KR20140095103A

KR20140095103A - 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관, 고강도 강판 및 상기 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140095103A
Application number: KR1020147017371A
Authority: KR
Inventors: 다이시 후지시로; 신야 사카모토; 다쿠야 하라; 요시오 데라다
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-12-28
Filing date: 2012-12-27
Publication date: 2014-07-31
Anticipated expiration: 2032-12-27
Also published as: CN104024453A; JPWO2013100106A1; BR112014015715A2; JP5590253B2; EP2799567A4; BR112014015715B1; KR101603461B1; CN104024453B; EP2799567B1; WO2013100106A1; BR112014015715A8; EP2799567A1

Abstract

관 형상으로 성형된 모재 강판을 용접한 강관이며, 상기 모재 강판이, 질량％로, C: 0.010 내지 0.080％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 1.2 내지 2.8％, S: 0.0001 내지 0.0050％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.005％, N: 0.0010 내지 0.008％, O: 0.0001 내지 0.0080％를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고, P: 0.050％ 이하, Al: 0.020％ 이하, Mo: 0.03％ 이하로 각각 제한되고, 탄소당량 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 깨짐 감수성 지수 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 상기 모재 강판의 금속 조직의 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％이며, 잔량부가 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

Description

변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관, 고강도 강판 및 상기 강판의 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL PIPE HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND LOW TEMPERATURE TOUGHNESS, HIGH STRENGTH STEEL SHEET, AND METHOD FOR PRODUCING STEEL SHEET}

본 발명은 특히, 원유 및 천연 가스 수송용 라인 파이프에 적합한, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관, 고강도 강판 및 상기 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2011년 12월 28일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2011-287752호 및 일본 특허 출원 제2011-287699호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근 들어, 원유나 천연 가스의 장거리 수송 수단으로서, 라인 파이프의 중요성이 보다 높아지고 있다. 그러한 가운데, 원유 및 천연 가스의 수송 효율 향상을 위해 라인 파이프용 강관의 내압 고압화가 검토되고 있다. 이에 따라, 라인 파이프용 강관의 고강도화가 요구되고 있다. 또한, 고강도 라인 파이프용 강관에는, 용접 영향부(HAZ) 인성, 모재 인성(내 어레스트성), 변형 성능 등도 요구된다. 그로 인해, 베이나이트, 마르텐사이트를 주체로 하고, 미세한 페라이트를 생성시킨 강판 및 강관이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1 내지 3). 그러나, 이들은, 미국 석유 협회(API) 규격 X100(인장 강도 760㎫ 이상)의 고강도 강판 및 강관이다.

한편, 간선 파이프라인의 소재로서 실용화되어 있는, API 규격 X70(인장 강도 570㎫ 이상)이나, API 규격 X80(인장 강도 625㎫ 이상)의 고강도 강관의 고성능화도 요구되고 있다. 이에 비해서는, 베이나이트 중에 미세한 페라이트를 생성시킨 모재를 갖는 강관의 HAZ를 가열 처리하고, 변형 성능과 저온 인성을 높이는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 4). 또한, 페라이트 변태가 일어나기 어렵고, HAZ에서의 저온 인성이 양호한 성분을 갖는 강판의 모재에 20 내지 90％의 폴리고널페라이트를 생성시키고, 모재가 되는 강판의 저온 인성을 높이는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 5).

이와 같이, 강도와 인성을 양립시킨, 베이나이트, 마르텐사이트를 주체로 하는 강판 및 강관을 기초로, 다시 페라이트를 생성시켜서, 모재 인성이나 변형 성능 등의 특성을 향상시키는 방법이 제안되어 있다. 그러나, 최근에는, 수송 효율의 향상이나 심해에서의 개발을 가능하게 하기 위해서, API 규격 X70(이하, X70이라고 함) 이상, 나아가서는 API 규격 X80(이하, X80이라고 함) 이상의 고강도 라인 파이프용 강관의 후육화가 요구되고 있다. 따라서, 후육인 고강도 라인 파이프용 강관의 저온 인성이나 변형 성능에 대한 요구가 점점 높아지고 있다.

또한, 향후의 원유 및 천연 가스의 굴삭 영역은, 북극권 등의 극한지까지 미치는 것이 예상되고, 고강도 후육 라인 파이프용 강관에는 -40℃ 이하, 나아가서는 -60℃ 이하에서의 저온 인성 보증이 요구될 것으로 예상된다. 특히 강관을 제조할 때에는, 두꺼운 강판을 UO, JCO, 벤드롤 중 어느 하나의 공정에 의해 관 형상으로 성형한 후, 단부끼리를 맞대어, 아크 용접에 의한 심부의 용접을 행하는데, 판 두께가 후육화되면 용접에 의한 입열이 대입열로 되어, 용접열 영향부(Heat Affected Zone, HAZ라고 함)의 입경이 조대화되기 때문에, 저온 인성의 저하가 중요한 문제가 된다.

이에 비해, 고강도 후육 라인 파이프용 강관의 HAZ의 저온 인성을 향상시키는 기술에 대해서는, C량을 극저량으로 해서 베이나이트를 기본 조직으로 하는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 6 내지 7). 또한, 입자내 변태를 이용하여 HAZ의 조직을 미세화하는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 8 내지 10). 또한, 결정 방위 관계를 규정한 베이나이트 조직을 주체로 하고, 합금 원소의 적정화에 의해 인성에 유해한 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼합 조직(Martensite-Austenite constituent(이하 「M-A」))을 제어하는 방법(예를 들어, 특허문헌 11)이나, 켄칭성을 높여서 후육 강판에 있어서도 베이나이트를 주체로 하고, 입자내 베이나이트를 이용하여 HAZ를 미세화하는 방법(예를 들어, 특허문헌 12 내지 13)도 제안되어 있다.

이상의 방법은, HAZ의 저온 인성의 향상에 매우 효과적이다. 그러나, 최근에는, 고강도 라인 파이프용 강관의 가일층의 후육화나 저온 인성에 대한 요구가 점점 높아지고 있어, 20㎜ 이상의 후육, 또한 -60℃ 이하로 한 극후, 극저온에서의 HAZ 인성이 요구되고 있다.

일본 특허 공개 제2003-293078호 공보 일본 특허 공개 제2003-306749호 공보 일본 특허 공개 제2005-146407호 공보 일본 특허 공개 제2004-131799호 공보 일본 특허 공개 제2009-270197호 공보 특허 제3602471호 공보 일본 특허 공개 제2000-345239호 공보 일본 특허 공개 평성 08-325635호 공보 일본 특허 공개 제2001-355039호 공보 일본 특허 공개 제2003-138340호 공보 일본 특허 공개 제2007-239049호 공보 일본 특허 공개 제2008-163456호 공보 일본 특허 공개 제2009-149917호 공보

변형 성능의 향상을 위해서는, 모재가 되는 강판 및 강관의, 연질인 페라이트와 경질인 베이나이트, 마르텐사이트의 복합 조직화가 유효하다. 또한, 모재 인성의 향상을 위해서는, 미세한 페라이트를 생성시킨 페라이트+베이나이트를 포함하는 미세한 금속 조직으로 하는 것이 유효하다.

한편, HAZ 인성의 향상을 위해서는, 탄소당량 Ceq 및 깨짐 감수성 지수 Pcm을 제어하고, 또한 B 및 Mo 등을 첨가함으로써 켄칭성을 높여서, 입계로부터 생성되는 조대한 페라이트 생성을 억제함과 함께, Ti 산화물을 이용한 입자내 변태 조직을 주체로 하는 미세한 금속 조직으로 하는 것이 유효하다. 따라서, 페라이트의 생성의 용이함의 관점에서, HAZ 인성과 모재 인성의 양쪽에 최적인 화학 성분 조성은 상반되는 것이다.

이것을 해결하는 방법으로서, B와 Mo를 복합 첨가한 켄칭성이 높은 강에 있어서도 열간 압연 공정에 있어서 저온 압연함으로써 페라이트를 생성시키는 방법이 제안되어 있다. 그러나, Mo 첨가는 합금 비용을 증대시키고, 저온 압연은 생산 설비에의 부가가 크기 때문에, 생산성도 저하된다. 따라서, 저온 인성 및 변형 성능의 양자를 확보하기 위해서는 높은 합금 비용, 생산 비용을 필요로 하고, 이들을 만족시키는 고품질의 고강도 강판이나 강관을 저렴하게 대량 생산하는 것은 매우 곤란하였다.

또한, 원유 및 천연 가스 등의 라인 파이프에 의한 수송 효율의 향상을 위해서는, 상술한 바와 같이, 고강도 라인 파이프용 강관의 고강도 또한 후육화가 유효하다. 그러나, 강관의 내압 고압화를 도모하기 위해, 이렇게 강관의 관 두께를 후육으로 하면, 저온에서의 HAZ 인성을 보장하는 것이 곤란해진다. 특히, 20㎜ 이상의 후육재에서는 아크 용접할 때의 입열이 대입열로 되고, HAZ의 입경이 조대화되고, M-A량도 증대하기 때문에, -40℃, 나아가서는 -60℃라는 극저온에서의 인성을 보장하는 것이 매우 곤란하였다. 그리고, 상술한 바와 같은 종래의 방법에서는, 20㎜ 이상의 후육, 또한 -60℃ 이하와 같은, 극후 또한 극저온에서의 HAZ 인성을 확보하는 것은 불충분하였다.

본 발명은 이러한 실정을 감안하여, 탄소당량 Ceq 및 깨짐 감수성 지수 Pcm을 제어하고, 또한 B를 첨가하여 HAZ에서의 페라이트 생성을 억제시키기 위해 켄칭성을 높인다. 또한 한편, 본 발명은 모재가 되는 고강도 강판에는 저온 압연을 필요로 하지 않고, 열간 압연 후의 냉각 조건을 제어함으로써, 변형 성능이나 저온 인성을 향상시키는 폴리고널페라이트를 생성시킨다. 본 발명은 특히, 고강도 강판의 합금 비용 및 제조 비용을 저감하고, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 이 고강도 강판을 모재로 하는 고강도 강관 및 상기 강판의 제조 방법의 제공을 과제로 하는 것이다.

또한, 본 발명에서는, 압연 방향으로 연신하고 있지 않은, 어스펙트비가 4 이하인 페라이트를 폴리고널페라이트라고 한다. 여기서, 어스펙트비는 페라이트 입자의 길이를 폭으로 나눈 값이다.

종래, HAZ 인성을 향상시키기 위해서는, B와 Mo를 모두 첨가함과 함께, 켄칭성의 지표인 Ceq 및 용접성의 지표인 깨짐 감수성 지수 Pcm을 최적인 범위로 제어하고 있었다. 그리고, 모재 인성이나 변형 성능을 향상시키기 위해서는, 열간 압연 공정에 있어서의 저온 압연을 필요로 하고 있었기 때문에, 저온 인성이나 변형 성능이 우수하고, 특히 후육인 고강도 라인 파이프용 강판 및 강관을 저렴하게 대량 생산하는 것은 곤란하였다.

본 발명은 Mo 첨가량을 제한함과 함께, 켄칭성이 높은 성분 조성으로 함으로써, HAZ에 있어서, 조대한 입계 페라이트를 억제시킨다. 또한, 이러한 성분 조성으로 한 강판에 대한 열간 압연 후의 냉각 조건을 최적화함으로써, 모재가 되는 강판에 있어서 열간 압연 공정에의 부하를 경감해도 연질 또한 미세한 폴리고널페라이트와 경질인 베이나이트, 마르텐사이트와의 복합 조직으로 한 것이다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

[1] 관 형상으로 성형된 모재 강판을 용접한 강관이며, 상기 모재 강판이, 질량％로, C: 0.010 내지 0.080％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 1.2 내지 2.8％, S: 0.0001 내지 0.0050％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.005％, N: 0.0010 내지 0.008％, O: 0.0001 내지 0.0080％를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고, P: 0.050％ 이하, Al: 0.020％ 이하, Mo: 0.03％ 이하로 각각 제한되고, 하기 (식 1)에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 (식 2)에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 상기 모재 강판의 금속 조직의 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％이며, 잔량부에 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상을 포함하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 … (식 1)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)

상기 (식 1), (식 2)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.

[2] 상기 모재 강판이, 또한, 질량％로, W: 0.01 내지 0.50％, V: 0.010 내지 0.100％, Nb: 0.001 내지 0.200％, Zr: 0.0001 내지 0.0500％, Ta: 0.0001 내지 0.0500％, Mg: 0.0001 내지 0.0100％, Ca: 0.0001 내지 0.0050％, REM: 0.0001 내지 0.0050％, Y: 0.0001 내지 0.0050％, Hf: 0.0001 내지 0.0050％, Re: 0.0001 내지 0.0050％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고, 상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, [1]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')

상기 (식 1'), (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0％인 경우 및, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.

[3] 질량％로, 상기 모재 강판의 C의 함유량이 0.010 내지 0.060％이며, Al의 함유량이 0.008％ 이하이고, 하기 (식 3)에 의해 구해지는, 용접열 영향부에서의 γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃이고, 상기 용접열 영향부에 있어서의 구 γ입자 내에 입자내 변태 조직을 포함하는, [1]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

γ/α 변태 개시 온도=-2500Ceq²+1560Ceq+370 … (식 3)

[4] 상기 용접열 영향부에 있어서의 마르텐사이트-오스테나이트 복합체가, 면적 분율로 2.5％ 이하인, [3]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[5] 상기 용접열 영향부에 있어서의 금속 조직의 대각 입경이 80㎛ 이하인, [3]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[6] 상기 모재 강판의 판 두께가 20 내지 40㎜인, [3]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[7] 상기 강관의 주위 방향을 인장 방향으로 했을 때, 상기 모재 강판의 인장 강도가 500 내지 800㎫인, [3]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[8] 상기 모재 강판이, 또한, 질량％로, W: 0.01 내지 0.50％, V: 0.010 내지 0.100％, Nb: 0.001 내지 0.200％, Zr: 0.0001 내지 0.0500％, Ta: 0.0001 내지 0.0500％, Mg: 0.0001 내지 0.0100％, Ca: 0.0001 내지 0.0050％, REM: 0.0001 내지 0.0050％, Y: 0.0001 내지 0.0050％, Hf: 0.0001 내지 0.0050％, Re: 0.0001 내지 0.0050％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고, 상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, [3]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')

[9] 상기 용접열 영향부에 있어서의 마르텐사이트-오스테나이트 복합체가, 면적 분율로 2.5％ 이하인, [8]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[10] 상기 용접열 영향부에 있어서의 금속 조직의 대각 입경이 80㎛ 이하인, [8]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[11] 상기 모재 강판의 판 두께가 20 내지 40㎜인, [8]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[12 상기 강관의 주위 방향을 인장 방향으로 했을 때, 상기 모재 강판의 인장 강도가 500 내지 800㎫인, [8]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.

[13] 질량％로, C: 0.010 내지 0.080％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 1.2 내지 2.8％, S: 0.0001 내지 0.0050％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.005％, N: 0.0010 내지 0.008％, O: 0.0001 내지 0.0080％를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고, P: 0.050％ 이하, Al: 0.020％ 이하, Mo: 0.03％ 이하로 각각 제한되고, 하기 (식 1)에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 (식 2)에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, 금속 조직에 있어서, 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％이며, 잔량부에 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상을 포함하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 … (식 1)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)

[14] 또한, 질량％로, W: 0.01 내지 0.50％, V: 0.010 내지 0.100％, Nb: 0.001 내지 0.200％, Zr: 0.0001 내지 0.0500％, Ta: 0.0001 내지 0.0500％, Mg: 0.0001 내지 0.0100％, Ca: 0.0001 내지 0.0050％, REM: 0.0001 내지 0.0050％, Y: 0.0001 내지 0.0050％, Hf: 0.0001 내지 0.0050％, Re: 0.0001 내지 0.0050％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고, 상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, [13]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')

[15] 질량％로, C의 함유량이 0.010 내지 0.060％이며, Al의 함유량이 0.008％ 이하이고, 하기 (식 3)에 의해 구해지는, 용접열 영향부에서의 γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃인, [13]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.

γ/α 변태 개시 온도=-2500Ceq²+1560Ceq+370 … (식 3)

[16] 또한, 질량％로, W: 0.01 내지 0.50％, V: 0.010 내지 0.100％, Nb: 0.001 내지 0.200％, Zr: 0.0001 내지 0.0500％, Ta: 0.0001 내지 0.0500％, Mg: 0.0001 내지 0.0100％, Ca: 0.0001 내지 0.0050％, REM: 0.0001 내지 0.0050％, Y: 0.0001 내지 0.0050％, Hf: 0.0001 내지 0.0050％, Re: 0.0001 내지 0.0050％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고, 상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, [15]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')

[17] 질량％로, C: 0.010 내지 0.080％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 1.2 내지 2.8％, S: 0.0001 내지 0.0050％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.005％, N: 0.0010 내지 0.008％, O: 0.0001 내지 0.0080％를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고, P: 0.050％ 이하, Al: 0.020％ 이하, Mo: 0.03％ 이하로 각각 제한되고, 하기 (식 1)에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 (식 2)에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강편을, 950℃ 이상으로 가열하고, Ar₃ 이상에서 열간 압연 공정을 행하고, 10℃/s 미만의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃의 온도로부터 하기 (식 4)에 의해 구해지는 Bs 이하의 온도까지, 10℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 … (식 1)

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)

Bs(℃)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo … (식 4)

상기 (식 1), (식 2), (식 5)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.

[18] 상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 개시 온도를 Ar₃ 내지 Ar₃+100℃, 또한 압하비를 1.5 이상으로 하는 미재결정 γ영역 압연을 행하는, [17]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

[19] 상기 강편은, 또한, 질량％로, W: 0.01 내지 0.50％, V: 0.010 내지 0.100％, Nb: 0.001 내지 0.200％, Zr: 0.0001 내지 0.0500％, Ta: 0.0001 내지 0.0500％, Mg: 0.0001 내지 0.0100％, Ca: 0.0001 내지 0.0050％, REM: 0.0001 내지 0.0050％, Y: 0.0001 내지 0.0050％, Hf: 0.0001 내지 0.0050％, Re: 0.0001 내지 0.0050％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고, 상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, [15]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')

[20] 상기 열간 압연 공정에 있어서, 압연 개시 온도를 Ar₃ 내지 Ar₃+100℃, 또한 압하비를 1.5 이상으로 하는 미재결정 γ영역 압연을 행하는, [19]에 기재된 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

본 발명에 따르면, HAZ에서는 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제하고, 모재인 강판에는 열간 압연 공정에 있어서의 저온 압연을 필요로 하지 않고 폴리고널페라이트를 생성시키는 것이 가능해진다. 이에 의해, 강도 및 HAZ 인성을 향상시키고, 또한, 모재부의 변형 성능 및 저온 인성이 매우 우수한 고강도 강판, 또한, 이것을 모재로 하는 고강도 강관을 제공할 수 있다.

도 1은 열간 가공 온도와 폴리고널페라이트의 면적률의 관계를 도시하는 도면.
도 2는 가속 냉각 개시 온도와 폴리고널페라이트의 면적률의 관계를 도시하는 도면.
도 3은 폴리고널페라이트의 면적률과 변형 성능 및 강도의 관계를 도시하는 도면.
도 4는 폴리고널페라이트의 면적률과 모재의 저온 인성의 관계를 도시하는 도면.
도 5는 Ceq와 γ/α 변태 개시 온도의 관계를 도시하는 도면.
도 6은 γ/α 변태 개시 온도와 대각 입경의 관계를 도시하는 도면.
도 7은 대각 입경과 -60℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지와의 관계를 도시하는 도면.
도 8은 본 발명의 고강도 강관에 있어서의 모재 조직의 광학 현미경 사진.
도 9는 본 발명의 고강도 강관에 있어서의 모재 조직의 모식도.
도 10은 본 발명의 고강도 강관에 있어서의 HAZ 조직의 모식도.
도 11은 γ/α 변태 개시 온도가 600℃ 초과인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진.
도 12는 γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진.
도 13은 M-A의 면적 분율이 2.2％인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진.
도 14는 M-A의 면적 분율이 3.0％인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진.

이하, 본 발명의 실시 형태에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명에 이른 본 발명자들의 지식에 대하여 설명한다.

일반적으로, 저온 인성의 향상, 특히, -40℃, 나아가서는, -60℃라고 하는 극저온에서의 인성의 확보에는, 결정립의 미세화가 유효하다. 특히, HAZ의 금속 조직에 있어서는, 결정립의 미세화에는, 조대한 입계 페라이트의 억제가 매우 유효하다. 그러나, HAZ의 입계 페라이트를 억제하는 효과를 갖는 켄칭성이 높은 화학 성분 조성에서는, 모재의 변형 성능 및 저온 인성을 향상시키는 미세한 폴리고널페라이트의 생성이 곤란하다는 것을 알았다.

그래서, 본 발명자들은, 용접시의 입열 및 강관의 판 두께에 의해 결정되는 HAZ의 열 이력에서는 페라이트는 생성되지 않지만, 열간 압연 공정에서는 폴리고널페라이트를 생성시킬 수 있는 고강도 강판의 제조 방법을 지향하였다. 그러나, 상술한 바와 같이, 원래 베이나이트, 마르텐사이트 조직 주체의 고강도 강판을 제조하기 위하여 첨가하는 Mo나 B를 포함하는 켄칭성이 높은 화학 성분 조성에서는, 고강도 강판의 모재에 폴리고널페라이트를 생성시키는 것은 곤란하다.

Mo는, B와의 복합 첨가에 의해 켄칭성을 대폭으로 향상시키는 원소인 것이 알려져 있다. 즉, Mo-B 복합 첨가강은, 동일한 Ceq를 나타내는 Mo를 포함하지 않는 B 첨가강과 비교하여 페라이트 변태를 더욱 지연시키는 효과를 갖는 것이 시사된다. 본 발명자들은, 먼저, Mo-B 복합 첨가강과 Mo 이외의 원소로 켄칭성을 높인 B 첨가강에 대해서, 금속 조직이 오스테나이트이며, 재결정하지 않는 온도 영역, 즉, 미재결정 γ영역에서의 압연 조건과 페라이트 생성의 관계를 검토하였다.

먼저, Mo 이외의 원소로 켄칭성을 높인 B 첨가강으로서, 질량％로, C: 0.010 내지 0.080％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 1.2 내지 2.8％, S: 0.0001 내지 0.0050％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.005％, N: 0.0010 내지 0.008％, O: 0.0001 내지 0.0080％를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고, P: 0.050％ 이하, Al: 0.020％ 이하, Mo: 0.03％ 이하로 각각 제한되고, 켄칭성의 지표인 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 용접성의 지표인 깨짐 감수성 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강을 용제하고, 주조하여 강편을 제조하였다. 또한, 비교를 위하여, Mo-B 복합 첨가강을 용제하고, 주조하여 강편을 제조하였다.

이어서, 얻어진 강편으로부터 높이 12㎜, 직경 8㎜의 시험편을 잘라내고, 열간 압연을 모의한 가공 열처리를 실시하였다. 가공 열처리로서, 압하비를 1.5로 하는 1회의 가공을 실시하고, 공냉에 상당하는 0.2℃/s로 냉각하고, 또한, 수냉에 상당하는 15℃/s로 가속 냉각하였다. 또한, 가공을 부여하는 온도(가공 온도)는 가공되어 연신한 페라이트(가공 페라이트라고 함)의 생성 및 생산성을 저하시키는 저온 압연을 피하기 위하여 Ar3 이상의 온도로 하였다. 냉각 시의 변태 온도 Ar₃은, 열팽창 곡선으로부터 구하였다.

가공 열처리 후, 시험편의 폴리고널페라이트의 면적률을 측정하였다. 또한, 압연 방향으로 연신하고 있지 않은, 어스펙트비가 1 내지 4인 페라이트를 폴리고널페라이트로 하였다.

수냉에 상당하는 15℃/s에서의 가속 냉각을 개시하는 온도(가속 냉각 개시 온도)를 Ar₃-70℃로 하고, 상기 가공 온도를 변화시켜서, 폴리고널페라이트가 생성되는 조건을 검토하였다. 결과를, 도 1에 나타낸다. 또한, 도 1은, 폴리고널페라이트의 면적률을 가공 온도와 Ar₃의 차에 대하여 플롯한 것이며, 「◇」는, Mo-B 복합 첨가강의 결과, 「○」는, Mo 이외의 원소로 켄칭성을 높인 B 첨가강의 결과이다. 도 1에 도시한 바와 같이, Mo-B 복합 첨가강에서는, 상기 가공 열처리의 압연 개시 온도를 Ar₃+60℃ 이하로 하고, 압하비를 1.5 이상으로 하는 저온 압연(변형 도입 압연)을 행하지 않으면, 면적률 27％ 이상의 폴리고널페라이트를 얻지 못하는 것을 알았다. 즉, Mo-B 복합 첨가강의 경우에는 가공 온도를 엄격하게 제어하고, 저온에서 압연할 필요가 있다. 한편, Mo 이외로 켄칭성을 높인 B 첨가강은 가공 온도에 의하지 않고 면적률 27％ 이상의 폴리고널페라이트가 생성되는 것을 알았다.

또한, 열간 압연 후의 가속 냉각의 개시 온도와 폴리고널페라이트의 면적률의 관계, 및 폴리고널페라이트의 면적률과 변형 성능, 저온 인성 각각과의 관계에 대하여 검토를 행하였다. 열간 압연은, 재가열 온도를 1050℃로 하고, 패스 횟수를 20 내지 33회로 하고, Ar₃ 이상에서 압연을 종료하고, 공냉한 후, 가속 냉각으로서 수냉을 행하였다. 또한, 미재결정 γ영역에서의 압하비를 1.5 이상으로 하고, 공냉한 후, 다양한 온도로부터 수냉(가속 냉각)을 개시하였다.

상기 열간 압연에 의해 얻어진 강판의 폴리고널페라이트의 면적률은 광학 현미경을 사용하여 측정하고, 인장 시험과 낙중 시험(Drop Weight Tear Test, DWTT라고 함)을 행하여, 인장 특성과 저온 인성의 평가를 행하였다.

인장 특성은, API 규격의 시험편을 사용하여 평가하고, 인장 강도, 항복 강도 및 항복 강도(YS)과 인장 강도(TS)의 비(YS/TS, 항복비라고 함)를 구함으로써, 강도와 변형 성능이 양립 가능하게 되는 폴리고널페라이트의 면적률을 검토하였다.

또한, DWTT는 -60℃로 행하고, 파면의 연성 파면율(Shear Area, SA라고 함)을 구하고, 저온 인성을 평가하였다.

가속 냉각 개시 온도와 폴리고널페라이트의 면적률의 관계를, 도 2에 나타낸다. 또한, 도 2에서는, 「○」는 B 첨가강의 결과이며, 「◇」는 Mo-B 첨가강의 결과이다. 도 2로부터, Mo 이외의 원소로 켄칭성을 높인 B 첨가강에서는, 열간 압연 후의 가속 냉각 개시 온도를 Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃로 하면, 강판의 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％로 되는 것을 알았다. 즉, 열간 압연의 종료 후, Ar₃ 이상의 온도로부터, Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃의 범위 내의 온도까지 공냉하면, 면적률 27 내지 90％의 폴리고널페라이트를 생성시킬 수 있다.

또한, Mo 이외의 원소로 켄칭성을 높인 B 첨가강에 대해서, 폴리고널페라이트의 면적률과, 인장 강도 및 항복비의 관계를 도 3에 나타낸다. 「○」는, 폴리고널페라이트의 면적률과 항복비의 관계, 「◇」는, 폴리고널페라이트의 면적률과 인장 강도의 관계이다. 도 3으로부터, 폴리고널페라이트의 면적률을 27％ 이상으로 하면, 항복비 80％ 이하, 폴리고널페라이트의 면적률을 50％ 이상으로 하면, 항복비 70％ 이하의 매우 양호한 변형 성능이 얻어지는 것을 알 수 있다.

또한, 도 3으로부터, X70에 상당하는 570㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, 폴리고널페라이트의 면적률을 90％ 이하로 하는 것이 필요한 것을 알 수 있다. 또한, X80에 상당하는 625㎫ 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는, 폴리고널페라이트의 면적률을 75％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, X80에 상당하는 625㎫ 이상의 인장 강도를 보다 안정적으로 확보하기 위해서는, 폴리고널페라이트의 면적률을 70％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직한 값은 60％ 이하이다.

즉, 도 3으로부터, 폴리고널페라이트의 면적률을 27 내지 90％로 함으로써, 변형 성능과 강도의 밸런스가 양호해지는 것을 알 수 있다.

또한, 폴리고널페라이트의 면적률과 -60℃에서의 연성 파면율 SA의 관계를, 도 4에 나타낸다. 도 4로부터, 연성 파면율 85％ 이상을 얻기 위해서 폴리고널페라이트의 면적률 20％로 하면 되는 것을 알 수 있다.

이상과 같이, 본 발명자들은, HAZ 및 모재의 저온 인성, 변형 성능을 향상시키기 위해, B 첨가강 중에 충분한 폴리고널페라이트를 생성시키기 위해서는, B와 함께 첨가하는 제3 원소로서, Mo 이외의 합금 원소를 사용하는 것이 중요하다는 것을 발견하였다. 본 발명자들은, 가일층의 상세한 검토를 행하고, 이하의 지식을 얻어서 본 발명을 완성시켰다.

B 첨가강 중에 폴리고널페라이트를 생성시키고, 모재 인성 및 변형 성능을 높이기 위해서는, B와 함께 첨가하는 켄칭성을 향상시키는 제3 원소의 영향이 중요하다. 그리고, HAZ 인성을 확보하기 위해서는, 켄칭성을 높인 화학 성분 조성으로 할 필요가 있다. 그러나, 켄칭성을 높이기 위해 B와 Mo의 복합 첨가로 한 경우에는, 압연 조건을 엄격하게 제어할 필요가 있고, 생산 비용이 높아짐과 함께, 합금 비용이 높아진다는 문제가 있다. 따라서, B와 함께 첨가하는 제3 원소로서, Mo 이외의 켄칭성 향상 원소를 선택한 화학 성분 조성으로 할 필요가 있다.

또한, 켄칭성을 향상시키기 위해서는, 켄칭성의 지표인 Ceq를 0.30 내지 0.53의 범위로 하고, 나아가서는, 켄칭성을 향상시키는 원소로서, C 외에, Mn, Cr, Ni, Cu 등의 원소를 선택하였다.

또한, 열간 압연 후에 폴리고널페라이트를 생성시키기 위해서, 소위 변형 도입 압연을 행할 필요는 없다. 여기서, 변형 도입 압연이란, 압연 개시 온도를 Ar₃+60℃ 이하, 압하비가 1.5 이상인 조건에서 행하여지는 열간 압연이다. 본 발명에서는, 이 변형 도입 압연을 행하지 않아도, 열간 압연 후의 냉각 조건을 제어하는 것만으로, 변형 성능이나 저온 인성을 향상시키는 폴리고널페라이트를 생성시킬 수 있다. 열간 압연 후의 가속 냉각 개시 온도를 Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃로 함으로써 강판의 폴리고널페라이트의 면적률을 27 내지 90％로 할 수 있다. 또한, 가속 냉각 개시 온도까지의 냉각은 공냉으로 행해도 되지만, 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만인 완(緩)냉각으로 행해도 된다.

또한, 이와 같이, 열간 압연 후, 상기 가속 냉각 개시 온도까지 완냉하여 폴리고널페라이트를 생성시킨 후, 베이나이트 변태, 마르텐사이트 변태에 의한 강도의 향상을 위해, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 가속 냉각한다. 또한, 강도를 확보하기 위해서, 가속 냉각은 베이나이트 생성 온도 Bs 이하로 정지시킬 필요가 있다.

또한 한편, 저온에서의 HAZ 인성의 향상, 특히, -40℃, 나아가서는 -60℃와 같은 극저온에서의 HAZ 인성의 확보에는 경질 제2상인 M-A의 저감 및 결정립의 미세화가 필요하다. 그러나, 20㎜ 이상의 후육재에서는 용접시의 입열이 대입열로 되고, HAZ의 입경이 조대화되고, 인성에 유해한 경질 제2상인 M-A도 증대한다. 이로 인해, -40℃, 나아가서는 -60℃와 같은 극저온에서의 HAZ 인성을 보장하는 것이 매우 곤란하다. 그래서 이어서, 본 발명자들은, 용접시의 M-A의 생성을 억제하고, 또한, 조대한 입계 페라이트의 생성을 방지하는 방법을 지향하였다. 또한, 본 발명자들은, 산화물을 기점으로 한 입자내 변태를 촉진시키고, 또한 켄칭성을 높임으로써, 용접시에 생성되는 입자내 변태 조직을 미세화하여, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직의 대각 입경을 미세화하고, HAZ에 있어서의 저온 인성을 향상시키는 방법을 지향하였다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 입자내 변태 조직이란, 개재물을 미세하게 분산시키고, 그것을 기점으로 하여 꽃잎 형상(방사상)으로 생성한 입자내 페라이트 또는 입자내 베이나이트이다.

그래서 이어서, 본 발명자들은, HAZ에서의 입자내 변태 조직의 생성 온도에 미치는 성분의 조건에 대하여 검토를 행하였다.

먼저, 질량％로, C: 0.010 내지 0.060％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 1.2 내지 2.8％, S: 0.0001 내지 0.0050％, Ti: 0.003 내지 0.030％, B: 0.0003 내지 0.005％, N: 0.0010 내지 0.008％, O: 0.0001 내지 0.0080％를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고, P: 0.050％ 이하, Al: 0.008％ 이하, Mo: 0.03％ 이하로 각각 제한되고, 켄칭성의 지표인 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 용접성의 지표인 깨짐 감수성 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강을 용제하고, 주조하여 강편을 제조하였다.

이어서, 얻어진 강편으로부터 길이 10㎜, 3㎜ 직경의 시험편을 잘라내고, 용접부의 HAZ를 모의한 열처리를 실시했을 때의 베이나이트와 입자내 변태 조직의 γ/α 변태 개시 온도를 열팽창 측정에 의해 측정하였다. 이때의 Ceq와 γ/α 변태 개시 온도의 관계를 도 5에 나타낸다.

또한, 강편으로부터 길이 120㎜, 한변이 12㎜인 정사각형의 시험편을 잘라내고, 용접부의 HAZ를 모의한 상기 열처리를 실시한 후, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직의 대각 입경을 EBSP(Electron Back Scatter Diffraction Pattern)법에 의해 측정하였다. 또한, 각 결정립에 15° 이상의 각도차를 나타낸 계면을 대각 입계라고 정의하고, 대각 입계에 둘러싸인 결정립의 입경 최댓값을 HAZ 인성에 유효한 대각 입경(유효 결정립 직경)으로서 정의하였다. 결과를 도 6에 나타낸다. 또한, 입경은, 결정립과 동일한 면적의 원의 반경이다.

또한, 강편으로부터 길이 120㎜, 한변이 12㎜인 정사각형의 시험편을 잘라내고, 용접부의 HAZ를 모의한 상기 열처리를 실시한 후, 샤르피 충격 시험을 행하고, -60℃에서의 흡수 에너지를 측정하였다. 결과를 도 7에 나타낸다.

도 5에 도시한 바와 같이, Ceq의 증가에 수반하여 γ/α 변태 개시 온도가 저하되는 것을 알 수 있다. 즉, 켄칭성을 높이는 것에 의해, 입자내 변태 조직의 γ/α 변태 개시 온도를 저온화시킬 수 있다.

도 6에 도시한 바와 같이, γ/α 변태 개시 온도가 저하됨과 함께 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직의 대각 입경은 미세화되었지만, 한편, γ/α 변태 개시 온도가 500℃ 미만의 저온으로 되면 대각 입경이 조대화되는 것을 알았다. 이것은, γ/α 변태 개시 온도의 저하에 의한 결정립 미세화 효과는, 생성되는 입자내 변태 조직의 입경 미세화가 크게 기여하지만, 한편, γ/α 변태 개시 온도가 너무 저온으로 되면 입자내 변태 조직이 얻어지지 않고, 베이나이트, 마르텐사이트 주체의 조직으로 되어 결정립이 조대화되었기 때문이라고 생각된다. γ/α 변태 개시 온도의 저온화에 의한 조직 미세화는, 저온에서 변태할수록 과냉도가 증대하고, 입자내 변태의 핵 생성 빈도가 증가하여 입자내 변태가 촉진된 결과, 얻어진 효과라고 생각된다.

도 7은, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직의 대각 입경과 -60℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지의 관계를 도시하는 도면이다. 도 7에 도시한 바와 같이, 대각 입경이 미세화되면 -60℃에서의 샤르피 흡수 에너지는 증가하고, 대각 입경이 80㎛ 이하일 때에 -60℃에서의 흡수 에너지가 50J 이상으로 되는 것을 알 수 있다. 즉, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직을 미세화시킴으로써, -60℃와 같은 극저온에 있어서도 우수한 인성을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.

이상과 같이, 본 발명자들은, 용접시의 M-A의 생성을 억제하고, 또한, 강의 켄칭성을 높여서 조대한 입계 페라이트의 생성을 방지함과 함께, 개재물을 기점으로 한 입자내 변태를 생성시키고, 또한, γ/α 변태 개시 온도의 제어에 의해 입자내 변태를 촉진시킴으로써, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직의 대각 입경을 미세화하고, HAZ에 있어서의 저온 인성을 향상시키는 방법을 발견하였다.

용접시의 M-A의 생성을 억제하기 위해서는, C의 저감 및 Mo의 제한이 유효하다. M-A는 용접에 의해 고온에 노출된 HAZ가 오스테나이트상이 되고, 그 후의 냉각 중에 변태가 진행되는 과정에서, 미변태의 오스테나이트상에의 C의 농축이 진행되고, 오스테나이트상이 안정화된 결과 생성되는 것이다. 그로 인해, C량을 저감함으로써 미변태 오스 테나이트 상에의 C의 농축을 억제하고, M-A의 생성을 억제한다. 또한, 이와 같이 C량을 저감함과 함께, M-A의 생성에 기여하는 Mo량도 제한함으로써, 또한 M-A의 생성을 억제하는 것이 가능하게 된다.

또한, 입자내 변태를 촉진시키기 위해, Al량을 저감하고, Ti를 적당량 첨가하는 것이 유효하다. Ti의 산화물은, 미세하게 분산시키면 입자내 변태의 생성핵으로서 유효하게 작용한다. 그러나, Al을 다량으로 첨가하면, 입자내 변태의 생성핵으로서 작용하는 Ti의 산화물의 생성이 저해되어버리기 때문에, 본 발명에서는 Ti를 적당량 첨가함과 함께, Al량을 저감한다.

또한, HAZ에 있어서의 저온 인성을 저해하는 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제하기 위해서는, 적당량의 B 첨가에 의해 켄칭성을 높이는 것이 매우 유효하다.

또한, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 조직의 대각 입경을, 더욱 미세화하기 위해서는 γ/α 변태 개시 온도를 저온화하는 것이 매우 중요한 것을 알았다. 그래서, M-A를 증가시키는 Mo 이외의 원소를 사용하여, γ/α 변태 개시 온도를 저온화시킨다.

또한, Mn, Cr, Cu, Ni 중 어느 1종류 또는 2종류 이상의 첨가에 의해 켄칭성을 높여서 γ/α 변태 개시 온도를 저하시킨다. 그리고, 저온에서 변태한 미세한 입자내 변태 조직에 의해 HAZ에서의 금속 조직을 베이나이트와 이 입자내 변태 조직을 포함하는 미세 입자로 함으로써, HAZ에 있어서의 저온 인성을 높일 수 있다.

즉, 지금까지 보고되어 온 입자내 변태 조직을 이용한 강과 비교하여, C의 저감 및 Mo의 제한에 의해 M-A의 생성을 더욱 저감한다. 그리고, Mn과, Cr, Cu, Ni 중 어느 1종류 또는 2종류 이상의 첨가에 의해 켄칭성을 높여서, 입자내 변태 조직의 γ/α 변태 개시 온도를 저온화시키고, HAZ 인성에 대한 유효 결정립 직경을 더욱 미세화시킨다.

(성분 조성)

이어서, 본 발명에 있어서의, 고강도 강관 및 고강도 강판의 성분 조성에 대하여 설명한다. 또한, 성분 조성에 관해, ％는 질량％를 의미한다.

(C: 0.01 내지 0.080％)

C는, 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 금속 조직에 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상을 생성시키기 위해서, C를 0.01％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 또한, 본 발명에서는, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서, C의 함유량을 0.080％ 이하로 한다. 또한, 특히 HAZ의 금속 조직 중에 있어서의 M-A의 생성을 억제하고, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서는, C의 함유량을 0.060％ 이하로 한다. 또한, 강도와 인성의 밸런스 관점에서, C 함유량을 0.02 내지 0.070％로 하는 것이 바람직하고, 또한 HAZ 인성을 고려하면 0.02 내지 0.050％로 하는 것이 보다 바람직하다.

(Si: 0.01 내지 0.50％)

Si는, 탈산이나 강도 향상에 유용한 원소이다. 탈산을 충분히 행하기 위해서는, 강 중에 Si가 0.01％ 이상 포함되는 것이 필요하다. 한편, 강 중에 0.50％초과의 Si를 함유시키면, HAZ의 인성이 열화될 우려가 있기 때문에, Si의 함유량의 상한을, 0.50％로 한다. 또한, 강도와 인성의 밸런스, 탈산 효율화의 관점에서, Si 함유량을 0.05 내지 0.3％로 하는 것이 바람직하고, 0.1 내지 0.25％로 하는 것이 보다 바람직하다.

(Mn: 1.2 내지 2.8％ 이하)

Mn은, 저렴한 원소이며, 켄칭성의 지표인 Ceq를 높이고, 베이나이트와 입자내 변태 조직의 γ/α 변태 개시 온도를 저하시키고, 대각 입경을 미세화하여 HAZ 인성을 높이기 위해 중요한 원소이다. 또한, 한편, Mn은, B와 함께 첨가해도 저온 압연하지 않고 모재에 폴리고널페라이트를 생성시켜, 모재 인성을 향상시킬 수 있다. 강도 및 인성을 확보하기 위해서는, 강 중에 Mn이 1.2％ 이상 포함되는 것이 필요하다.

한편, Mn을 과잉으로 첨가하면, γ/α 변태 개시 온도가 너무 저온화하여 입자내 변태 조직이 얻어지게 되고, 입경이 조대화하여 HAZ 인성을 손상시키기 때문에 상한을 2.8％로 한다. 또한, 강을 용제할 때의 생산성 관점에서는, Mn의 상한을 바람직하게는 2.5％, 보다 바람직하게는 2.2％로 한다.

(S: 0.0001 내지 0.0050％)

S는, 불순물이며, 강 중에 0.0050％초과의 S를 함유하면, 조대한 황화물을 생성하여, 인성이 저하하기 때문에, S의 함유량을 0.0050 이하로 한다. 또한, 인성의 저하를 보다 억제하기 위해서는, 0.003％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강판에 Ti의 산화물을 미세하게 분산시키면, MnS가 석출되어, 입자내 변태가 발생하고, 모재 강판 및 HAZ의 인성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는, 강 중에 S를 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 필요하다. 따라서, S의 함유량은, 0.0001 내지 0.0050％로 한다.

(Ti: 0.003 내지 0.030％)

Ti는, 모재 강판 및 HAZ의 결정립 직경의 미세화에 기여하는 Ti의 질화물을 생성시키기 위해 중요한 원소이다. 그로 인해, 강 중에 Ti가 0.003％ 이상 포함되는 것이 필요하다. HAZ의 결정립 직경을 보다 미세하게 하기 위해서는, Ti의 함유량이 0.005％ 이상인 것이 바람직하고, 0.008％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

한편, 강 중에 Ti를 과잉으로 함유시키면, 조대한 개재물을 발생하여 인성을 손상시키기 때문에, Ti의 상한은, 0.030％로 한다. 또한, Ti의 산화물을 보다 미세하게 분산시키기 위해서는, Ti의 함유량이 0.028％ 이하인 것이 바람직하고, 0.025％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

Ti의 산화물은, 미세하게 분산되면, 입자내 변태의 생성핵으로서 유효하게 작용한다. 또한, Ti를 첨가할 때의 산소량이 많으면, 조대한 Ti의 산화물을 생성하기 위해서, 제강 시에는, Si 및 Mn에 의해 탈산을 행하고, 강 중의 산소량을 저하시키는 것이 바람직하다. 이 경우, Al의 산화물은, Ti의 산화물보다도 생성되기 쉬우므로, 탈산을 위하여 강 중에 과잉량의 Al을 첨가하는 것은 바람직하지 않다.

(B: 0.0003 내지 0.005％)

B는, 켄칭성을 현저하게 높이고, HAZ에서의 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제하는 중요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 강 중에 B가 0.0003％ 이상 포함되는 것이 필요하다. 또한, 켄칭성을 보다 확실하게 높이기 위해서는, B의 함유량이, 0.0005％ 이상인 것이 바람직하다.

한편, 강 중에 B를 과잉으로 첨가하면, 조대한 BN이 발생하고, 특히 HAZ의 인성이 저하하기 때문에, B의 함유량의 상한은, 0.005％로 한다.

(N: 0.0010 내지 0.008％)

N은 TiN을 형성하고, 슬래브 재가열 시 및 HAZ의 γ입자의 조대화를 억제하여 모재, HAZ의 저온 인성을 향상시킨다. 이를 위해 필요한 최소량은 0.0010％이다.

한편, N을 과잉으로 함유시키면, BN이 생성되어 B의 켄칭성 향상 효과를 손상시키는 결과, 조대한 입계 페라이트를 생성하여 HAZ 인성을 손상시키거나, 또는 조대한 BN을 생성하여 HAZ 인성을 손상시킨다. 그로 인해, N의 상한을 0.008％로 한다. 또한, N 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는 N 함유량을 0.0020 내지 0.007로 하는 것이 바람직하다.

(O: 0.0001 내지 0.0080％)

O는, 불순물이며, 개재물의 생성에 의한 인성의 저하를 피하기 위해서, 함유량의 상한을 0.0080％로 할 필요가 있다.

한편, 입자내 변태에 기여하는 Ti의 산화물을 생성시키기 위해서는, 주조시에 강 중에 잔존하는 O량을, 0.0001％ 이상으로 한다.

또한, 인성의 확보와 Ti 산화물 생성과의 밸런스를 고려하면, 0.0010 내지 0.0050％로 하는 것이 바람직하다.

(P: 0.050％ 이하)

P는, 불순물이며, 강 중에 0.050％초과의 P를 함유하면, 모재 강판의 인성이 현저하게 저하된다. 따라서, P의 함유량을 0.050％ 이하로 제한한다. HAZ의 인성을 향상시키기 위해서는, P의 함유량을 0.020％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, P의 함유량의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은, 경제적으로 불리하기 때문에, 이 값을 하한값으로 하는 것이 바람직하다.

(Al: 0.020％ 이하)

Al은, 탈산제이지만, 개재물의 생성을 억제하여 강판 및 HAZ의 인성을 높이기 위해서는, 상한을 0.020％로 할 필요가 있다. 이렇게 Al의 함유량을 제한함으로써, 입자내 변태에 기여하는 Ti의 산화물을 미세하게 분산시킬 수 있다. 특히, 입자내 변태에 기여하는 Ti의 산화물을 충분히 생성시키기 위해서는, Al의 상한은 0.008％로 한다. Ti의 산화물을 미세하게 분산시키기 위해서는, Al의 상한이 0.005％인 것이 바람직하고, 보다 안정적으로 Ti의 산화물을 얻기 위해서는, Al의 상한이 0.003％인 것이 보다 바람직하다. 또한, Al의 함유량의 하한값은 특별히 정하지 않지만, 0％초과이어도 된다.

(Mo: 0.03％ 이하)

Mo는, 특히 B와의 복합 첨가에 의해, 켄칭성을 현저하게 높이고, 모재 강판의 고강도화, HAZ 인성의 향상에 있어서 유효한 원소이나, Mo의 첨가는, 모재 강판에 있어서의 폴리고널페라이트의 생성을 곤란하게 하고, 이에 의해, 모재의 저온 인성 및 변형 성능을 충분히 확보하지 못하게 될 우려가 있다. 그로 인해, 모재 인성 및 변형 성능의 향상을 위해 Mo량을 0.03％ 이하로 제한한다. 또한, Mo는 고가인 원소이며, 합금 비용의 관점에서는 Mo를 첨가하지 않는 편이 바람직하다.

(Cr, Cu, Ni)

또한, 본 발명의 고강도 강관 및 고강도 강판은, 상기 원소 외에, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함한다. Cr은, B와 함께 첨가해도 저온 압연하지 않고 모재 강판에 폴리고널페라이트를 생성시켜, 모재 인성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, Cr은, 저렴한 원소이며 켄칭성의 지표인 Ceq를 높이고, γ/α 변태 개시 온도를 저하시키고, 대각 입경을 미세화하여 HAZ 인성을 높이기 위하여 중요한 원소이다. 또한, Cu, Ni는 인성을 손상시키지 않고 강도를 상승시키는 유효한 원소이며, 켄칭성의 지표인 Ceq를 높이고, HAZ 인성을 향상시킨다. 또한, Cu, Ni는 B와 함께 첨가해도 저온 압연하지 않고 모재에 폴리고널페라이트를 생성시켜, 모재 인성을 향상시킨다. 또한, Cu, Ni는 γ/α 변태 개시 온도를 저하시키고, 대각 입경을 미세화시키는 원소이다. 또한, Cu와 Ni는, 표면 상처의 발생을 억제하기 위해서, 복합해서 함유시키는 것이 바람직하다.

후술하는 바와 같이, 이들 Cr, Cu, Ni의 함유량은, (식 1)(또는, (식 1'))에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이 되도록 제한되고, 또한, (식 2)(또는, (식 2'))에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이 되도록 제한된다. 또한, 특히 HAZ의 금속 조직 중에 있어서의 M-A의 생성을 억제하고, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서는, (식 3)에 의해 구해지는 γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃가 되도록 제한된다.

또한, 본 발명의 고강도 강관 및 고강도 강판은, 상기 원소 외에, 강도 및 인성을 향상시키는 원소로서, W, V, Nb, Zr, Ta 중, 1종류 또는 2종류 이상을 첨가해도 된다. 또한, 이들 원소는, 그 함유량이 바람직한 하한 미만인 경우에는, 특별히 악영향을 미치는 일은 없기 때문에, 불순물이라고 간주할 수 있다.

(W, V, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re)

또한, 본 발명에서는, 상기 원소 외에, 강도 및 인성을 향상시키는 원소로서, W, V, Nb, Zr, Ta, Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re 중, 1종류 또는 2종류 이상을 함유해도 된다. 또한, 이들 원소는, 그 함유량이 바람직한 하한 미만인 경우에는, 특별히 악영향을 미치는 일은 없으므로, 불순물이라고 간주할 수 있다.

W, V, Nb, Zr, Ta는 각각, 탄화물, 질화물을 생성하고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 1종류 또는 2종류 이상을 함유시켜도 된다. 강도를 효과적으로 상승시키기 위해서는, W량의 하한은 0.01％, V량의 하한은 0.010％, Nb량의 하한은 0.001％, Zr량, Ta량의 하한은, 모두 0.0001％로 하는 것이 바람직하다.

한편, W를 과잉으로 첨가하면, 켄칭성의 향상에 의해 강도가 과잉으로 상승하여, 인성을 손상시키는 일이 있기 때문에, W량의 상한을 0.50％로 하는 것이 바람직하다. 또한, V, Nb, Zr, Ta를 과잉으로 첨가하면, 탄화물, 질화물이 조대화하여, 인성을 손상시키는 일이 있기 때문에, V량의 상한을 0.100％, Nb량의 상한을 0.200％, Zr, Ta량의 상한을 모두 0.0500％로 하는 것이 바람직하다.

Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re는, 각각 개재물의 형태를 제어하여, 인성의 향상을 도모하는 원소이며, 1종류 또는 2종류 이상을 함유시켜도 된다.

Mg는, 산화물의 미세화나, 황화물의 형태 억제에 효과를 발현하는 원소이다. 특히, 미세한 Mg의 산화물은 입자내 변태의 생성핵으로서 작용하고, 또한, 피닝 입자로서 입경의 조대화를 억제하는 효과를 갖는다. 이들 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상의 Mg를 함유하는 것이 바람직하다. 한편 0.0100％를 초과하는 양의 Mg를 함유하면, 조대한 산화물이 생성되어, HAZ의 인성을 저하시키는 일이 있기 때문에, Mg량의 상한을 0.0100％로 하는 것이 바람직하다.

Ca 및 REM은, 황화물의 형태 제어에 유용한 원소임과 함께, 황화물을 생성하여 압연 방향으로 신장한 MnS의 생성을 억제하고, 강재의 판 두께 방향의 특성, 특히 내 라멜라티어성을 개선하는 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해서는, Ca량, REM량의 하한을, 모두 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca량, REM량은, 0.0050％를 초과하면 산화물이 증가하여, 미세한 Ti 함유 산화물이 감소하고, 입자내 변태의 생성을 저해하는 경우가 있기 때문에, Ca량, REM량 각각을 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Y, Hf, Re도, Ca, REM과 마찬가지의 효과를 발현하는 원소이며, 과잉으로 첨가하면 입자내 변태의 생성을 저해하는 경우가 있다. 그로 인해, Y, Hf, Re량의 바람직한 범위는, 각각, 0.0001 내지 0.0050％이다.

또한, 상기한 원소 이외의 잔량부는 실질적으로 Fe을 포함하고, 불가피 불순물을 비롯하여, 본 발명의 작용 효과를 해하지 않는 원소를 미량 첨가할 수 있다.

(탄소당량 Ceq)

본 발명에 있어서는, 강판 및 HAZ의 저온 인성을 확보하기 위해서, 켄칭성 향상에 기여하는 원소인, C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo 및 V의 각각의 함유량[질량％]으로부터 계산되는, 하기 (식 1)의 탄소당량 Ceq를 0.30 내지 0.53으로 한다. 탄소당량 Ceq는 용접부의 최고 경도와 상관이 있는 것이 알려져 있고, 켄칭성이나 용접성의 지표가 되는 값이다.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5… (식 1)

여기서, 상기 (식 1)에 있어서의 C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.

또한, 본 발명에 있어서, 또한 V를 포함하는 경우에는, Ceq는, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해진다.

Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')

여기서, 상기 (식 1')에 있어서의 C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.

(깨짐 감수성 지수 Pcm)

또한, 강판 및 HAZ의 저온 인성을 확보하기 위해서, C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V 및 B의 함유량[질량％]으로부터 계산되는, 하기 (식 2)의 깨짐 감수성 지수 Pcm을 0.10 내지 0.20으로 한다. 깨짐 감수성 지수 Pcm은 용접시의 저온 깨짐의 감수성을 추측할 수 있는 계수로서 알려져 있고, 켄칭성이나 용접성의 지표가 되는 값이다.

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)

여기서, 상기 (식 2)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.

또한, 본 발명에 있어서, 또한 V를 포함하는 경우에는, Pcm은, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해진다.

Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B · … (식 2')

여기서, 상기 (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.

또한, 특히 -60℃와 같은 극저온에 있어서 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해서는, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 금속 조직의 대각 입경이 80㎛ 이하인 미세 조직으로 할 필요가 있다. 그를 위해서는, Ceq와 Pcm의 제한 외에, 또한 하기 (식 3)에 의해 구해지는 HAZ에서의 γ/α 변태 개시 온도를 500 내지 600℃로 한다.

γ/α 변태 개시 온도=-2500Ceq²+1560Ceq+370 … (식 3)

(금속 조직)

본 발명의 고강도 강관에 있어서의 모재 강판의 금속 조직 및, 본 발명의 고강도 강판 금속 조직은, 폴리고널페라이트를 주로 하고, 잔량부에 경질상을 포함한다. 여기서, 도 8은, 모재 강판의 금속 조직을 나타내는 사진이다. 도 9는, 모재 강판의 금속 조직을 설명하기 위한 모식도이다. 폴리고널페라이트란, 열간 압연 후의 공냉 시에, 비교적 고온에서 생성되는 페라이트이다. 폴리고널페라이트는, 어스펙트비가 1 내지 4이며, 압연되어 연신한 페라이트(가공 페라이트)나, 열간 압연 후의 가속 냉각 시에 비교적 저온에서 생성되는, 바늘 형상의 페라이트(침상 페라이트)나 위드만스테텐 페라이트와는 구별된다. 여기서, 어스펙트비는, 페라이트 입자의 길이를 폭으로 나눈 값이다.

또한, 폴리고널페라이트는, 광학 현미경에 의해, 입자내에 조대한 시멘타이트나 마르텐사이트-오스테나이트 복합체(M-A라고 함) 등의 석출물을 포함하지 않는, 흰 둥그스럼한 괴상의 조직으로서 관찰된다.

또한, 상기 경질상은, 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 조직이다. 또한, 광학 현미경으로 관찰되는 조직에서는, 폴리고널페라이트 및 베이나이트와 마르텐사이트의 잔량부로서, 잔류 오스테나이트, M-A를 포함하는 경우가 있다. 모재 중의 M-A 분율은, 8.0％ 이하가 바람직하다.

도 9에 도시한 바와 같이, 모재 강판의 금속 조직에서는, 흰 둥그스럼한 괴상의 폴리고널페라이트(1)에 대하여 베이나이트 등의 경질상(2)은 예를 들어 라스 형상이나 판상으로 나타나고, M-A(3)은 폴리고널페라이트(1)의 입자 밖에 나타나 있다.

강판에 있어서의 폴리고널페라이트의 면적률은 27％ 이상으로 한다. 상술한 바와 같이, 켄칭성을 높인 성분 조성을 갖는 강판에서는, 폴리고널페라이트를 생성시키고, 또한, 잔량부를 베이나이트와 마르텐사이트의 경질상으로 함으로써, 강도와 변형 성능의 밸런스가 양호해진다. 폴리고널페라이트의 면적 분율이 27％ 이상에서는, 변형 성능의 지표인 항복비(YS/TS)가 80％ 이하, 폴리고널페라이트의 면적률이 50％ 이상에서는, 항복비가 70％ 이하로 되고, 양호한 변형 성능을 얻을 수 있다.

한편, 강도를 확보하기 위해서는, 폴리고널페라이트의 면적률을 90％ 이하로 할 필요가 있다. 도 3에 도시되는 바와 같이, 폴리고널페라이트의 면적률을 90％ 이하로 함으로써, X70 이상에 상당하는 인장 강도를 확보할 수 있다. 또한, 강도를 높이고, X80 이상에 상당하는 인장 강도를 확보하기 위해서는, 폴리고널페라이트의 면적률을 80％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, X80에 상당하는 인장 강도를 보다 안정적으로 확보하기 위해서는, 폴리고널페라이트의 면적률을 70％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 더욱 바람직한 값은 60％ 이하이다.

또한, 폴리고널페라이트의 면적률을 27 내지 90％로 함으로써, 강판의 강도와 인성의 밸런스가 양호해진다. 폴리고널페라이트의 면적률을 20％ 이상으로 함으로써, 도 4에 도시되는 바와 같이, 강판의 저온 인성은 현저하게 향상되어, -60℃에서의 DWTT 연성 파면율을 85％ 이상으로 할 수 있다.

또한, 강판의 금속 조직에 있어서, 폴리고널페라이트의 잔량부는 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상이다. 경질상의 면적률은, 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％이기 때문에, 10 내지 73％로 된다.

베이나이트는, 라스 형상, 판상, 괴상의 베이니틱 페라이트간 또는 베이니틱 페라이트 내에 탄화물, 잔류 오스테나이트, M-A가 위치하고 있는 조직으로서 정의된다. 마르텐사이트는, 탄소가 과포화로 고용된 라스 형상, 판상의 페라이트를 포함하는 조직이며, 탄화물은 석출되어 있지 않다. 잔류 오스테나이트는, 고온에서 생성한 오스테나이트가 γ/α 변태하지 않고, 실온에서 잔류한 오스테나이트이다.

또한, 본 발명의 고강도 강판의 판 두께는 한정되는 것은 아니지만, 20 내지 40㎜에서 특히 유효하다. 마찬가지로, 본 발명의 고강도 강관에 있어서의 모재 강판의 판 두께는 한정되는 것은 아니지만, 20 내지 40㎜에서 특히 유효하다.

(HAZ의 금속 조직)

또한, 본 발명의 고강도 강관에 있어서, 특히 -60℃와 같은 극저온에서 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해서는, HAZ에 있어서의 구 γ입자 내의 금속 조직은, 입자내 변태 조직을 포함하는 것이 중요하다.

도 10의 (a), (b)는 본 발명의 고강도 강관에 있어서의 HAZ의 조직을 설명하기 위한 모식도이며, 입자내 변태 조직을 설명하기 위한 도면이다. 도 10의 (a)는 구 γ입자 내에 입자내 변태 조직(12)가 포함되어 있지 않은 상태를 나타내고, 도 10의 (b)는 구 γ입자 내에 입자내 변태 조직(12)이 포함된 상태를 나타내고 있다. 후술하는 바와 같이, 본 발명의 고강도 강관은, 예를 들어 고강도 강판(모재)을 관 형상으로 성형하고, 맞댐부를 용접하고, 관 확장함으로써 제조된다. 그 때, 용접 금속으로부터 소정의 거리의 범위가 HAZ로 된다.

도 10의 (a), (b)에 있어서, 참조 부호 11은 구 γ(오스테나이트)입계를 나타내고 있고, 이 구 γ입계(11)로 둘러싸인 영역이 구 γ입자 내이다. 구 γ입계는 용접에 의해 고온에 노출된 모재 조직이 오스테나이트로 변태되었을 때의 오스테나이트 입계이다. 구 γ입자 내는 용접 후의 냉각 과정에서 γ/α 변태하고, 입자내 변태 조직(12)을 포함하는 조직이 된다.

도 10의 (a), (b)는, HAZ에 있어서, 2개의 구 γ입자 G1, G2가 접하고 있는 금속 조직을 나타내고 있다. 도 10의 (a), (b)에 도시하는 바와 같은 금속 조직은, HAZ를 나이탈 등으로 에칭하고, 광학 현미경이나 주사형 전자 현미경을 사용하여 100배 내지 500배 정도로 확대함으로써 관찰할 수 있다.

본 발명의 고강도 강관에서는, 특히 Al을 0.005％ 이하로 함으로써, 강 중에 Ti 산화물을 미세하게 분산시키고, 그 Ti 산화물(개재물)을 기점으로 하여, HAZ에 있어서의 구 γ입자 내에 입자내 변태 조직을 생성시킬 수 있다.

여기서, 도 10의 (a)에 도시하는 바와 같이, 구 γ입자 내에 입자내 변태 조직(12)이 포함되어 있지 않은 상태에서는, 구 γ입자 내에 생성되는 베이나이트 입자, 마르텐사이트 입자(14)가 분단되지 않아, 구 γ입자 내의 결정립 직경은 미세화되지 않는다.

이에 비해, 도 10의 (b)에 도시하는 바와 같이, HAZ에 있어서의 구 γ입자 내에서는, Al량이 저감되고, Ti가 적당량 첨가되어 있음으로써, Ti 산화물(12)가 미세하게 분산된 상태로 된다(또한, Ti 산화물(12)은 매우 미세함).

여기서, 용접에 의해 γ영역까지 가열된 모재의 금속 조직은 오스테나이트로 변태하고, 오스테나이트가 냉각되는 과정에서, 강 중에 미세 분산된 Ti 산화물(12)을 중심으로 한 페라이트 또는 베이니틱 페라이트가 방사상(꽃잎 형상)으로 생성된다. 생성된 꽃잎 형상의 페라이트를 입자내 페라이트라고 하고, 꽃잎 형상의 베이나이트를 입자내 베이나이트라고 한다. 본 발명에서는, 입자내 페라이트 및 입자내 베이나이트를 통합하여 입자내 변태 조직(13)이라고 칭한다. 입자내 변태 조직(13)은, 참조 부호 14로 나타내는 통상 얻어지는 베이나이트 입자, 마르텐사이트 입자와 상이한 결정 방위를 갖기 때문에, 이들 베이나이트 입자, 마르텐사이트 입자(14)를 분단함으로써, 구 γ입자 내의 결정립 직경을 미세화한다.

도 10의 (b)에 도시하는 바와 같이, 본 발명의 고강도 강관에서는, 입자내 변태 조직(13)이 구 γ입자 내의 조대한 베이나이트 조직, 마르텐사이트 조직(베이나이트 입자, 마르텐사이트 입자(14))을 분단함으로써, HAZ 조직이 전체적으로 미세화된다. 또한, 도 10의 (b)에서는, 한쪽의 구 γ입자 G1 내에 있어서만, 베이나이트 입자, 마르텐사이트 입자(14)가 입자내 변태 조직(13)에 의해 분단된 상태를 나타내고 있지만, 마찬가지로, 다른 쪽의 구 γ입자 G2 내에 있어서도, 입자내 변태 조직(13)이 생성되고, 베이나이트 입자, 마르텐사이트 입자(14)가 분단된 상태로 된다.

즉, Al을 0.008％ 이하로 제한하고, Ti를 적당량 첨가함으로써 Ti 산화물을 미세 분산시킨 본 발명의 고강도 강관에서는, HAZ에 있어서의 구 γ입자 내에서 다수의 입자내 변태 조직이 생성되게 되고, 구 γ 입자 내에 생성되는 조대한 베이나이트(또는 마르텐사이트)를 분단함으로써, HAZ 조직 전체가 미세화되고, HAZ 인성이 향상된다.

이와 같이, HAZ에 있어서의 금속 조직의 대각 입경은 80㎛ 이하로 되도록, 다수의 입자내 변태 조직을 생성시키는 것이 바람직하다. 극저온에 있어서의 HAZ 인성을 보다 높이기 위해서는, HAZ의 금속 조직의 대각 입경을 70㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 60㎛ 이하로 한다. 또한, 상술한 바와 같이, 대각 입경은, 15° 이상의 각도차를 나타낸 계면을 입계로 간주한 결정립의 입경이며, EBSP(Electron Back Scatter Diffraction Pattern)법에 의해 측정된다. HAZ의 금속 조직에 있어서, 각도차를 나타낸 계면(입계)을 대각 입계라고 정의하고, 대각 입계에 둘러싸인 결정립의 입경 최댓값을 HAZ 인성에 유효한 대각 입경(유효 결정립 직경)으로서 정의된다.

본 발명에서는, 상기 (식 3)에 의해 구해지는 HAZ에서의 γ/α 변태 개시 온도를 500 내지 600℃로 함으로써, 입자내 변태 조직의 생성을 촉진하고, HAZ에 있어서의 금속 조직의 대각 입경을 80㎛ 이하로 한다. 여기서, 도 11은, γ/α 변태 개시 온도가 600℃ 초과인 경우의 HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진이다. 또한, 도 12는, γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진이다. 도면 중의 화살표로 나타낸 개소에 입자내 변태 조직의 생성핵으로 되는 Ti 산화물이 존재하고 있다. 이들 도 11, 도 12는, γ/α 변태 개시 온도가 상이하지만, Al량, Ti량, 산소량은 거의 동일하기 때문에, Ti 산화물의 분산 상태도 동일하다고 생각된다. 그러나, 도 11에 도시하는 바와 같이, γ/α 변태 개시 온도가 600℃ 초과인 경우에서는, 입자내 변태 조직의 생성수가 적어지고, 대각 입경이 80㎛를 초과해버린다. 또한, 마찬가지로, γ/α 변태 개시 온도가 500℃ 미만의 저온으로 되면 대각 입경은 80㎛를 초과해버린다. 이에 비해, 도 12에 도시하는 바와 같이, γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃인 경우에는, 입자내 변태가 촉진되고, 다수의 입자내 변태 조직이 생성되기 때문에, 대각 입경이 80㎛ 이하가 된다.

또한, 본 발명의 고강도 강관에 있어서, M-A는, HAZ 인성에 유해한 조직이다. 그로 인해, HAZ에 있어서의 M-A는, 면적 분율로 2.5％ 이하로 한다. 또한, 안정적으로 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해서는, 면적 분율로 2.2％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해서는 1.7％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.3％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

여기서, 도 13은, M-A의 면적 분율이 2.2％인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진이다. 또한, 도 14는, M-A의 면적 분율이 3.0％인 경우의, HAZ의 금속 조직을 나타내는 사진이다. 이들 도 13, 도 14에 있어서, M-A는, 흰 부분으로서 나타나 있다. 도 13에 도시하는 바와 같이, M-A의 면적 분율이 2.2％인 경우에서는, vTrs(파면 천이 온도)는 -65℃가 되고, -60℃ 이하에서의 저온 인성이 보증된다. 이에 비해, 도 14에 도시하는 바와 같이, M-A의 면적 분율이 3.0％인 경우에서는, vTrs(파면 천이온도)는 -55℃가 되고, -60℃ 이하에서의 저온 인성이 보증되지 않게 되어버린다.

또한, 이들 도 13, 도 14에 있어서, M-An 분율의 측정은, 광학 현미경을 사용하여 500배로 HAZ의 금속 조직을 관찰했을 때의 면적 분율에 의해 행하여진다.

또한, 본 발명에 있어서의 고강도 강관의 주위 방향을 인장 방향으로 했을 때, 모재 강판의 인장 강도가 500 내지 800㎫인 경우에, 보다 본 발명의 효과를 향수할 수 있다.

(제조 방법)

이어서, 본 발명의 고강도 강판 및 고강도 강관의 제조 방법에 대하여 설명한다. 우선, 상기 성분 조성을 포함하는 강편을, 950℃ 이상으로 가열하고, Ar₃ 이상에서 열간 압연을 행하고, 그 후, 완냉하고, Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃의 온도로부터, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로, 하기 (식 4)에 의해 구해지는 Bs 이하의 온도까지 가속 냉각한다.

Bs(℃)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo … (식 4)

여기서, 상기 (식 4)에 있어서의 C, Mn, Ni, Cr 및 Mo는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.

상술한 B를 함유하는 성분 조성으로 함으로써, HAZ에서의 페라이트 생성을 억제시키기 위해 켄칭성을 높이지만, 모재가 되는 고강도 강판에는 변형 성능이나 저온 인성을 향상시키는 폴리고널페라이트를 생성시킬 수 있다. 특히, 본 발명에 따르면, B와 함께 첨가하는 제3 원소로서, Mo 이외의 켄칭성 향상 원소를 선택함으로써, 압연 공정에 부하를 가하는 저온에서의 압연을 필요로 하지 않고, 열간 압연 후의 가속 냉각의 개시 온도를 Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃로 하는 것만으로 강판의 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％로 된다.

제조 방법에 있어서, 먼저, 제강 공정에서 상기 성분 조성을 포함하는 강을 용제한 후, 주조하여 강편으로 한다. 제강 공정에 있어서는, Si, Mn을 첨가하여 약탈산을 행한 후, Ti를 첨가하여, 상기 성분 조성이 되도록 용제한 후, 주조하여 강편으로 한다. 강의 용제 및 주조는 통상법으로 행하면 되지만, 생산성의 관점에서 연속 주조가 바람직하다. 그리고, 강편을 열간 압연을 위하여 재가열한다.

열간 압연 시의 재가열 온도는 950℃ 이상으로 한다. 이것은, 강의 조직이 오스테나이트 단상이 되는 온도, 즉 오스테나이트 영역에서 열간 압연을 행하고, 모재 강판의 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서이다.

가열 온도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 유효 결정립 직경의 조대화 억제를 위해서는, 가열 온도를 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 폴리고널페라이트의 면적률을 높이기 위해서는, 가열 온도의 상한을 1100℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하고, 또한 1050℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

이어서, 가열된 강편에 대하여 온도와 압하비를 제어하면서 복수회의 패스 열간 압연을 실시하고, 종료 후, 공냉하여, 가속 냉각을 행한다. 모재 강판의 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서는, 900℃초과의 재결정 영역에서의 열간 압연의 압하비를 2.0 이상으로 하는 것이 바람직하다. 재결정 영역에서의 압하비는, 강편의 판 두께와 900℃에서의 판 두께의 비이다. 또한, 열간 압연은, 모재의 조직이 오스테나이트 단상이 되는 Ar₃ 온도 이상에서 종료하는 것이 필요하다. Ar₃ 온도 미만에서 열간 압연을 행하면, 생산성이 저하된다. 또한, 어스펙트비가 4를 초과하는 가공 페라이트가 생성되고, 세퍼레이션이라고 하는 파면 형태가 형성되어 샤르피 충격 시험에서의 흡수 에너지가 저하된다.

또한, 본 발명에서는, 열간 압연 공정의 최종에 있어서, 압연 개시 온도를 Ar₃ 내지 Ar₃+100℃로 하고, 900℃ 이하의 미재결정 γ영역에서 행하는 미재결정 γ영역 압연을 행해도 된다. 이 경우, 생산성을 고려하면 압연 개시 온도는 Ar₃+60 내지 Ar₃+100℃로 하는 것이 바람직하다. 모재 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하기 위해서는, 미재결정 γ영역에서의 열간 압연의 압하비는, 2.5 이상, 더욱 미세하게 하기 위해서는 압하비를 3.0 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서, 미재결정 γ영역 압연의 압하비란, 900℃에서의 판 두께를 열간 압연 종료 후의 판 두께로 나눈 비이다.

또한, 미재결정 γ영역 및 재결정 영역에서의 압하비의 상한은 규정하지 않지만, 열간 압연전의 강편의 판 두께와 열간 압연 후의 강판의 판 두께를 고려하면, 통상, 12.0 이하이다.

본 발명에서는, B와 함께 첨가하는 제3 원소로서, Mo 이외의 켄칭성 향상 원소를 선택하는 것이 매우 중요하다. 이것은, B와 Mo의 복합 첨가에 의해 켄칭성 효과를 대폭으로 향상시킨 Mo-B 복합 첨가강에서는, 페라이트 변태가 현저하게 지연되어버리기 때문이다.

그리고, 이렇게 Mo 이외의 원소를 선택하여, 켄칭성을 높이면, HAZ에의 입계 페라이트의 생성을 억제함과 함께, 모재 중에 폴리고널페라이트를 생성시키는 것이 용이해진다. 이때, Mo 이외의 합금 원소를 사용하여 켄칭성의 지표인 Ceq를 0.30 내지 0.53의 범위로 한다. 그 때문에, C 외에, Mn, Cr, Ni, Cu 등의 원소를 선택해도 된다.

모재 중에 폴리고널페라이트를 생성시키기 위해서는, 열간 압연의 압연 개시 온도를 Ar₃+60℃ 이하의 저온으로 하고, 압하비를 1.5 이상으로 행하는 변형 도입 압연(저온 압연)을 필요로 하지 않는다. 그러나, 열간 압연 후의 가속 냉각은, Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃의 범위에서 개시할 필요가 있다. 이에 의해, 모재가 되는 강판의 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％로 된다. 또한, 바람직하게는 가속 냉각의 개시 온도를 Ar₃-70℃ 내지 Ar₃-20℃의 범위 내로 한다.

또한, 상기 미재결정 γ영역 압연 전에, 재결정 압연을 행해도 된다. 재결정 압연은, 900℃초과의 재결정 영역에서의 압연이며, 미재결정 영역 압연은, 900℃ 이하의 미재결정 영역에서의 압연이다. 재결정 압연은, 강편을 가열로로부터 추출 후, 즉시 개시해도 되기 때문에, 개시 온도는 특별히 규정하지 않는다. 또한, 온도와 압하비를 제어하면서 복수 패스의 압연을 실시해도 된다.

또한, 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하기 위해서는, 재결정 압연 및 미재결정 γ영역 압연의 압하비를 1.5 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열간 압연 종료 후, 완냉하고, 그 후 가속 냉각을 실시한다. 면적률이 27 내지 90％인 폴리고널페라이트를 생성시키기 위해서는, 미재결정 γ영역 압연 종료 후, Ar₃ 미만의 온도까지 완냉할 필요가 있다. 따라서, 상기 가속 냉각을, Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃의 범위 내의 온도에서 개시할 필요가 있다.

또한, 펄라이트나 조대한 시멘타이트, 조대한 M-A의 생성을 억제하고, 인장 강도 및 인성을 확보하기 위해서는, 상기 가속 냉각의 평균 냉각 속도를, 10℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 이와 같이, 가속 냉각의 개시 온도까지 완냉해서 폴리고널페라이트를 생성시킨 후에 가속 냉각함으로써, 베이나이트 변태, 마르텐사이트 변태시킬 수 있고, 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다. 또한, 바람직하게는 가속 냉각의 평균 냉각 속도를 20℃/s 이상으로 한다.

또한, 통상은 열간 압연 후, 가속 냉각이 개시될 때까지의 동안, 일정한 공냉 기간이 존재한다. 열간 압연 후부터 가속 냉각 개시 온도까지의 냉각(완냉)은 이 공냉 기간에 의해 행하여져도 된다. 이 냉각은, 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만인 완냉각으로 한다. 이와 같이, 가속 냉각을 개시할 때까지의 냉각을 완냉각(평균 냉각 속도가 10℃/s 미만)으로 함으로써, 폴리고널페라이트를 효율적으로 생성시킬 수 있다.

여기서, 각 냉각 속도는 강편 판 두께 중심에 있어서의 평균 속도로 하고, 각 온도는 강편의 평균 온도로 한다.

또한, 상기 가속 냉각은, 펄라이트나 조대한 시멘타이트, 조대한 M-A의 생성을 억제하고, 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상을 생성시킴으로써 강도를 확보하기 위해서, 가속 냉각의 정지 온도를 하기(식 4)에 의해 구해지는 Bs 이하로 할 필요가 있다. 또한, Bs는 베이나이트 변태 개시 온도이며, 하기 (식 4)로 나타내는 바와 같이, 합금 원소의 첨가에 의해 저하되는 것이 알려져 있다. Bs 이하의 온도까지 가속 냉각하면, 베이나이트를 생성시킬 수 있다.

Bs(℃)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo … (식 4)

또한, 가속 냉각의 정지 온도의 하한은 규정하지 않고, 실온까지 가속 냉각해도 된다. 그러나, 생산성이나 수소성 결함을 고려하면, 정지 온도는, 150℃ 이상이 바람직하다.

또한, 본 발명의 고강도 강관은, 상기한 방법으로 제조한 고강도 강판을 모재로 해서 UO, JCO, 벤드 롤 중 어느 하나의 공정에서 관 형상으로 성형하고, 맞댐부를 내 외면으로부터 아크 용접하고, 그 후, 관 확장함으로써 제조할 수 있다.

상기 아크 용접은, 용접 금속의 인성과 생산성의 관점에서, 서브머지드 아크 용접을 채용하는 것이 바람직하다. 특히, 두께가 20 내지 40㎜인 고강도 강판을 모재로 해서 용접 강관을 제조할 때에는, 내 외면으로부터의 서브머지드 아크 용접의 입열을, 3.0 내지 10.0kJ/㎜로 하는 것이 바람직하다. 이 범위의 입열이라면, 상술한 성분 조성을 갖는 본 발명의 강관에서는, 유효 결정립 직경인 HAZ의 대각 입경이 80㎛ 이하가 되어, 우수한 저온 인성이 얻어진다.

또한, 내 외면으로부터 1패스씩 서브머지드 아크 용접을 행하는 경우, 내면으로부터 용접할 때의 입열과, 외면으로부터 용접할 때의 입열을, 동일한 조건으로 할 필요 는 없고, 다소의 입열차가 있어도 된다.

아크 용접 후, 강관의 진원도를 향상시키기 위해서, 관 확장해도 된다. 강관의 진원도를 관 확장에 의해 높이는 경우, 소성 영역까지 변형시킬 필요가 있기 때문에, 관 확장률을 0.7％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 관 확장률이란, 관 확장 후의 강관의 외주 길이와 관 확장 전의 강관의 외주 길이의 차를, 관 확장 전의 강관의 외주 길이로 나눈 값을 백분율로 나타낸 것이다. 관 확장률을 2％초과로 하면, 모재, 용접부 모두 소성 변형에 의해, 인성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 관 확장률은 0.7 내지 2.0％로 하는 것이 바람직하다.

또한, 얻어진 강관의 용접부 및 HAZ에는, 열처리를 실시해도 된다. 특히, 300 내지 600℃의 온도로 가열하면, 구 오스테나이트 입계를 따라 생성한 조대한 M-A가 베이나이트와 미세한 시멘타이트로 분해되기 때문에, 인성이 향상된다. 또한, 가열 온도가 300℃ 미만에서는, 조대한 M-A의 분해가 불충분하여, 인성의 향상 효과가 충분하지 않은 경우가 있기 때문에, 하한을 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 600℃초과로 용접부를 가열하면, 석출물을 발생하여 용접 금속의 인성이 열화되는 경우가 있기 때문에, 상한을 600℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. HAZ에 생성되어 있던 M-A가 베이나이트와 시멘타이트로 분해되면, SEM에 의한 관찰에서는, 형상은 M-A와 마찬가지이지만, 내부에 미세한 흰 석출물을 함유하는 것으로 되어, M-A와 구별할 수 있다.

용접부 및 HAZ의 열처리는, 외면으로부터 버너에 의해 가열해도 되고, 고주파 가열을 행해도 된다. 외표면이 열 처리 온도에 도달한 후, 즉시 냉각해도 되지만, M-A의 분해를 촉진하기 위해서는, 1 내지 600s 유지하는 것이 바람직하다. 그러나, 설비의 비용, 생산성을 고려하면, 유지 시간은 300s 이하로 하는 것이 바람직하다.

이상 설명한 바와 같은 본 발명에 따른 고강도 강판은, B를 첨가함과 함께 Mo 첨가량을 제한하고, 또한, 탄소당량 Ceq 및 깨짐 감수성 지수 Pcm을 상기 범위 내로 되는 켄칭성이 높은 강 성분을 갖고 있다. 또한, 금속 조직이, 연질 또한 미세한 폴리고널페라이트와, 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 그 양쪽을 포함하는 경질상을 포함하는 복합 조직이다. 그로 인해, 금속 조직에 있어서, HAZ에 있어서는 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제하고, 저온 인성을 향상시킬 수 있음과 함께, 모재의 저온 인성도 향상시킬 수 있다. 또한, 폴리고널페라이트와, 베이나이트, 마르텐사이트의 복합 조직이기 때문에, 항복비를 억제할 수 있어, 우수한 변형 성능을 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강관은, 상기 고강도 강판을 모재로 하고 있기 때문에, 극저온에서의 모재 인성, HAZ 인성 및 변형 성능 모두 향상시킬 수 있다. 모재로 되는 고강도 강판의 성분 조성에 있어서, C를 저감하고, 또한 Mo를 제한함으로써, 저온 인성에 유해한 M-A의 생성이 저감된다. 또한, Al의 저감 및 적당량의 Ti 첨가에 의해 입자내 변태가 촉진되고, 적당량의 B 첨가에 의해 켄칭성이 높여져서 입계로부터의 조대한 페라이트 생성이 억제된다. 나아가서는, Cr, Cu, Ni 중 어느 1종류 또는 2종류 이상의 첨가에 의해 켄칭성이 높아지고, 저온에서 변태한 미세한 입자내 변태 조직에 의해, HAZ에서의 금속 조직이, 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 미세 입자로 된다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강관은, 특히, 두께가 20㎜ 이상, 나아가서는 30㎜ 이상이어도, -40℃, 나아가서는 -60℃와 같은 극저온에서의 우수한 HAZ의 저온 인성을 확보할 수 있다. 그로 인해, 라인 파이프용 강관, 특히, 후육인 고강도 라인 파이프용 강관으로서 적용할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 열간 압연 후의 냉각 조건을 제어함으로써, 열간 압연 공정에서의 저온 압연을 필요로 하지 않고, 폴리고널페라이트를 생성시키는 것이 가능해진다. 이에 의해, 강도 및 HAZ 인성을 향상시키고, 또한, 모재부의 변형 성능 및 저온 인성도 매우 우수한 고강도 강판을 제조하는 것이 가능하게 된다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 고가인 Mo 첨가량을 제한하는 한편, 켄칭성을 충분히 확보할 수 있는 성분 조성으로 함과 함께, 종래 실시되고 있던 저온 압연을 행하지 않고 폴리고널페라이트를 생성시킬 수 있다. 그로 인해, 합금 비용 및 생산 비용을 억제하는 것이 가능하게 된다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강관의 제조 방법에 의하면, 켄칭성에 충분히 기여하는 성분 조성을 갖는 강판을 사용하기 때문에, 해당 강판을 용접하여 강관으로 했을 때, HAZ에의 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제할 수 있어, 우수한 저온 인성을 확보할 수 있다.

[실시예]

이하, 실시예에 의해 본 발명의 효과를 설명하는데, 본 발명은 이하의 실시예에서 사용한 조건에 한정되는 것은 아니다.

[실시예 1]

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 용제하고, 통상법에 따라, 연속 주조로, 240 내지 300㎜의 두께를 갖는 강편으로 하였다. 이때의 강편 판 두께를 표 2에 나타낸다.

이어서, 이들 강편을, 표 2에 나타내는 재가열 온도까지 가열한 후, 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연하고, 냉각하여, 표 2에 나타내는 최종 판 두께를 갖는 강판을 제조하였다. 또한, 본 실시예의 열간 압연의 최종 공정인 미재결정 γ영역 압연의 압연 조건을 표 2에 나타낸다.

또한, 본 실시예에서는, 열간 압연 후의 강판을 표 2에 나타내는 가속 냉각의 개시 온도까지는 완냉(평균 냉각 속도가 10℃/s 미만)하고, 그 후에, 표 2에 나타내는 가속 냉각의 조건으로 수냉으로 냉각하였다. 또한, 각 강종의 Ar₃은, 용제한 강편으로부터 높이 12㎜, 직경 8㎜의 시험편을 잘라내고, 열간 압연을 모의한 가공 열처리를 실시한 후, 열팽창 측정에 의해 구하였다.

또한, 표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성 및 제조 조건에 있어서, 본 발명의 범위에서 벗어나는 수치에는 언더라인을 쳤다. 또한, 미재결정 γ영역 압연의 개시 온도 및 가속 냉각의 개시 온도는, Ar₃과의 차이다.

이상과 같이 제조한 강판의 판 두께 중앙부의 마이크로 조직을 광학 현미경에 의해 관찰하고, 폴리고널페라이트와, 잔량부인 베이나이트 및 마르텐사이트를 포함하는 경질상의 면적률을 측정하였다.

또한, 강판으로부터, API, 5L3, ASTM, E436에 준거하여, 판 폭 방향을 길이 방향으로 하고, 노치를 판 두께 방향과 평행하게 하여 설치한 프레스 노치 시험편을 제작하여 낙중 시험(DWTT)을 행하였다. DWTT는 -60℃에서 행하고, 연성 파면율(SA)을 구하고, 저온 인성을 평가하였다. 또한, 인장 특성은, API 규격의 시험편을 사용하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도를 구하여 평가하였다. 또한, 인장 시험에서 얻어진 결과를 기초로, 항복비(항복 강도/인장 강도)를 산출하고, 변형 성능을 평가하였다.

또한, 인장 특성에 대해서는 X70 이상(인장 강도 570㎫ 이상), 변형 성능에 대해서는 항복비가 80％ 이하, 그리고 저온 인성에 대해서는 SA가 85％ 이상을 양호로서 평가하였다.

결과를 표 3에 나타낸다.

표 3에 나타내는 제조 No.1, 3 내지 7, 9 내지 13, 15, 16은, 본 발명예이며, 어스펙트비 1 내지 4의 폴리고널페라이트가 면적률로 27 내지 90％로 되어 있다. 이들은, X70 이상, 나아가서는 X80 이상의 인장 강도를 충족하고, 폴리고널페라이트의 면적률이 27％ 이상이고 80％ 이하인 항복비 및 DWTT에서의 SA가 85％ 이상으로 되는 변형 성능 및 저온 인성이 우수한 강판이다. 또한, 폴리고널페라이트의 면적률이 50％ 이상이고 70％ 이하인 항복비로 되는 변형 성능 및 저온 인성이 우수한 강판이다.

이들 강판을 UO 공정에서 조관하고, 맞댐부를 내 외면으로부터 서브머지드 아크 용접하고, 관 확장하여 강관을 제조하였다. 이 강관의 금속 조직은, 강판과 마찬가지이며, 인장 강도는 강판과 동등 또는 강판보다도 5 내지 20㎫ 높고, 저온 인성은 강판과 동등하였다. 강관의 항복비는 조관 시의 가공 경화에 의해 강판 보다도 6 내지 17％ 높아지지만, API 규격 X70 내지 X80으로 규정되어 있는 최대 항복비의 93％와 비교하여 낮은 72 내지 85％로 억제할 수 있고, 변형 성능에 대해서도 양호한 결과를 얻을 수 있었다.

한편, 표 3에 나타내는 제조 No.2는, 가속 냉각의 개시 온도가 낮고, 폴리고널페라이트의 면적률이 과도하게 증대해버려, 강도가 X70 미만으로 저하된 예이다.

제조 No.8, 14는, 가속 냉각의 개시 온도가 높고, 폴리고널페라이트의 면적률이 감소하고, 항복비가 상승하고, 연성 파면율이 저하된 예이다.

또한, 표 3에 나타내는 제조 No.17 내지 19는, 화학 성분이 본 발명의 범위 밖인 비교예이다. 제조 No.17은, B량이 적어, 폴리고널페라이트가 증가하고, 인장 강도가 저하된 예이다. 제조 No.18, 19는, Mo량이 많아, 폴리고널페라이트가 감소하고, 변형 성능 및 저온 인성이 저하된 예이다.

[실시예 2]

Ti를 첨가할 때의 산소 농도를 0.001 내지 0.003％의 범위 내로 조정하고, 표 4 및 5에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 제강 공정에서 용제한 후, 주조하여 강편으로 하였다. 강의 용제 및 주조는 통상법으로 행하면 되지만, 생산성의 관점에서 연속 주조로 행해도 된다. 본 실시예에서는, 연속 주조로 행하였다.

이어서, 얻어진 강편을 열간 압연을 위하여 950℃ 이상을 재가열한 후, 700℃ 이상에서 열간 압연한 후에, 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 수냉하여 강판을 제작하였다. 또한, 본 실시예의 열간 압연에 있어서, 재결정 영역 압연의 압하비는 0 내지 3, 미재결정 영역 압연의 압하비는 2 내지 9의 범위로 하였다.

또한, 표 4 및 5에 나타내는 성분 조성에 있어서, 본 발명 범위로부터 벗어나는 수치에는 언더라인을 그었다.

이어서, 얻어진 강판으로부터 길이 120㎜, 한변이 12㎜인 정사각형의 강편을 잘라내고, 판 두께가 20 내지 40㎜, 용접 입열을 3.0 내지 10.0kJ/㎜의 범위에서 변화시키고 서브머지드 아크 용접했을 때의 HAZ를 모의한 HAZ 재현 열사이클 처리를 실시하였다. 가열은 유전가열, 유도 가열, 고주파 가열로 행해도 되고, 냉각은 물, He 가스, 질소 가스 등으로 행해도 된다. 본 실시예에서는, HAZ 재현 열사이클 처리의 가열을 1400℃ 가열로 행하고, 냉각은 He 가스 또는 질소 가스로 행하였다.

또한, 표 6에 나타내는 제조 No.6, 10, 11, 12, 18 및 19에 있어서는, HAZ 재현 열사이클 처리 후에, 표 6에 나타내는 열 처리 온도를 최대로 하는 템퍼링을 행하였다.

HAZ 재현 열사이클 처리를 실시한 강편으로부터 마이크로 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 에칭한 후, 광학 현미경 또는 SEM을 사용하여 조직 관찰, HAZ에서의 M-A의 면적 분율을 측정하였다. 여기서, 입자내 변태 조직은 개재물을 기점으로 하는 꽃잎 형상으로 생성한 페라이트 또는 베이나이트라고 정의하였다.

또한, EBSP법에 의해 15°를 대각 입계라고 정의하고, 대각 입경을 측정하였다. 또한, HAZ 재현 열사이클 처리를 실시한 강편으로부터 V노치 샤르피 충격 시험편을 채취하고, -60℃에서 샤르피 충격 시험을 행하였다. 샤르피 흡수 에너지를 JIS Z 2242에 준거하여 측정하였다.

이상의 결과를 표 6에 나타낸다.

또한, 표 6 중에 있어서의 모재 강판의 인장 강도 및 모재 강관의 인장 강도는, 강판의 폭 방향 및 강관의 주위 방향을 인장 방향으로 했을 때의 인장 강도이다. 또한, 강관의 항복비는, 강관의 길이 방향(압연 방향)을 인장 방향으로 했을 때의 항복비(항복 강도와 인장 강도의 비)이다. 표 6에 나타내는 제조 No.1 내지 24의 어느 것에 있어서도, X70 이상(인장 강도 570㎫ 이상)이었다. 또한, 표 6에 나타내는 제조 No.1 내지 24의 어느 것에 있어서도 93％와 비교하여 낮은 72 내지 85％의 항복비이었다.

또한, HAZ에 있어서의 저온 인성의 평가에 대해서는, 샤르피 흡수 에너지(vE-60)가 50J 이상을 양호로서 평가하였다.

표 6에 나타내는 제조 No.1 내지 19는 본 발명예이며, HAZ의 금속 조직은 M-A 및 조대한 입계 페라이트가 억제되어 있고, 입자내 변태 조직이 확인되고, 대각 입경이 80㎛ 이하의 베이나이트와 입자내 변태 조직을 포함하는 미세 조직이었다. 이들 샤르피 흡수 에너지는, -60℃의 극저온에 있어서도 모두 50J 이상의 값을 나타냈다.

한편, 표 6에 나타내는 제조 No.20 내지 24는 모재 강판의 화학 성분 또는 γ/α 변태 개시 온도가 본 발명의 범위 밖이며, 이들은 비교예이다.

제조 No.20은 B량이 적고, 켄칭성이 저하된 결과, 입계 페라이트가 생성되고, 대각 입경이 조대화해버려, HAZ 인성이 저하된 예이다.

제조 No.21은 Al량이 많고, Ti 산화물에 의한 입자내 변태 조직의 생성이 얻어지지 않았기 때문에 대각 입경이 조대화해버려, HAZ 인성이 저하된 예이다.

또한, 표 6에 나타내는 제조 No.22는 특허문헌 7의 범위 내의 화학 성분이며, 입계 페라이트가 억제되고, 입자내 변태 조직이 얻어져 있지만, Mo의 첨가량이 과잉이었기 때문에, 경질상인 M-A의 면적 분율이 2.5％초과로 되어 있고, 흡수 에너지가 저하된 예이다.

제조 No.23, 24는 특허문헌 8의 화학 성분이며 모두 입계 페라이트가 억제되고, M-A의 면적 분율도 낮지만, 제조 No.23에서는 γ/α 변태 개시 온도가 높기 때문에, 생성한 입자내 변태 조직이 본 발명과 비교하여 적고, 대각 입경이 조대화되고, HAZ 인성이 저하된 예이다. 제조 No.24는 γ/α 변태 개시 온도가 낮기 때문에 입자내 변태 조직이 얻어지지 않고, HAZ 인성이 저하된 예이다.

Claims

관 형상으로 성형된 모재 강판을 용접한 강관이며,
상기 모재 강판이, 질량％로,
C: 0.010 내지 0.080％,
Si: 0.01 내지 0.50％,
Mn: 1.2 내지 2.8％,
S: 0.0001 내지 0.0050％,
Ti: 0.003 내지 0.030％,
B: 0.0003 내지 0.005％,
N: 0.0010 내지 0.008％,
O: 0.0001 내지 0.0080％
를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고,
P: 0.050％ 이하,
Al: 0.020％ 이하,
Mo: 0.03％ 이하
로 각각 제한되고, 하기 (식 1)에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 (식 2)에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고,
상기 모재 강판의 금속 조직의 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％이며, 잔량부에 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상을 포함하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 … (식 1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)
상기 (식 1), (식 2)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.
제1항에 있어서,
상기 모재 강판이, 또한, 질량％로,
W: 0.01 내지 0.50％,
V: 0.010 내지 0.100％,
Nb: 0.001 내지 0.200％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
Ta: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0050％,
REM: 0.0001 내지 0.0050％,
Y: 0.0001 내지 0.0050％,
Hf: 0.0001 내지 0.0050％,
Re: 0.0001 내지 0.0050％
중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고,
상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')
상기 (식 1'), (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0％인 경우 및, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.
제1항에 있어서,
질량％로, 상기 모재 강판의 C의 함유량이 0.010 내지 0.060％이며, Al의 함유량이 0.008％ 이하이고,
하기 (식 3)에 의해 구해지는, 용접열 영향부에서의 γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃이고,
상기 용접열 영향부에 있어서의 구 γ입자 내에 입자내 변태 조직을 포함하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
γ/α 변태 개시 온도=-2500Ceq²+1560Ceq+370 … (식 3)
제3항에 있어서,
상기 용접열 영향부에 있어서의 마르텐사이트-오스테나이트 복합체가, 면적 분율로 2.5％ 이하인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제3항에 있어서,
상기 용접열 영향부에 있어서의 금속 조직의 대각 입경이 80㎛ 이하인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제3항에 있어서,
상기 모재 강판의 판 두께가 20 내지 40㎜인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제3항에 있어서,
상기 강관의 주위 방향을 인장 방향으로 했을 때, 상기 모재 강판의 인장 강도가 500 내지 800㎫인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제3항에 있어서,
상기 모재 강판이, 또한, 질량％로,
W: 0.01 내지 0.50％,
V: 0.010 내지 0.100％,
Nb: 0.001 내지 0.200％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
Ta: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0050％,
REM: 0.0001 내지 0.0050％,
Y: 0.0001 내지 0.0050％,
Hf: 0.0001 내지 0.0050％,
Re: 0.0001 내지 0.0050％
중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고,
상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')
상기 (식 1'), (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0％인 경우 및, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.
제8항에 있어서,
상기 용접열 영향부에 있어서의 마르텐사이트-오스테나이트 복합체가, 면적 분율로 2.5％ 이하인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제8항에 있어서,
상기 용접열 영향부에 있어서의 금속 조직의 대각 입경이 80㎛ 이하인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제8항에 있어서,
상기 모재 강판의 판 두께가 20 내지 40㎜인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
제8항에 있어서,
상기 강관의 주위 방향을 인장 방향으로 했을 때, 상기 모재 강판의 인장 강도가 500 내지 800㎫인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강관.
질량％로,
C: 0.010 내지 0.080％,
Si: 0.01 내지 0.50％,
Mn: 1.2 내지 2.8％,
S: 0.0001 내지 0.0050％,
Ti: 0.003 내지 0.030％,
B: 0.0003 내지 0.005％,
N: 0.0010 내지 0.008％,
O: 0.0001 내지 0.0080％
를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고,
P: 0.050％ 이하,
Al: 0.020％ 이하,
Mo: 0.03％ 이하
로 각각 제한되고, 하기 (식 1)에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 (식 2)에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고,
금속 조직에 있어서, 폴리고널페라이트의 면적률이 27 내지 90％이며, 잔량부에 베이나이트, 마르텐사이트의 한쪽 또는 양쪽을 포함하는 경질상을 포함하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 … (식 1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)
상기 (식 1), (식 2)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.
제13항에 있어서,
또한, 질량％로,
W: 0.01 내지 0.50％,
V: 0.010 내지 0.100％,
Nb: 0.001 내지 0.200％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
Ta: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0050％,
REM: 0.0001 내지 0.0050％,
Y: 0.0001 내지 0.0050％,
Hf: 0.0001 내지 0.0050％,
Re: 0.0001 내지 0.0050％
중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고,
상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5… (식 1')
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')
상기 (식 1'), (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0％인 경우 및, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.
제13항에 있어서,
질량％로, C의 함유량이 0.010 내지 0.060％이며, Al의 함유량이 0.008％ 이하이고, 하기 (식 3)에 의해 구해지는, 용접열 영향부에서의 γ/α 변태 개시 온도가 500 내지 600℃인, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.
γ/α 변태 개시 온도=-2500Ceq²+1560Ceq+370 … (식 3)
제15항에 있어서,
또한, 질량％로,
W: 0.01 내지 0.50％,
V: 0.010 내지 0.100％,
Nb: 0.001 내지 0.200％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
Ta: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0050％,
REM: 0.0001 내지 0.0050％,
Y: 0.0001 내지 0.0050％,
Hf: 0.0001 내지 0.0050％,
Re: 0.0001 내지 0.0050％
중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고,
상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')
상기 (식 1'), (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0％인 경우 및, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.
질량％로,
C: 0.010 내지 0.080％,
Si: 0.01 내지 0.50％,
Mn: 1.2 내지 2.8％,
S: 0.0001 내지 0.0050％,
Ti: 0.003 내지 0.030％,
B: 0.0003 내지 0.005％,
N: 0.0010 내지 0.008％,
O: 0.0001 내지 0.0080％
를 각각 포함하고, Cr, Cu, Ni의 1종류 이상을 포함하고,
P: 0.050％ 이하,
Al: 0.020％ 이하,
Mo: 0.03％ 이하
로 각각 제한되고, 하기 (식 1)에 의해 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 (식 2)에 의해 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하는 강편을, 950℃ 이상으로 가열하고, Ar₃ 이상에서 열간 압연 공정을 행하고, 10℃/s 미만의 평균 냉각 속도로 냉각한 후, Ar₃-100℃ 내지 Ar₃-10℃의 온도로부터 하기 (식 4)에 의해 구해지는 Bs 이하의 온도까지, 10℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo)/5 … (식 1)
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+5B … (식 2)
Bs(℃)=830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo … (식 4)
상기 (식 1), (식 2), (식 4)에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다.
제15항에 있어서,
상기 열간 압연 공정에 있어서,
압연 개시 온도를 Ar₃ 내지 Ar₃+100℃, 또한 압하비를 1.5 이상으로 하는 미재결정 γ영역 압연을 행하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
제15항에 있어서,
상기 강편은, 또한, 질량％로,
W: 0.01 내지 0.50％,
V: 0.010 내지 0.100％,
Nb: 0.001 내지 0.200％,
Zr: 0.0001 내지 0.0500％,
Ta: 0.0001 내지 0.0500％,
Mg: 0.0001 내지 0.0100％,
Ca: 0.0001 내지 0.0050％,
REM: 0.0001 내지 0.0050％,
Y: 0.0001 내지 0.0050％,
Hf: 0.0001 내지 0.0050％,
Re: 0.0001 내지 0.0050％
중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고,
상기 Ceq가, 상기 (식 1) 대신에 하기 (식 1')로 구해지고,
상기 Pcm이, 상기 (식 2) 대신에 하기 (식 2')로 구해지는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
Ceq=C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5 … (식 1')
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B … (식 2')
상기 (식 1'), (식 2')에 있어서의 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo에 대해서는, 함유량이 0％인 경우에는, 0으로서 계산한다. V에 대해서는, 함유량이 0％인 경우 및, 함유량이 0.010질량％ 미만인 경우, 0으로서 계산한다.
제19항에 있어서,
상기 열간 압연 공정에 있어서,
압연 개시 온도를 Ar₃ 내지 Ar₃+100℃, 또한 압하비를 1.5 이상으로 하는 미재결정 γ영역 압연을 행하는, 변형 성능과 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.