 때문에, Ni 를 함유하는 경우에는, 0.01 ％ 이상 1.00 ％ 이하로 한다.

V：0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하

V 는 탄화물을 형성하여 석출 강화에 의한 강판의 고강도화에 유효한 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 한편, V 량이 0.10 ％ 를 초과하면, 탄화물량이 과잉으로 되어, 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, V 를 함유하는 경우에는 0.01 ％ 이상 0.10 ％ 이하로 한다.

B：0.0005 ％ 이상 0.0030 ％ 이하

B 는 오스테나이트 입계에 편석되어, 페라이트 변태를 억제함으로써, 특히 용접열 영향부의 강도 저하 방지에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 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 이루어지지만, 필요에 따라 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, 0.0005 ％ 이상 함유함으로써 효과가 발휘된다. 한편, Ca 는 0.0100 ％, REM 은 0.0200 ％, Zr 은 0.0300 ％, Mg 는 0.0100 ％ 를 초과해서 함유하면, 강 중의 개재물이 증가하여, 인성을 열화시키는 경우가 있다. 따라서, 이들 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 한다.

다음으로, 마이크로 조직에 대해서 설명한다.

본 발명의 고강도·고인성 강판의 마이크로 조직은, 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 20 이하이고, 모재의 인장 강도가 625 MPa 이상, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 375 J 이상이고, 또한 －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA 값) 이 85 ％ 이상인 특성을 안정적으로 얻기 위해서, 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 대해서 섬형상 마텐자이트가 면적률로 3 ％ 미만인 베이나이트 조직을 주체로 하는 조직을 갖고, 또한 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하인 것이 필요하다. 여기서, 베이나이트를 주체로 하는 조직이란, 베이나이트의 면적률이 90 ％ 이상인 실질적으로 베이나이트 조직으로 이루어지는 것을 의미한다. 잔부 조직으로는, 면적률이 3 ％ 미만인 섬형상 마텐자이트가 허용되는 것 이외에, 페라이트, 펄라이트, 마텐자이트 등의 베이나이트 이외의 상 (相) 이 포함되어 있어도 되고, 이들 잔부 조직이 합계 면적률로 10 ％ 이하이면, 본 발명의 효과를 발현시킬 수 있다. 여기서 말하는 표층부란, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 2 mm 이내의 영역을 가리킨다. 또한, 여기서 말하는 판두께 중앙부란, 판두께 방향의 3/8 ∼ 5/8 의 영역 (판 두께를 t 로 했을 때에 일방의 판 표면으로부터의 판두께 방향 깊이가 3/8t ∼ 5/8t 인 영역) 을 가리킨다.

표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 섬형상 마텐자이트의 면적률：3 ％ 미만

섬형상 마텐자이트는 경도가 높아, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 섬형상 마텐자이트의 면적률이 3 ％ 이상에서는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 현저하게 저하된다. 한편, 섬형상 마텐자이트가 면적률로 3 ％ 미만이면, 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지거나 DWTT 특성이 열등하거나 하지는 않기 때문에, 본 발명에서는, 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서 섬형상 마텐자이트의 면적률을 3 ％ 미만으로 한정한다. 상기 섬형상 마텐자이트의 면적률은 2 ％ 이하인 것이 바람직하다.

표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 베이나이트의 면적률：90 ％ 이상

베이나이트상은 경질상이고, 변태 조직 강화에 의해 강판의 강도를 증가시키는 데에 유효하고, 베이나이트 주체의 조직으로 함으로써, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성을 고위로 안정화시키면서, 고강도화가 가능해진다. 한편, 베이나이트의 면적률이 90 ％ 미만에서는, 페라이트, 펄라이트, 마텐자이트 및 섬형상 마텐자이트 등의 잔부 조직의 합계 면적률이 10 ％ 초과가 되고, 이러한 복합 조직에서는, 이상 (異相) 계면이 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 목표로 하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 본 발명에서는, 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서 베이나이트의 면적률은 90 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 95 ％ 이상으로 한다. 여기서, 베이나이트란, 라스 형상의 베이니틱 페라이트로서, 그 내부에 시멘타이트 입자가 석출된 조직을 말한다.

판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경：0.5 ㎛ 이하

판두께 중앙부는 표층이나 판 두께의 1/4 위치에 비해서 가속 냉각시의 냉각 속도가 느리기 때문에, 시멘타이트의 조대화가 발생하기 쉽다. 베이나이트 중의 시멘타이트는 연성 균열이나 취성 균열의 기점이 되는 경우가 있어, 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 를 초과하면 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 낮아지고, DWTT 특성이 현저하게 열등하다. 그러나, 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중의 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하에서는, 이들의 저하는 작아서, 목표 특성이 얻어지기 때문에, 시멘타이트의 평균 입경은 0.5 ㎛ 이하로 하고, 바람직하게는 0.2 ㎛ 이하로 한다. 표층이나 판 두께의 1/4 위치에 있어서는, 가속 냉각시의 냉각 속도가 판두께 중앙부에 비해서 빠르고, 시멘타이트도 보다 미세하기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지에 대한 영향은 작다. 따라서, 본 발명에 있어서는 베이나이트 중의 시멘타이트의 평균 입경은, 판두께 중앙부에서만 한정한다.

여기서, 판두께 중앙부의 베이나이트의 면적률은 판 두께가 3/8 ∼ 5/8 인 영역으로부터 샘플을 잘라내어, L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 경면 연마 후, 나이탈로 부식시키고, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 배율 2000 배로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진에 의해 조직을 동정 (同定) 하고, 베이나이트, 마텐자이트, 페라이트, 펄라이트 등의 각 상의 면적률을 화상 해석으로 구함으로써 얻을 수 있다. 또한 동일한 시료를 전해 에칭법 (전해액：100 ㎖ 증류수＋25 g 수산화나트륨＋5 g 피크르산) 을 사용하여 섬형상 마텐자이트를 출현시키고, 그 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 으로 2000 배의 배율로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진으로부터 섬형상 마텐자이트의 면적률을 화상 해석에 의해 구할 수 있다. 또, 재차, 경면 연마 후, 선택적 저전위 전해 에칭법 (전해액：10 체적％ 아세틸아세톤＋1 체적％ 테트라메틸암모늄클로라이드메틸알코올) 을 이용하여 시멘타이트를 추출 후, SEM 으로 2000 배의 배율로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 시멘타이트 입자의 원 상당 직경을 평균내어 산출할 수 있다.

또한, 표층부의 베이나이트의 면적률 및 섬형상 마텐자이트의 면적률은 표면 산화물 (스케일) 을 제외한 표면으로부터 2 mm 이내의 영역으로부터 샘플을 잘라내어, 상기 판두께 중앙부와 동일한 방법으로 구한다.

이상으로 이루어지는 본 발명의 고흡수 에너지를 갖는 고강도·고인성 강판은 이하의 특성을 갖는다.

(1) 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 20 이하 : 압연 후의 냉각 속도가 빠른 강판 표층부에서는 경질인 섬형상 마텐자이트가 생성되기 쉬워, 표면 경도가 상승한다. 이와 같은 표면 경도의 상승은, 강판 표면에 응력 집중이 잘 발생하는 강관 제조시에, 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 또한, 이와 같은 표면 결함을 갖는 강관이 고압 가스 파이프 라인에 적용된 경우, 표면 결함이 연성 파괴나 취성 파괴의 발생 기점이 되어, 대규모 파괴의 원인이 되는 것이 우려된다. 그래서, 표층부의 경도를 적정하게 제어하는 것이 중요하고, 본 발명에서는 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 를 20 이하로 하고, 바람직하게는 표층부의 비커스 경도의 절대값을 260 이하로 한다. 여기서, 표층부의 비커스 경도는, L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 기계적으로 연마하여, 표층으로부터 판두께 방향으로 2 mm 이내의 영역 (표층부) 에 있어서, 하중을 10 ㎏f 로 비커스 경도를 각 10 점 측정하여, 그 평균값을 구함으로써 얻어진다. 또한, 판두께 중앙부의 비커스 경도는, 판두께 방향의 1/2t 위치 (판두께 중앙부) 에 있어서, 동일한 비커스 경도 시험을 실시하여, 양자의 비커스 경도차 (△HV) 를 구함으로써 얻어진다.

(2) 모재의 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. 이들 요구에 부응하기 위해서, 본 발명에 있어서는 모재의 인장 강도를 625 MPa 로 한다. 여기서, 인장 강도는, API－5L 에 준거한 인장 방향이 C 방향이 되는 전체 두께 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 실시함으로써 측정할 수 있다. 또, 본 발명의 조성 및 조직에서는, 모재의 인장 강도는 850 MPa 정도까지는 문제 없이 제조할 수 있다.

(3) －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 375 J 이상：고압 가스 라인 파이프에 있어서는, 외인성의 사고로 인해 발생한 연성 균열이 관축 방향으로 100 m/s 이상의 속도로 전파되는 고속 연성 파괴 (불안정 연성 파괴) 가 발생하는 것이 알려져 있고, 이로 인해 수 km 에도 미치는 대규모 파괴가 발생할 가능성이 있다. 이와 같은 고속 연성 파괴를 방지하기 위해서는 고흡수 에너지화가 유효하기 때문에, 본 발명에 있어서는 －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지를 375 J 이상으로 하고, 바람직하게는 400 J 이상으로 한다. 여기서, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지는, －40 ℃ 에서 ASTM A370 에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시함으로써 측정할 수 있다.

(4) －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA 값) 이 85 ％ 이상：천연 가스 등의 수송용으로서 사용되는 라인 파이프에서는, 취성 균열 전파 방지의 관점에서, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율의 값이 높은 것이 요망되고, 본 발명 범위에 있어서는 －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA 값) 을 85 ％ 이상으로 한다. 여기서, －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에 의한 연성 파면율 (SA 값) 은, API－5L 에 준거한 길이 방향이 C 방향이 되는 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험편을 채취하고, －40 ℃ 에서 낙중 (落重) 에 의한 충격 굽힘 하중을 가하여, 파단된 파면으로부터 구할 수 있다.

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

본 발명의 고강도·고인성 강판의 제조 방법은, 전술한 성분 조성으로 이루어지는 강 슬래브를, 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열하고, 오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후, 오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율 60 ％ 이상의 압연을 실시하고, 770 ℃ 이상 850 ℃ 이하의 온도에서 압연을 종료하고, 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 냉각 개시 온도로부터 10 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하의 냉각 속도로 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 온도 강하량 (ΔT) 을 350 ℃ 이상에서 가속 냉각시키고, 그 후 바로 3 ℃/s 이상의 승온 속도로 400 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열함으로써 얻어진다. 또, 여기서 말하는 온도 강하량 (△T) 이란, 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 가리킨다.

슬래브 가열 온도：1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하

본 발명의 강 슬래브는, 성분의 매크로 편석을 방지하기 위하여 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하고, 조괴법으로 제조해도 된다. 또한,

(1) 강 슬래브를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각시키고, 그 후 재차 가열하는 종래법

에 더하여,

(2) 냉각시키지 않고 온편 (溫片) 인 상태로 가열로에 장입하여 열간 압연하는 직송 압연, 혹은

(3) 약간의 보열을 실시한 후에 바로 열간 압연하는 직송 압연·직접 압연,

(4) 고온 상태인 채로 가열로에 장입하여 재가열의 일부를 생략하는 방법 (온편 장입)

등의 에너지 절약 프로세스도 문제 없이 적용할 수 있다.

가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 강 슬래브 중의 Nb 나 V 등의 탄화물이 충분히 고용되지 않아, 석출 강화에 의한 강도 상승 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 한편, 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하면 초기의 오스테나이트립이 조대화되기 때문에, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지거나, DWTT 특성이 열등하거나 하는 경우가 있다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1000 ℃ 이상 1150 ℃ 이하로 한다.

오스테나이트 재결정 온도역에서의 누적 압하율：50 ％ 이상 (적합 범위)

슬래브 가열 유지 후, 오스테나이트 재결정 온도역에서의 압연을 실시함으로써, 오스테나이트가 재결정에 의해 세립화되고, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성의 향상에 기여한다. 재결정 온도역에서의 누적 압하율은 특별히 규정되지 않지만, 50 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또, 본 발명의 강의 성분 범위에 있어서는, 오스테나이트 재결정의 하한 온도는 대략 950 ℃ 이다.

오스테나이트 미재결정 온도역에서의 누적 압하율：60 ％ 이상

오스테나이트의 미재결정 온도역에서 누적으로 60 ％ 이상의 압하를 실시함으로써, 오스테나이트립이 신전 (伸展) 되고, 특히 판두께 방향에서는 세립이 되어, 이 상태에서 가속 냉각시켜 얻어지는 강의 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성은 양호해진다. 한편, 압하량이 60 ％ 미만에서는 세립화 효과가 불충분해져 목표로 하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성이 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 오스테나이트의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율은 60 ％ 이상으로 하고, 더나은 인성 향상이 필요한 경우에는 70 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

압연 종료 온도：770 ℃ 이상 850 ℃ 이하

오스테나이트의 미재결정 온도역의 고누적 압하율에서의 대 (大) 압하는, 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성의 향상에 유효하고, 보다 저온역에서 압하함으로써 그 효과는 더 증대된다. 그러나, 770 ℃ 미만의 저온역에서의 압연은 오스테나이트립에 집합 조직이 발달하고, 그 후, 가속 냉각시켜 베이나이트 주체 조직으로 한 경우, 집합 조직이 변태 조직에도 일부 이어받아지고, 이 결과, 세퍼레이션이 발생하기 쉬워져, 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 낮아진다. 한편, 850 ℃ 를 초과하면, DWTT 특성의 향상에 유효한 미세화 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, 압연 종료 온도는 770 ℃ 이상 850 ℃ 이하로 하고, 바람직하게는 770 ℃ 이상 820 ℃ 이하로 한다.

가속 냉각의 냉각 개시 온도：750 ℃ 이상 830 ℃ 이하

가속 냉각의 냉각 개시 온도가 750 ℃ 미만에서는, 열간 압연 후, 가속 냉각 개시까지의 공랭 과정에 있어서, 오스테나이트 입계로부터 초석 페라이트가 생성되어, 모재 강도가 낮아지는 경우가 있다. 또한, 초석 페라이트의 생성량이 증가하면, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되는 페라이트와 베이나이트의 계면이 증가하기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지고, DWTT 특성이 열등한 경우가 있다. 한편, 냉각 개시 온도가 830 ℃ 를 초과하면, 압연 종료 온도도 높기 때문에, DWTT 특성의 향상에 유효한 마이크로 조직 미세화 효과가 충분히 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 냉각 개시 온도가 830 ℃ 를 초과하면, 압연 종료 후, 가속 냉각 개시까지의 공랭 시간이 조금이더라도, 오스테나이트의 회복이나 입자 성장이 진행되는 경우가 있어, DWTT 가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 개시 온도는 750 ℃ 이상 830 ℃ 이하로 하고, 바람직하게는 750 ℃ 이상 800 ℃ 이하로 한다.

가속 냉각의 냉각 속도：10 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하

가속 냉각의 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 냉각 중에 페라이트 변태가 발생하여 모재 강도가 저하되는 경우가 있다. 또한, 페라이트의 생성량이 증가하면, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되는 페라이트와 베이나이트의 계면이 증가하기 때문에, 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지고, DWTT 특성이 열등한 경우가 있다. 또한, 판두께 중앙부의 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되기 쉬워, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지고, DWTT 특성이 열등한 경우가 있다. 한편, 80 ℃/s 를 초과하면, 특히 강판 표층 근방에서는 섬형상 마텐자이트가 증가되고, 또한 표면 경도가 과잉으로 높아지기 때문에, 원하는 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 얻어지지 않고, 강관 제조시에 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 또한, 당해 표면 결함을 갖는 강관이 고압 가스 파이프 라인에 적용된 경우, 연성 파괴나 취성 파괴의 발생 기점이 되는 경우가 있어, 대규모 파괴의 원인이 되는 것이 우려된다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 속도는 10 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하로 한다. 또, 냉각 속도는 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 소요 시간으로 나눈 평균 냉각 속도를 가리킨다.

냉각 개시 온도에서부터 냉각 정지 온도까지의 온도 강하량 (△T)：350 ℃ 이상

냉각 개시 온도에서부터 냉각 정지 온도까지의 온도 강하량 (△T) 의 제어는 본 발명에 있어서 중요하다. 온도 강하량 (△T) 이 클수록 베이나이트의 핵 생성이 증대하기 때문에, 베이나이트 조직이 미세화되고, 또한 베이나이트를 구성하는 패킷이나 라스도 미세화된다. 또한, △T 가 클수록, 냉각에 의해 변태 생성된 베이나이트 중에 과포화로 고용되어 있는 탄소가 후술하는 가열 처리 중에 미세하게 석출되어, 높은 샤르피 충격 흡수 에너지나 우수한 DWTT 성능이 얻어진다. 이들 효과를 안정적으로 얻기 위해, △T 는 350 ℃ 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 400 ℃ 이상으로 한다. 한편, △T 가 350 ℃ 미만에서는, 조직의 미세화 효과가 불충분하기 때문에, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지나 DWTT 특성 가 얻어지지 않는 경우가 있다. 따라서, △T 는 350 ℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 400 ℃ 이상으로 한다. 또, 여기서 말하는 온도 강하량 (△T) 이란, 냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 가리킨다.

가속 냉각의 냉각 정지 온도：250 ℃ 이상 400 ℃ 이하

가속 냉각의 냉각 정지 온도가 250 ℃ 미만에서는, 마텐자이트 변태가 발생하는 경우가 있어 모재 강도는 상승하지만, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 현저하게 낮아지고, DWTT 특성이 현저하게 열등한 경우가 있고, 특히 강판 표층 근방에서 그 경향은 현저해진다. 또한, 냉각 속도가 빠른 표층부에서 경도가 과잉으로 높아지기 쉽고, 그 결과, 원하는 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 얻어지지 않고, 강관 제조시에 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 따라서, 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이상으로 하고, 255 ℃ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 냉각 정지 온도가 400 ℃ 를 초과하면, 후술하는 템퍼링 후에 충분한 강도가 얻어지지 않는 경우가 있는 것에 더하여, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 낮아지고, DWTT 특성이 열등한 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하로 한다.

재가열 처리

판두께 중앙부에서는 냉각 과정에 있어서의 베이나이트 변태에 수반되는 미변태의 오스테나이트로의 탄소나 합금 원소의 농화에 의해, 섬형상 마텐자이트가 생성되는 경우가 있다. 또한, 냉각 속도가 비교적 빠른 표층부에서는 섬형상 마텐자이트에 더하여, 마텐자이트가 생성되는 경우가 있다. 이들 경질층은 취성 균열이나 연성 균열의 발생 기점이 되기 때문에, 모재의 인성을 현저하게 열화시키고, 또한 표면 경도가 과잉으로 증가한 경우, 강관 제조시의 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 그래서, 재가열 처리에 의한 적정한 조직 제어를 실시하고, 모재 인성의 개선이나 표면 결함의 억제를 실시할 필요가 있다. 또, 가열 방법은 특별히 한정되지 않지만, 고주파 가열 장치가 바람직하다. 여기서, 가속 냉각 정지 후, 바로 재가열한다는 것은, 가속 냉각 정지 후, 120 초 이내에 3 ℃/s 이상의 승온 속도로 재가열하는 것을 말한다.

가속 냉각 후의 재가열 처리에 있어서의 승온 속도 (재가열 속도)：3 ℃/s 이상

가속 냉각 후의 재가열에 있어서의 승온 속도가 3 ℃/s 미만에서는, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 저하되고, DWTT 특성이 열화되는 경우가 있기 때문에, 승온 속도는 3 ℃/s 이상으로 한다. 상한은 특별히 한정되지 않지만 가열 수단의 능력에 의해 필연적으로 제한된다.

가속 냉각 후의 재가열 온도：400 ℃ 이상 500 ℃ 이하

가속 냉각 후에 생성된 섬형상 마텐자이트나 마텐자이트나 베이나이트 등의 경질상은 모재의 인성을 저하시키기 때문에, 재가열 처리에 의한 템퍼링에 의해 모재 인성을 개선시킬 필요가 있다. 재가열 온도가 400 ℃ 미만에서는 섬형상 마텐자이트나 마텐자이트나 베이나이트 등의 경질상의 템퍼링이 불충분하기 때문에, 모재 인성의 개선 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또한, 표층부에 경질상이 잔존하면, 표면 경도가 과잉으로 증가하여, 강관 제조시의 주름이나 균열 등의 표면 결함의 원인이 되는 경우가 있다. 한편, 재가열 온도가 500 ℃ 를 초과하면, 템퍼링에 의한 강도 저하가 현저해져, 원하는 모재 강도가 얻어지지 않는 경우가 있고, 또한, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 모재의 샤르피 충격 흡수 에너지가 저하되고, DWTT 특성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, 가속 냉각 후의 재가열 온도는 400 ℃ 이상 500 ℃ 이하로 한다.

상기 서술한 압연 공정에 의해 제조된 본 발명의 강판은 고강도 라인 파이프의 재료로서 바람직하게 사용된다. 본 발명의 강판을 사용하여 고강도 라인 파이프를 제조하기 위해서는, U 프레스나 O 프레스 등에 의해, 혹은 3 점 굽힘을 반복하는 프레스벤드법에 의해 대략 원통 형상으로 성형하고, 서브 머지 아크 용접 등의 용접을 실시함으로써 용접 강관으로 하고, 소정 형상이 되도록 확관한다. 이와 같이 하여 제조된 고강도 라인 파이프는 필요에 따라 표면에 도장을 실시해도 되고, 인성 향상 등을 목적으로 한 열 처리를 실시해도 된다.

실시예 1

이하, 발명의 실시예에 대해서 설명한다.

표 1 에 나타내는 성분 조성 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하고, 220 mm 두께의 슬래브로 한 후, 표 2 에 나타내는 열간 압연, 가속 냉각, 가속 냉각 후의 재가열을 실시하여, 판 두께가 30 mm 인 후강판을 제조하였다.

이상에 의해 얻어진 후강판으로부터, API－5L 에 준거한 인장 방향이 C 방향이 되는 전체 두께 인장 시험편을 채취하고, 인장 시험을 실시하여, 항복 강도 (0.5 ％ YS), 인장 강도 (TS) 를 구하였다. 또, 샤르피 충격 시험은, 판두께 방향의 1/2 위치로부터 2 mm 의 V 노치를 갖는 길이 방향이 C 방향이 되는 샤르피 시험편을 채취하고, －40 ℃ 에서 ASTM A370 에 준거한 샤르피 충격 시험을 실시하여, 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 를 구하였다. 또한, API－5L 에 준거한 길이 방향이 C 방향이 되는 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험편을 채취하고, －40 ℃ 에서 낙중에 의한 충격 굽힘 하중을 가하여, 파단된 파면의 연성 파면율 (SA_－40℃) 을 구하였다.

또한, 얻어진 후강판으로부터 경도 측정용 시험편을 채취하고, L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 기계적으로 연마하여, 표층으로부터 판두께 방향으로 2 mm 이내의 영역 (표층부) 에 있어서, 하중을 10 ㎏f 로 비커스 경도를 각 10 점 측정하여, 그 평균값을 구하였다. 또한 판두께 방향의 1/2t 위치 (판두께 중앙부) 에 있어서, 동일한 비커스 경도 시험을 실시하여, 양자의 비커스 경도차 (△HV) 를 구하였다.

그리고, 표층으로부터 판두께 방향으로 2 mm 이내의 영역 (표층부) 및 판두께의 3/8 ∼ 5/8 의 영역 (판두께 중앙부) 으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 전술한 방법으로 조직의 동정, 베이나이트, 섬형상 마텐자이트 및 잔부 조직의 면적률 그리고 시멘타이트의 평균 입경을 구하였다.

또한, 강판의 표면 특성의 평가로서 외경이 1200 mm (D/t=40) 인 강관을 제조할 때, 주름이나 균열 등의 표면 결함의 발생 유무를 육안으로 평가하여, 표면 결함이 발생하지 않는 것을 ○, 표면 결함이 발생한 것을 × 로 하였다.

＜조직 관찰＞

강판의 판 두께의 3/8 ∼ 5/8 의 영역 (판두께 중앙부) 으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, L 단면 (압연 방향과 평행한 수직 단면) 을 경면 연마하고, 나이탈로 부식시킨 후, 주사형 전자 현미경 (SEM) 을 사용하여 배율 2000 배로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진에 의해 조직을 동정하고, 베이나이트, 마텐자이트, 페라이트, 펄라이트 등의 각 상의 면적률을 화상 해석으로 구하였다.

다음으로, 동일한 시료를 전해 에칭법 (전해액：100 ㎖ 증류수＋25 g 수산화나트륨＋5 g 피크르산) 에 의해 섬형상 마텐자이트만을 출현시킨 후, SEM 을 사용하여 배율 2000 배로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진으로부터 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 섬형상 마텐자이트의 면적률을 화상 해석에 의해 구하였다.

또한, 재차, 경면 연마 후, 선택적 저전위 전해 에칭법 (전해액：10 체적％ 아세틸아세톤＋1 체적％ 테트라메틸암모늄클로라이드메틸알코올) 에 의해 시멘타이트를 추출 후, SEM 을 사용하여 2000 배로 무작위로 5 시야 관찰하고, 촬영한 조직 사진으로부터 판두께 방향의 1/2 위치에 있어서의 시멘타이트의 평균 입경 (원 상당 직경) 을 화상 해석에 의해 구하였다. 또한, 스케일을 제외한 표면으로부터 2 mm 이내의 영역 (표층부) 으로부터 샘플을 잘라내어, 상기 판두께 중앙부와 동일한 방법으로 베이나이트의 면적률 및 섬형상 마텐자이트의 면적률을 구하였다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 으로부터, No.2 ∼ 13 의 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 발명예로서, 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 20 이하, 모재의 인장 강도 (TS) 가 625 MPa 이상, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 가 375 J 이상이고, 또한 －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA_－40℃) 이 85 ％ 이상으로 되어 있어, 표면 특성이 우수한 고흡수 에너지를 갖는 고강도·고인성 강판으로 되어 있다.

이에 비해, 비교예의 No.1 은 C 량이, 비교예의 No.18 은 Mn 량이, 각각 본 발명을 하회하고 있기 때문에, 표층부와 판두께 중앙부에 있어서, 냉각 중에 발생한 페라이트나 펄라이트의 생성량이 많아서 소정량의 베이나이트가 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.14 는 Nb 량이, 비교예의 No.15 는 C 량이, 비교예의 No.17 은 Mn 량이, 각각 본 발명을 상회하고 있기 때문에, 가속 냉각 후의 재가열 후에 있어서의 마텐자이트량이 증가하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 또한, 냉각 속도가 빠른 표층부에서는 판두께 중앙부에 비해서 마텐자이트의 생성량이 많기 때문에, 표층 경도가 매우 높아, 그 결과, 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 소정값을 초과하기 때문에, 강관 제조시의 주름이나 균열 등의 표면 결함이 발생하여 표면 특성이 열등하다. 비교예의 No.16 은 Si 량이 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되는 섬형상 마텐자이트의 면적률이 많이 생성되어, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.19 는 Ti 량이 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, TiN 이 조대화되어, 연성 균열이나 취성 균열의 발생 기점이 되어, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.20 은 Ti 량이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 질화물 (TiN) 의 피닝 효과에 의한 오스테나이트립의 미세화 효과가 얻어지지 않아, 원하는 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.21 은 Nb 량이 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 미재결정역 압연의 미세화 효과가 얻어지지 않아, 원하는 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 또한, 냉각 중에 발생한 페라이트나 펄라이트의 생성량이 많기 때문에, 소정량의 베이나이트가 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다.

실시예 2

표 1 에 나타내는 강 D 및 H 의 성분 조성 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 으로 이루어지는 용강을 전로에서 용제하고, 220 mm 두께의 슬래브로 한 후, 표 4 에 나타내는 열간 압연, 가속 냉각, 가속 냉각 후의 재가열을 실시하여, 판 두께가 30 mm 인 후강판을 제조하였다.

이상에 의해 얻어진 후강판에 대하여, 실시예 1 과 동일하게, 전체 두께 인장 시험, 샤르피 충격 시험, 프레스 노치형 전체 두께 DWTT 시험을 실시하여, 항복 강도 (0.5 ％ YS), 인장 강도 (TS), 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 및 연성 파면율 (SA_－40℃) 및 비커스 경도를 측정하였다.

얻어진 결과를 표 5 에 나타낸다.

표 5 로부터, 본 발명의 제조 조건을 만족시키는 No.22 ∼ 26, 35 ∼ 37 의 강판은, 성분 조성 및 제조 방법이 본 발명에 적합한 발명예로서, 표층부와 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (△HV) 가 20 이하, 모재의 인장 강도 (TS) 가 625 MPa 이상, －40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 가 375 J 이상이고, 또한 －40 ℃ 에서의 DWTT 시험에서 얻어진 연성 파면율 (SA_－40℃) 이 85 ％ 이상으로 되어 있어, 표면 특성이 우수한 고흡수 에너지를 갖는 고강도·고인성 강판으로 되어 있다. 또한, No.22, 24 및 25 는 미재결정 온도역의 누적 압하율, 압연 종료 온도, 냉각 개시 온도 및 냉각 개시 온도에서부터 냉각 정지 온도까지의 온도 강하량 (△T) 이 적합 범위이기 때문에, 베이나이트의 미세화 효과나 가속 냉각에 의해 변태 생성된 베이나이트 중에 과포화로 고용되어 있는 탄소가 재가열 처리 중에 미세 석출되는 효과에 의해, 샤르피 충격 흡수 에너지 (ｖE_－40℃) 나 연성 파면율 (SA_－40℃) 이 동일한 조성을 갖는 강판 중에서 보다 고위로 되어 있다. 또한, No.36 은 △T 는 적합 범위이지만, 미재결정 온도역의 누적 압하율, 압연 종료 온도 및 냉각 개시 온도가 적합 범위는 아니기 때문에, No.35 의 특성에 대하여 약간 저위이다.

이에 비해, 비교예의 No.27 은 슬래브 가열 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 초기의 오스테나이트립의 조대화에서 기인되어, 원하는 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.28 은 압연 종료 온도 및 압연 종료 온도와 연동하는 냉각 개시 온도가 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, DWTT 특성의 향상에 유효한 미세화 효과가 충분히 얻어지지 않아, 원하는 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.29 는 슬래브 가열 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 강 슬래브 중의 Nb 나 V 등의 탄화물이 충분히 고용되지 않아, 석출 강화에 의한 강도 상승 효과가 얻어지지 않기 때문에, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.30 은 압연 종료 온도 및 냉각 개시 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 압연 중 혹은 냉각 중에 발생한 페라이트의 생성량이 많아서, 소정량의 베이나이트가 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다. 또한, 압연시에 발달된 집합 조직의 영향에 의한 세퍼레이션이 발생하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE_－40℃) 가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.31 은 가속 냉각시의 냉각 속도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 냉각 중에 발생한 페라이트나 펄라이트의 생성량이 많아서, 소정량의 베이나이트가 얻어지지 않아, 원하는 인장 강도 (TS) 가 얻어지지 않는다. 비교예의 No.32 는 재가열시의 가열 속도가 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 원하는 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.33 은, 재가열 온도가 본 발명 범위를 상회하고 있기 때문에, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (ｖE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.34 는, 재가열 온도가 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 재가열 처리에 있어서의 템퍼링의 효과가 불충분하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (ｖE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 또한, 표층부에 잔존한 섬형상 마텐자이트 등의 경질상에 의한 표면 경도의 증가로 인해 원하는 표면 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.38 은, 재가열시의 가열 속도가 본 발명 범위를 하회하고 있기 때문에, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (ｖE_－40℃) 및 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.39 는 냉각 정지 온도가 본 발명 범위를 상회하고, 또한 재가열 온도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 베이나이트 중의 시멘타이트가 응집·조대화되어, 원하는 인장 강도 (TS) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 또한, 온도 강하량 (△T) 이 350 ℃ 미만인 점에서도, 원하는 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.40 은 가속 냉각시의 냉각 속도가 본 발명 범위를 상회하기 때문에, 가속 냉각 후에 경질인 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (ｖE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 또, 표층부에 잔존한 경질인 마텐자이트에 의한 표면 경도의 증가로 인해 원하는 표면 특성이 얻어지지 않는다. 비교예의 No.41 은 냉각 정지 온도가 본 발명 범위를 하회하기 때문에, 가속 냉각 후의 마텐자이트의 생성량이 증가하여, 원하는 샤르피 충격 흡수 에너지 (ｖE_－40℃) 나 DWTT 특성 (SA_－40℃) 이 얻어지지 않는다. 또한, 표층부에 잔존한 경질인 마텐자이트에 의한 표면 경도의 증가로 인해 원하는 표면 특성이 얻어지지 않는다.

산업상 이용가능성

본 발명의 고흡수 에너지를 갖는 고강도·고인성 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 : 0.01 ％ 이상 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 ％ 이하
를 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 ％ 이하
에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 강판이고,
그 강판의 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 섬 형상 마텐자이트의 면적률이 3 ％ 미만이며, 또한 상기 강판의 표층부 및 판두께 중앙부의 각각에 있어서의 베이나이트의 면적률이 90 ％ 이상이고,
그리고 판두께 중앙부에 있어서의 베이나이트 중에 존재하는 시멘타이트의 평균 입경이 0.5 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고,
표층부 및 판두께 중앙부의 비커스 경도차 (ΔHV) 가 20 이하인 고강도ㆍ고인성 강판.
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 ％ 이하
에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 고강도ㆍ고인성 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도ㆍ고인성 강판의 제조 방법으로,
강 슬래브를 1000 ℃ 이상 1250 ℃ 이하로 가열하고,
오스테나이트 재결정 온도역에 있어서 압연 후,
오스테나이트 미재결정 온도역에 있어서 누적 압하율 60 ％ 이상의 압연을 실시하고,
770 ℃ 이상 850 ℃ 이하의 온도에서 압연을 종료하고,
750 ℃ 이상 830 ℃ 이하의 냉각 개시 온도로부터 10 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하의 냉각 속도로, 250 ℃ 이상 400 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 온도 강하량 (ΔT) 을 350 ℃ 이상으로 가속 냉각하고,
그 후, 즉시, 3 ℃/s 이상의 승온 속도로 400 ℃ 이상 500 ℃ 이하의 온도까지 재가열하는 고강도ㆍ고인성 강판의 제조 방법.