KR100917914B1 - 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관및 그들의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 인장 강도가 API 규격의 X100급에 상당하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관, 그리고 그들의 제조 방법을 제공하는 것으로, 질량%로, C: 0.01 내지 0.5%, Si: 0.01 내지 3%, Mn: 0.1 내지 5%, P: 0.03% 이하, S:0.03% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 면적률로 1 내지 60%의 페라이트를 포함하고, 잔부가 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 마이크로 조직을 가지며, 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚ 회전시킨 단면의 {100}의 집적도의 최대값이 3 이하이고, 초음파 탐상법으로 측정된 판 두께 평행 균열이 1 ㎜ 미만인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 강판을 모재로 하는 고강도 용접 강관.

연성 파괴, 고강도, 페라이트, 판 두께 평행 균열

Description

연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관 및 그들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND HIGH-STRENGTH WELDED STEEL PIPE EXCELLING IN DUCTILE FRACTURE PERF0RMANCE AND PR0CESS F0R PR0DUCING THEM}

본 발명은 천연가스, 원유를 수송하는 라인 파이프 등에 매우 적합한, 760 ㎫ 이상, 900 ㎫ 미만의 인장강도(TS)를 가지는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관에 관한 것이다.

최근, 원유 및 천연 가스의 파이프 라인에 있어서, 수송 효율의 향상을 목적으로 한 고내압화와 현지 시공 능률의 향상을 목적으로 한 라인 파이프의 외경, 중량의 감소가 요구되고 원주 방향의 인장 강도가 API 규격의 Xl00급에 상당하는 760 ㎫ 이상 900 ㎫ 미만인 고강도 강관의 개발이 진행되고 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 평 11-140580호, 일본 공개 특허 공보 2003-293078호).

또한, 파이프 라인에서는 강관의 모재에 발생한 연성 균열이 관축 방향으로 100 m/s 이상의 고속으로 100 m에서 수 ㎞에 달하는 장거리에 걸쳐 전파될 가능성이 있어서 내어레스트성이 요구된다. 내어레스트성은 균열의 전파를 정지시키는 특성으로서, 취성 균열이 모재에 전파되어 정지하는 특성 즉, 내취성 파괴 특성과 연성 균열이 모재에 전파되어 정지하는 특성 즉, 연성 파괴 특성으로 분류된다. 이 중, 취성 파괴 특성에 대하여는 압연면에 (211)면을 집적시켜 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨 구조용 강재가 제안되어 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 2002-24891호).

내취성 파괴 특성은 낙중 파괴 시험(Drop Weight Tear Test, DWTT 시험이라 한다)를 실시하고, 연성 파면율이 85% 이상이 되는 온도(DWTT 천이 온도라 한다)로 평가된다. 특히, 취성 균열은 용접부로부터 발생하는 것이 많기 때문에, 시험편의 중앙부에 용접 비드를 형성하여 취성 균열을 도입하고, DWTT 시험을 실시하여 평가할 수 있으며 이와 같은 내취성 파괴 특성이 우수한 강관이 제안되어 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 평11-36042호).

한편, 연성 파괴 특성의 평가에는 강관의 표면에 폭약을 장착하여 폭발시켜 발생한 연성 균열이 정지하는지 아닌지를 판정하는 풀 크랙 버스트 테스트가 최적이다. 그러나, 풀 크랙 버스트 테스트는 시험에 드는 비용이 매우 비싸기 때문에 샤르피 충격 시험 또는 DWTT 시험에 의하여 대용되고 있다. 이것은 풀 크랙 버스트 테스트의 결과와 샤르피 흡수 에너지 또는 DWTT 시험에 의하여 구할 수 있는 흡수 에너지(DWTT 흡수 에너지라고 부른다)가 인장 강도가 X70급 정도까지의 강에 대하여는 비교적 잘 일치하기 때문이다.

그러나, 인장 강도가 X100급 이상인 고강도 강판과 고강도 용접 강관에서는 강관의 풀 크랙 버스트 테스트와 소재인 강판의 샤르피 흡수 에너지 및 DWTT 흡수 에너지와의 사이에는 상관 관계가 인정되지 않는 것으로 판명되어, 샤르피 충격시험 및 DWTT 시험이 고강도 강판의 연성 파괴 특성의 평가에 적합하지 않은 것을 알 게 되었다. 그 때문에, 시험 비용이 비싼 강관의 풀 크랙 버스트 테스트를 대체하는 것으로서 연성 파괴 특성을 간편하게 평가할 수 있는 시험 방법이 필요하게 되었고, 또한 그 시험에 의하여 얻은 지견을 활용하여, 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관을 개발할 것이 요망되고 있다.

또한, X100급에 상당하는 고강도 강판 및 고강도 용접 강관에서는 판면 평행 균열이라 불리는 결함이 발생하는 경우가 있다. 본 발명에 있어서, 판면 평행 균열이란, 특히 강판의 판 두께 중심부의 근방에 발생하기 쉬운 균열로서 판면에 평행한 균열이고, 수소에 기인하는 결함이다. 이 판면 평행 균열은 초음파 탐상법에 의하여 검출할 수 있다. 고강도 강판 및 고강도 용접 강관은 수소에 의한 균열 감수성이 높기 때문에 판면 평행 균열이 존재하여 연성 파괴 특성이 열화(劣化)하는 경우가 있었다.

본 발명은 인장 강도가 API 규격인 X100급에 상당하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관, 그리고 그들의 제조 방법을 제공하는 것이다. 또한, 인장 강도가 API 규격인 X100급에 상당하는 강판 또는 강관이란, 강판의 폭 방향 또는 강관의 원주 방향의 인장 강도가 760 ㎫ 이상, 900 ㎫ 미만의 범위의 것이다.

본 발명자는 원주 방향의 인장 강도가 760 ㎫ 이상, 900 ㎫ 미만인 고강도 용접 강관의 연성 파괴 특성을 적정하게 평가할 수 있는 간편한 시험 방법에 대하여 검토를 하여 얻은 지견에 기초하여, 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관을 얻기 위한 모재의 성분, 마이크로 조직 및 집합 조직에 대하여 검토를 하였다. 그 결과, 모재, 즉 강판의 마이크로 조직, 집합 조직을 최적화하는 것이 유효하다고 하는 지견을 얻고, 이어서 제조 조건에 대한 검토를 하여 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관과 그러한 제조 방법을 발명하기에 이르렀다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량%로, C: 0.01 내지 0.5%, Si: 0.01 내지 3%, Mn: 0.1 내지 5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 면적률로 1 내지 60%의 페라이트를 포함하고 잔부가 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 마이크로 조직을 가지며, 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚ 회전시킨 단면의 {100}의 집적도의 최대값이 3 이하이고, 초음파 탐상법으로 측정된 판 두께 평행 균열이 1 ㎜ 미만인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

(2) 질량%로, Ni: 0.1 내지 2%, Mo: 0.15 내지 0.6%, Nb: 0.001 내지 0.1%, Ti: 0.005 내지 0.03%를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

(3) 질량%로, Al: 0.06% 이하, B: 0.0001 내지 0.005%, N: 0.0001 내지 0.006%, V: 0.001 내지 0.1%, Cu: 0.01 내지 1%, Cr: 0.01 내지 0.8%, Zr: 0.0001 내지 0.005%, Ta: 0.0001 내지 0.005%, Ca: 0.0001 내지 0.01%, REM: 0.0001 내지 0.01%, Mg: 0.0001 내지 0.006%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

(4) 페라이트의 평균 입자 지름이 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

(5) 압연면의 {100}의 집적도가 1.6 내지 7인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

(6) 인장 강도(TS)가 760 내지 900 ㎫ 미만이고, -20℃에 있어서 프리크랙 DWTT 에너지(E)가 3000 내지 9000 J이며, TS와 E가 아래의 (1) 식을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

20000≤20TS+E≤25000 … (1)

(7) 모재가 상기 (1) 내지 (6)의 어느 하나에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관.

(8) 심 용접 금속의 성분이 질량%로, C: 0.04 내지 0.14%, Si: 0.05 내지 0.4%, Mn: 1.2 내지 2.2%, P: 0.01% 이하, S: 0.01% 이하, Ni: 1.3 내지 3.2%, Cr+Mo+V: 1 내지 2.5%, 0: 0.01 내지 0.06%를 함유하고, 또한, Ti: 0.003 내지 0.05%, Al: 0.02% 이하, B: 0.005% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 (7)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관.

(9) 상기 (l) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 성분으로 이루어지는 강을 용제, 연속 주조하여 강편으로 하고, 상기 강편을 재가열하고, 재결정 압연 및 미재결정 압연 후, 수랭하는 공정으로 이루어지는 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 강판의 제조 방법으로서, 미재결정 압연의 종료 온도가 600 내지 800℃이고, 800℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상이며, 수냉 시의 강판 중심부의 600℃로부터 450℃까지의 평균 냉각 속도가 0.5 내지 10℃/s이고, 수냉 정지 온도가 350℃를 초과하는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(10) 강편의 재가열 온도가 1100 내지 1250℃인 것을 특징으로 하는 상기 (9)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.

(11) 재결정 압연에 있어서 900℃ 이상에서의 각 압연 패스의 압하율의 평균치가 5% 이상이고, 최종 패스 압하율이 10% 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (9) 또는 (10)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.

(12) 미재결정 압연에 있어서 880℃ 이하에서의 누적 압하율이 60% 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (9) 내지 (12) 중 어느 하나에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.

(13) 상기 (7)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관을 제조하는 방법으로서, 상기 (1) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판을 UO 공정으로 관 모양으로 성형하여, 단부끼리를 용접 와이어 및 소성형(燒成型) 플럭스 또는 용융형 플럭스를 사용하여 서브머지드 아크 용접하고, 그 후, 확관(擴管)을 실시하는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관의 제조 방법.

(14) 상기 (8)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관을 제조하는 방법으로서, 용접 와이어의 성분이, 질량%로, C: 0.01 내지 0.12%, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.2 내지 2.4%, Ni: 4 내지 8.5%, Cr+Mo+V: 3 내지 5%를 함유하고, 또한, Ti: 0.005 내지 0.15%, Al: 0.02% 이하의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 (13)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관의 제조 방법.

(15) 서브머지드 아크 용접의 판 두께 1 ㎜ 당 비입열(比入熱)이 0.13 내지 0.25 kJ/㎟인 것을 특징으로 하는 상기 (13) 또는 (14)에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관의 제조 방법.

도 1은 강판의 페라이트의 면적률과 프리크랙 DWTT 에너지와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 2는 강판의 45˚면의 {100}의 집적도와 프리크랙 DWTT 에너지와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 3은 강판의 45˚면 및 압연면의 {100}의 집적도와 파단 형태와의 관계를 나타내는 도면이다.

도 4는 강판의 마이크로 조직과 인장 강도 및 프리크랙 DWTT 에너지와의 관계를 나타내는 도면이다.

먼저, 본 발명자는 고강도 용접 강관의 풀 크랙 버스트를 대체할 수 있는 고 강도 강판의 연성 파괴 특성의 평가 방법에 대하여 검토를 하였다. 연성 파괴 특성은 전파하는 균열이 정지하는 특성이기 때문에, 균열 전파 에너지와 상관이 있다고 생각된다. 이에 여러 가지 강재를 사용하여, 샤르피 충격시험에 있어서의 하중-변위곡선을 구하고, 균열 발생 에너지와 전파 에너지를 분리하여 평가하였다. 그 결과, 인장 강도가 760 ㎫ 이상인 고강도 강에서는 균열 발생 에너지가 전파 에너지보다 매우 큰 것을 알게 되었다. 즉, 샤르피 충격 시험으로 측정한 흡수 에너지는 균열의 발생과 전파 에너지를 동시에 평가하는 시험이고, 균열 전파 에너지와의 상관 관계가 큰 연성 파괴 특성의 평가에는 적합하지 않다는 것을 알 수 있었다. 또한, 본 발명자는 DWTT 시험에서도 샤르피 충격 시험과 같은 지견을 얻었다.

다음으로, 본 발명자는 균열 전파 에너지를 적정하게 평가하기 위한 시험 방법에 대하여 검토를 실시하였다. 본 발명자는 풀 크랙 버스트 테스트에서 발생한 균열이 강관의 길이 방향을 축으로 하여 두께 단면으로부터 20 내지 50˚ 회전한 단면을 따라서, 강관의 길이 방향으로 진전하고 있는 것에 주목하였다. 즉, 강판에서는 균열이 강판의 길이 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 단면을 따라서 진전하게 된다. 또한, 강관의 길이 방향을 축으로 하여 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 단면 및 강판의 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 단면을 총칭하여 45˚면이라 한다. 상기의 지견으로부터, 본 발명자는 강판의 균열 전파 에너지 평가에는 45˚면을 따라서 진전하기 쉬운 시험편, 즉, 판 두께 방향에 대한 판 폭 방향의 비가 큰 DWTT 시험편을 이용하는 것이 최적이라고 생각하였다. 또한, 노치의 선단을 날카롭게 하여 균열 발생 에너지를 저하시키기 위하여 쐐기 모양의 지그에 압력을 가하는 프레스 노치를 도입하고, 또한 3점 굽힘에 의하여 연성 균열을 도입하는 방법을 검토하였다.

그 결과, 프레스 노치를 시험편의 중앙에 도입하고, 프레스 노치의 반대측의 중앙부와 프레스 노치측의 양단과 하중을 가하는 3점 굽힘을 실시할 때에, 최대 하중에 도달한 후에, 최대 하중의 5%까지의 범위에서 하중이 저하된 시점에서 정지하고, 연성 균열을 도입한 시험편을 사용하여 DWTT 시험(이하, 프리크랙 DWTT 시험이라 한다)를 실시하면, 얻은 흡수 에너지(프리크랙 DWTT 에너지라 한다)에 의하여, 균열 전파 에너지를 적정하게 평가할 수 있는 것을 알게 되었다.

이 지견에 기초하여 본 발명자는 여러 가지 강판에 대하여, 프리크랙 DWTT 시험을 실시하고, 강판의 연성 파괴 특성이 향상되는 요인에 대하여 검토를 하였다. 먼저, 0.06C-2Mn-Ni-Cu-Cr-Mo-Ti계의 강판의 프리크랙 DWTT 에너지와 마이크로 조직과의 관계를 명확하게 하기 위하여, 강판의 페라이트의 면적률과 -20℃에서의 프리크랙 DWTT 에너지와의 관계를 조사하였다. 그 결과, 도 1에 나타내는 바와 같이, 마이크로 조직의 페라이트의 면적률이 1 내지 60%이고, -20℃에서의 프리크랙 DWTT 에너지가 3000 J 이상으로 향상되는 것을 알 수 있었다. 또한, 강판의 페라이트의 면적률은 강판의 판 두께 단면의 광학 현미경 조직 사진을 화상 해석하여 구하였다.

또한, 본 발명자는 강판의 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 단면의 집합 조직을 조사하고, 그 최대값과 프리 크랙 DWTT 에너지와의 관계를 검토하였다. 그 결과, 도 2에 나타내는 바와 같이, 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 단면의 {100}의 집적도의 최대값(45˚면의 {100}의 집적도라고 한다)이 3 이상이 되면 프리 크랙 DWTT 에너지가 현저하게 저하되는 것을 알 수 있었다. 또한, {100}의 집적도는 시료의 X선 회절에 의한 강도의 측정값을, 랜덤한 방위를 가지는 표준 시료의 X선 회절에 의한 강도의 측정값으로 나누어 평가한다. 즉, {100}의 집적도가 3인 것은 {100}의 X선회절의 강도의 측정값이 랜덤한 방위를 가지는 표준 시료의 측정치의 3배인 것을 의미한다. 또한, {100}은 등가인 (100)의 결정면을 나타내는 것이다.

강판의 45˚면에 {100}이 집적되면 프리크랙 DWTT 에너지가 현저하게 저하되는 이유는 다음과 같이 생각된다. 연성 파괴의 균열은 이론적으로는 강판의 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 45˚회전한 면을 따라서, 즉, 판 두께 방향으로부터 45˚ 경사하여 압연 방향으로 진전한다. 따라서 강판의 45˚면에 강의 벽개면에 상당하는 {100}이 집적되어 있으면, 균열이 진전하는 면과 벽개면이 일치하기 때문에, 한번 강판의 45˚면에서 취성 파괴가 발생하면 균열이 한꺼번에 전파된다고 생각된다. 또한, 이론적으로는 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 45˚회전한 면에서의 {100}의 집적도가 최대가 되지만, 실제로 측정을 실시하면, 40˚회전한 면의 근방에서의 {l00}의 집적도가 최대인 경우가 많다.

다음으로, 강판의 45˚면에서 {100}이 집적된 부위의 마이크로 조직을 관찰한 결과, 주로 베이나이트 및 마르텐사이트인 것을 알 수 있었다. 일반적으로, 미재결정 온도역에서의 열간 압연(미재결정 압연으로 한다)을 실시하는 경우, 오스테나이트는 냉각 시에 베이나이트 및 마르텐사이트로 변태되고, 강판의 45˚면에는 {100}이 집적하기 쉽다. 한편, 미재결정 압연된 페라이트는 강판의 표면에 평행한 면인 압연면에 {100}이 집적하기 쉽다. 그 때문에, 미재결정 압연시의 페라이트 분율이 증가하면 강판의 45˚면의 {100}의 집적도가 저하되는 경향이 있다. 또한, 강판의 압연면의 {100}의 집적도가 증가하면, 균열이 전파되기 쉬운 벽개면이 압연 면에 따른 방향으로도 증가하기 때문에 세퍼레이션(separation)이 발생하기 쉬워진다. 일반적으로는 세퍼레이션의 발생은 인성을 저해하는 것이지만, 세퍼레이션이 발생하지 않는 경우와 비교하면, 세퍼레이션의 발생에 의하여 프리크랙 DWTT 에너지의 저하가 현저하게 억제되는 것을 알 수 있었다.

또한, 본 발명자는 강판의 45˚면의 {100}의 집적도가 3 이하이고, X100급의 인장 강도를 가지는 여러 가지 강판에 대하여, 강판의 압연면에 있어서 {100}의 집적을 X선 회절에 의하여 조사하고, 강판의 45˚면 및 압연면의 {100}의 집적도와 세퍼레이션의 발생과의 관계를 도 3에 나타내었다. 강판의 압연면의 {100}의 집적도는 측정면이 강판의 표면과 평행하게 되도록 판 두께 중심부로부터 채취한 시험편을 이용하여, X선 회절에 의하여 측정하였다. 도 3은 강판의 45˚면의 (100)의 집적도와 강판의 압연면의 {100}의 집적도와 파괴의 형태의 관계를 나타낸 것이다. 또한, 45˚면의 것 (100)의 집적도는 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50°회전한 면을 측정면으로 하여 X선 회절을 실시하고, 최대값을 채용하였다. 또한, 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 40°회전한 면의 {100}의 집적도가 최대였다. 또한 도 3에 있어서, ○는 세퍼레이션의 발생이 현저한 것, △는 세퍼파레이션의 발생이 인정되지 않는 것을 의미한다.

도 3에 있어서, △는 압연면의{100}의 집적도가 1.6 미만이고, 세퍼레이션의 발생이 현저하지 않다. 한편, ○는 압연면의 {100}의 집적도가 1.6 이상이며, 세퍼레이션의 발생이 현저하다. 따라서, 압연면의 {100}의 집적도가 1.6 이상이 되면 세퍼레이션의 발생이 현저하게 되는 것을 알 수 있다.

본 발명자는 더욱 검토를 하여, 인장 강도(TS)와 -20℃에 있어서의 프리크랙 DWTT 에너지(E)와의 상관 관계에 미치는 마이크로 조직의 영향에 대하여 검토를 실시하였다. 그 결과를 도 4에 나타낸다. 또한, 도 4에 있어서, 인장 강도는 강관의 원주 방향에 상당하는, 강판의 폭 방향의 것이다. 도 4로부터, 인장 강도가 760 ㎫ 내지 900 ㎫ 미만인 범위에서는 페라이트와 베이나이트·마르텐사이트의 2상으로 이루어지는 마이크로 조직을 가지는 강은 동일한 정도의 인장 강도로 비교하면, 마이크로 조직이 그래뉼러 베이나이트 단상인 강보다도, 프리크랙 DWTT 에너지가 높은 것을 알 수 있다. 도 4에 있어서, 실선은 E가 3000 내지 9000 J이며, 또한 20000≤20TS+E≤25000을 만족하는 범위를 나타낸다. 또한, 파선은 21000≤20TS+E≤23000의 범위이다.

또한, 고강도 용접 강관의 소재인 고강도 강판에는 판 표면에 평행한 판면 평행 균열이 판 두께 중심부 근방에 발생하는 경우가 있다. 판면 평행 균열은 수소에 기인하는데, 프리크랙 DWTT 에너지를 저하시켜 연성 파괴 특성을 해친다. 이 판면 평행 균열의 발생은 수냉 정지 온도와 상관이 있고, 수냉 정지 온도를 350℃ 초과로 하면 실질적으로 판면 평행 균열의 발생을 방지할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 판면 평행 균열의 발생은 압연 후의 강판으로부터 300 ㎜각의 시험편을 채취하고, JIS Z 2344에 준거하여 주파수를 5 ㎫로서 수직 탐상에 의한 초음파 탐상 검사를 실시하여 확인할 수 있다. 즉, 초음파 탐상 검사의 결과, 판면 평행 균열이 1 ㎜ 미만이면 결함의 크기가 검출 한계 미만이고, 실질적으로 판면 평행 균열의 발생을 방지할 수 있는 것을 확인할 수 있다.

또한, 본 발명자는 강관을 절단하여 평판상으로 프레스하고, 채취한 시험편을 사용하여 강판과 동일하게 하여 강관의 모재의 집합 조직 및 마이크로 조직을 조사하여 인장 강도 및 -20℃에 있어서의 프리크랙 DWTT 에너지를 측정하였다. 강관의 제조는 통상 강판의 압연 방향이 강관의 길이 방향이 되도록 실시하기 때문에 강관의 원주 방향은 강판의 폭 방향이고, 강관의 두께 단면은 강판의 판 두께 단면에 대응하고 있다. 그 결과, 평판 모양으로 프레스한 강관의 모재의 제 특성은 소재인 강판과 거의 동등하고, 강관에 대해서도 강판에 대하여 밝혀낸 것을 그대로 적용할 수 있는 것을 확인하였다.

이하, 본 발명의 고강도 강판 및 고강도 용접 강관에 대해 상세하게 설명한다.

페라이트의 면적률은, 면적률이 1% 미만에서는 프리크랙 DWTT 에너지가 저하되고, 60%를 초과하면 인장 강도가 저하된다. 인장 강도와 인성 파괴 특성의 균형을 고려하면, 페라이트의 면적률은 5% 초과 내지 20% 이하인 것이 좋다. 또한, 페라이트 이외의 마이크로 조직은 베이나이트 및 마르텐사이트의 혼합 조직(베이나이트·마르텐사이트라고 부른다)이다. 마이크로 조직의 페라이트와 베이나이트·마르텐사이트는 광학 현미경 또는 주사 전자 현미경을 사용한 조직 관찰에 의하여 판별 하는 것이 가능하다. 또한, 페라이트의 면적률은 광학 현미경 또는 주사 전자 현미경으로 촬영한 조직 사진의 화상 해석에 의하여 측정할 수 있다.

강판의 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 면에서의 {100}의 집적도의 최대값(45˚면의 {100}의 집적도)이 3을 초과하면 연성 파괴 특성이 현저하게 저하되기 때문에 3 이하로 하고, 하한은 랜덤한 방위에 상당하는 1로 한다. 또한, 45˚면의 {100}의 집적도는 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚회전한 면을 측정면으로 하여 X선 회절을 실시하여 최대값를 구하지만 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚의 범위를 5˚간격으로 회전시킨 면의 {100}의 집적도를 측정하여 최대값을 구하여도 된다.

강판의 압연 면에 평행한 결함인 판면 평행 균열은 프리크랙 DWTT 에너지를 저하시키기 때문에 초음파 탐상법으로 측정한 판면 평행 균열이 1 ㎜ 미만일 필요가 있다. 초음파 탐상법에 의한 검사는 JIS Z 2344에 준거하여 실시하면 좋다. 또한, 초음파 탐상법에 의한 판면 평행 균열의 검출 한계는 1 ㎜ 미만이기 때문에, 측정치가 1 ㎜ 미만이면 실질적으로 강판에 판면 평행 균열이 존재하지 않는다.

페라이트의 평균 입자 지름이 5 ㎛를 초과하여 조대화하면, 파괴의 파면 단위가 커지게 되어 전파 에너지가 저하되는 경우가 있기 때문에 5 ㎛ 이하인 것이 좋다. 또한, 페라이트의 평균 입자 지름이 5 ㎛ 이하이면, 미세한 페라이트가 분산되어 층상으로 되지 않는다. 페라이트의 평균 입자 지름은 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경에 의하여 촬영한 조직 사진을 사용하여, 절단법으로 측정할 수 있다. 페라이트의 평균 입자 지름은 작을수록 바람직하지만, 1 ㎛ 미만으로 하려면 제조 비용이 비싸진다. 따라서, 현재로서는 페라이트 평균 입자 지름의 하한은 1 ㎛이다.

강판의 압연면에 있어서의 {100}의 집적도는 세퍼레이션의 발생에 의하여 프리크랙 DWTT 에너지의 저하를 억제시키기 위하여, 1.6 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, 프리크랙 DWTT 에너지의 저하를 억제하려면, 강판의 압연 면에 있어서의 {100}의 집적도를 1.8 이상으로 하는 것이 좋고, 2 이상이 최적이다. 그러나, 강판의 압연면에 있어서의 {100}의 집적도가 7을 넘으면 세퍼레이션에 의한 프리크랙 DWTT 에너지의 저하가 현저하게 된다. 또한, 강판의 압연 면에 있어서의 {100}의 집적도의 상한은 세퍼레이션에 의한 저온 인성의 저하를 고려하면 3.5 이하로 하는 것이 좋다.

상기 마이크로 조직, 집합 조직을 가진 본 발명의 고강도 강판은 인장 강도 및 연성 파괴 특성이 우수하고, 인장 강도가 760 ㎫ 이상 900 ㎫ 미만이며, 프리크랙 DWTT 에너지는 3000 J 이상이다. 또한, 본 발명의 고강도강은 인장 강도(TS)와 프리크랙 DWTT 에너지(E)의 밸런스가 우수하고, E가 3000 내지 9000 J이며, 또한 20000≤20TS+E≤25000을 만족한다. 또한, TS와 E의 관계는 21000≤20TS+E를 만족하는 것이 좋다.

다음으로 모재의 화학 성분의 한정 이유에 대하여 설명한다.

C는 강의 강도 향상에 극히 유효한 원소이며, 0.01% 이상의 첨가가 필요하고, 0.02% 이상의 C를 함유하는 것이 좋다. 그러나, C 함유량이 0.5%보다 많으면 모재 및 용접열 영향부(HAZ라고 부른다)의 저온 인성이 열화하고, 현지 용접성을 저해하기 때문에 C 함유량의 상한을 0.5 이하로 하는 것이 필요하다. 또한, 저온 인성을 양호하게 하려면 C 함유량의 상한을 0.14% 이하로 하는 것이 좋고, 더욱 바람직한 상한은 0.1% 이하이다.

Si는 탈산에 유효한 원소이며, 0.01% 이상을 함유할 필요가 있다. 그러나, 3% 를 초과하여 Si를 첨가하면 HAZ의 저온 인성이 열화되고, 현지 용접성을 저해하므로, 첨가량의 상한을 3%로 할 필요가 있고, 바람직한 Si 함유량의 상한은 0.6% 이하이다.

Mn은 강의 강도와 저온 인성과의 균형을 양호하게 하는 데 유효한 원소인데, 0.1% 이하로 첨가할 필요가 있고, 1.5% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편 Mn을 과잉 함유하면 강의 소입성(quenching성)이 증가하여 HAZ의 저온 인성을 열화시키고, 또한 현지 용접성을 저해한다. 따라서, Mn의 첨가량의 상한을 5% 이하로 할 필요가 있고, 바람직한 상한은 2.5% 이하이다.

P, S는 불순물 원소이며, 모재 및 HAZ의 저온 인성을 더 한층 향상시키기 위하여, P의 함유량 및 S의 함유량의 상한을 각각 0.03% 이하 및 0.03% 이하로 할 필요가 있고, 또한 각각 0.015% 이하 및 0.003% 이하로 하는 것이 좋다. P의 함유량 및 S의 함유량의 하한은 낮을수록 좋기 때문에 규정하지 않지만, 통상 각각 0.001% 이상 및 0.0001% 이상을 함유한다.

또한, Ni, Mo, Nb, Ti를 함유하여도 좋다.

Ni는 저온 인성 및 강도를 향상시키는 원소인데, Ni 함유량의 하한을 0.1% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, Ni의 함유량이 2%를 넘으면 용접성을 해치는 경우 가 있기 때문에 Ni 함유량의 상한을 2%로 하는 것이 좋다.

Mo는 강의 소입성을 향상시키고, 탄질화물을 형성하고 강도를 향상시키는 원소인데, 그 효과를 얻으려면 Mo 함유량을 0.15% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, Mo를 0.6%를 초과하여 함유하면 강도가 너무 높아져서 HAZ의 저온 인성을 해치는 경우가 있기 때문에 Mo 함유량의 상한을 0.6%로 하는 것이 좋다.

Nb는 탄화물, 질화물을 형성하고, 강의 강도를 향상시키는 원소인데, 그 효과를 얻으려면 Nb 함유량을 0.001% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, Nb 함유량이 0.1% 보다 많으면 모재 및 HAZ의 저온 인성을 해치는 경우가 있기 때문에 Nb 함유량의 상한을 0.1%로 하는 것이 좋다.

Ti는 탈산에 유효하고, 질화물을 형성하고 결정립지름의 미세화에 기여하는 원소인데, 그 효과를 얻으려면 0.005% 이상을 첨가하는 것이 좋다. 한편, Ti 함유량이 0.03%보다 많으면 조대한 탄화물이 발생하여 저온 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에 Ti 함유량의 상한을 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Al, B, N, V, Cu, Cr, Zr, Ta, Ca, REM, Mg의 1종 또는 2종 이상을 첨가하여도 좋다.

Al은 탈산재로서 유효한 원소이지만, Al 함유량이 0.06%를 넘으면 Al계 비금속 개재물이 증가하여 강의 청정도를 저해하는 경우가 있기 때문에 Al 함유량의 상한을 0.06% 이하로 하는 것이 좋다.

B는 소입성을 높여 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻으려면, B를 0.0001% 이상 첨가하는 것이 좋고, 한편, 0.005%보다 과잉으로 첨가 하면 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, B의 첨가량을 0.0001 내지 0.005%의 범위로 하는 것이 좋다.

N은 Ti, Al 등과 질화물을 형성하고, 용접열 영향부의 오스테나이트 입자의 조대화를 방지한다. 이 효과를 얻으려면 0.0001% 이상의 N을 첨가하는 것이 좋지만, 0.006%보다 과잉으로 N를 첨가하면 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서, N의 첨가량을 0.0001 내지 0.006%의 범위로 하는 것이 좋다.

V는 Nb와 마찬가지로 탄화물, 질화물을 형성하고, 강의 강도를 향상시키는 원소인데, 이러한 효과를 얻으려면 0.001% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, V를 0.1% 초과하여 첨가하면 인성의 저하를 초래하는 경우가 있기 때문에 상한을 0.1% 이하로 하는 것이 좋다.

Cu는 강도를 상승시키는 원소이며, 0.01% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, 1% 초과하여 첨가하면 강편 가열 시나 용접시에 균열을 일으키기 쉽기 때문에 상한을 1% 이하로 하는 것이 좋다.

Cr은 석출 강화에 의하여 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 0.01% 이상을 첨가하는 것이 좋다. 한편, Cr을 0.8%보다 과잉으로 첨가하면 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에 상한을 0.8% 이하로 하는 것이 좋다.

Zr 및 Ta는 Nb와 마찬가지로 탄화물, 질화물을 형성하고, 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 각각 0.0001% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, Zr 및 Ta를 각각 0.005% 초과하여 첨가하면 인성의 저하를 초래하는 경우가 있기 때문에 Zr 및 Ta의 첨가량의 상한을 각각 0.005% 이하로 하는 것이 좋다.

Ca 및 REM은 황화물을 생성하고, 압연 방향으로 신장한 MnS의 생성을 억제하여 강재의 판 두께 방향의 특성, 특히 내라멜라티어성을 개선한다. 이 효과를 얻으려면, Ca 및 REM를 각각 0.0001% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, Ca 및 REM을 각각 0.01% 초과하여 첨가하면 Ca 및 REM의 산화물이 증가하기 때문에 Ca 및 REM의 첨가량의 상한을 각각 0.01% 이하로 하는 것이 좋다.

Mg는 Mg0, MgS 등의 매우 미세한 Mg 함유 산화물 또는 황화물을 생성하여 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, HAZ 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻으려면, Mg를 0.0001% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, Mg를 0.006% 초과하여 첨가하면 Mg 함유 산화물, 황화물이 조대화하기 때문에 그 상한을 0.006% 이하로 하는 것이 좋다.

본 발명의 고강도 용접 강관은 상기 강판을 통 모양(筒狀)으로 성형하고, 단부끼리를 맞대기 용접하여 제조한다. 또한, 강관의 U0 공정에 의한 성형은 통상 강판의 압연 방향이 강관의 길이 방향이 되도록 하여 실시한다. 강관의 모재의 집합 조직, 마이크로 조직, 인장 강도 및 -20℃에 있어서 프리크랙 DWTT 에너지는 강판을 평판 상으로 프레스하여 채취한 시험편을 사용하여 측정하면 좋고, 결과가 상기 범위 내이면, 본 발명의 고강도 강판을 모재로 하는 강관이라고 판단할 수 있다.

본 발명의 고강도 용접 강관의 용접 금속의 성분은 이하의 범위로 하는 것이 좋다.

C는 강의 강도 향상에 극히 유효하고, 마르텐사이트 조직에 있어서 목표로 하는 강도를 얻으려면 C 함유량을 0.04% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, C 함유량 이 0.14%를 넘으면 용접 저온 균열이 발생하기 쉬워져, 현지 용접부와 심 용접이 교차하는 이른바 T 크로스 부의 HAZ 최고 경도의 상승을 초래하므로 C 함유량의 상한을 0.14% 이하로 하는 것이 좋다. 더욱 바람직한 C 함유량의 상한값은 0.1% 이하이다.

Si는 블로우 홀의 발생을 방지하기 위하여, 0.05% 이상 함유시키는 것이 좋다. 한편, Si 함유량이 0.4%보다 많으면 저온 인성을 열화시키는 경우가 있고, 특히, 내외면 용접이나 다층 용접을 실시하는 경우, 재열부의 저온 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에 상한을 0.4% 이하로 하는 것이 좋다.

Mn은 강도, 저온 인성의 균형을 양호하게 하고, 입내 베이나이트의 생성 핵이 되는 개재물을 형성하는 원소이다. 이 효과를 얻으려면 Mn 함유량을 1.2% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mn 함유량이 2.2% 보다 많으면 편석이 조장되어 저온 인성이 열화되는 경우가 있고, 용접 재료의 제조가 곤란하게 되므로 Mn 함유량의 상한을 2.2% 이하로 하는 것이 좋다.

P, S는 불가피한 불순물인데, 저온 인성의 열화를 억제하고, 저온 균열 감수성을 저감하려면 P, S의 함유량을 각각 0.01% 이하로 하는 것이 좋다.

Ni는 소입성을 높여 강도를 향상시켜 저온 인성을 향상시키는 원소인데, 이 효과를 얻기 위하여는 1.3% 이상의 Ni를 함유시키는 것이 좋다. 한편, Ni 함유량이 3.2% 보다 많으면 고온 균열을 일으키는 경우가 있기 때문에 Ni 함유량의 상한을 3.2% 이하로 하는 것이 좋다.

Cr, Mo, V는 모두 소입성을 높여 강도를 향상시키는 원소인데, 효과를 얻으 려면, Cr+Mo+V를 1% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, Cr+Mo+V를 2.5% 보다 다량으로 첨가하면 저온 균열을 일으키는 경우가 있기 때문에 Cr+Mo+V 함유량의 상한을 2.5% 이하로 하는 것이 좋다.

0는 소입성을 저하시켜 용접 금속의 저온 인성을 열화 시키는 원소이며, O 양을 0.06%로 제한하는 것이 좋다. 한편, 0 양이 낮으면 저온 균열이 발생하기 쉬워지는 동시에 현지 용접부의 경도가 높아지는 경우가 있기 때문에 0.01% 이상으로 하는 것이 좋다.

또한, Ti, Al, B의 1종 또는 2종 이상을 함유하여도 좋다.

Ti는 입내 베이나이트의 생성 핵이 되는 Ti의 질화물 및 산화물 등을 형성하는 원소이며, 0.003% 이상을 함유시키는 것이 좋다. 한편, Ti 함유량이 0.05% 보다 많으면 Ti의 탄화물이 많이 생성되고, 저온 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에 Ti 함유량의 상한을 0.05%로 하는 것이 좋다.

Al은 입내 베이나이트의 생성 핵이 되는 Ti의 산화물의 생성을 저해하는 경우가 있기 때문에 Al 함유량은 적은 것이 좋다. Al 함유량 0.02% 이하를 상한으로 하는 것이 좋고, 더욱 바람직한 상한은 0.015% 이하이다.

B는 소입성을 높여 용접 금속의 저온 인성을 향상시키는 원소이지만, B 함유량이 0.005% 보다 많으면 저온 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에 B 함유량의 상한을 0.005% 이하로 하는 것이 좋다. 또한, 소입성 및 저온 인성의 향상 효과를 얻으려면 B를 0.0003% 이상 함유하는 것이 좋다.

기타, 용접 금속은 용접 시의 정련 및 응고를 양호하게 실시하게 하기 위하 여 첨가시킨 Zr, Nb, Mg 등의 원소를 함유하는 경우가 있다. 용접 금속의 조직은 주로 베이나이트·마르텐사이트, 입내 베이나이트로 이루어지고, 잔부는 페라이트 및/또는 잔류 오스테나이트이다. 용접 금속의 인장 강도는 모재보다 높은 것이 좋고, 인장 강도를 770 ㎫ 이상으로 하려면 베이나이트, 마르텐사이트의 면적률을 50% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한 용접 금속의 저온 인성을 양호하게 하려면 입내 베이나이트의 면적률을 10% 이상으로 하는 것이 좋다. 베이나이트·마르텐사이트와 입내 베이나이트는 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경에 의한 조직 관찰에 의하여 판별할 수 있고, 베이나이트·마르텐사이트, 입내 베이나이트의 면적률의 측정은 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경에 의하여 촬영한 조직 사진의 화상 해석에 의하여 실시할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 범위 내의 성분으로 이루어지는 강을 제강 공정으로 용제한 후, 연속 주조하고, 얻은 강편을 재가열하고, 열간 압연을 실시하고, 냉각하여 강판을 제조한다. 열간 압연은 재결정 온도 영역에서 실시되는 재결정 압연과, 이어서 미재결정 온도 영역에서 실시하는 미재결정 압연으로 이루어진다.

본 발명자의 연성 파괴 특성이 우수한 강판을 얻으려면 강판의 {100}의 집적을 제어할 필요가 있고, 열간 압연시의 조직과 압하율, 특히 미재결정 압연의 온도와 압하율을 적정한 범위 내로 할 필요가 있다. 베이나이트 및 마르텐사이트가 주체인 고강도 강판의 경우, 오스테나이트를 미재결정 압연하면 냉각에 의하여 변태하여 강판의 45˚면에 {100}이 집적된 베이나이트 및 마르텐사이트를 얻기 쉬워진 다. 따라서, 오스테나이트상이 많은 온도 영역에서의 누적 압하율이 높으면 강판의 45˚면의 {100}의 집적도가 높아진다. 한편, 미재결정 압연 및 냉각에 의하여 페라이트가 생성되면 베이나이트·마르텐사이트가 감소하고, 강판의 45˚면의 {100}의 집적도는 저하된다. 또한, 미재결정 압연에 의하여 가공을 받은 페라이트(가공 페라이트라고 한다)는 압연면에 {100}이 집적되기 때문에 압연 면의 {100}의 집적은 가공 페라이트의 생성량에 크게 의존한다. 이상으로부터, 강판의 45˚면에서의 {100}의 집적을 억제하려면, 페라이트가 생성되지 않는 고온도역에서의 압하량을 낮게 하고, 또한, 압연면에서의 {100}의 집적을 크게 하려면 온도가 저하되어 페라이트가 생성된 후, 압하율을 높게 하면 좋다고 생각된다. 즉, 강판의 집합 조직을 최적화하려면 미재결정 압연의 조건을 적정한 범위로 하는 것이 중요하기는 하지만, 강판의 마이크로 조직 및 집합 조직은 강의 성분, 재결정 압연 등의 조건에도 영향을 받는다.

이하, 본 발명의 고강도 강판을 얻는 제조 조건에 대하여 설명한다.

미재결정 압연의 종료 온도는 연성 파괴 특성의 향상에 유효한 페라이트를 생성시켜 페라이트의 면적률을 1 내지 60%로 하기 때문에 800℃ 이하로 할 필요가 있다. 한편, 600℃ 미만으로 미재결정 압연을 실시하면 강판의 형상이 나빠지기 때문에 600℃ 이상에서 미재결정 압연을 종료하는 것이 필요하다. 또한, 미재결정 압연의 종료 온도의 바람직한 상한은 780℃ 이하이다.

미재결정 압연에 대해 800℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 미만이면 페라이트가 생성되기 어려워지기 때문에, 하한을 10% 이상으로 하는 것이 필요하다. 미재 결정 압연을 800℃에서 종료하는 경우, 800℃에서의 1 패스의 압하율을 10% 이상으로 한다. 또한, 미재결정 압연의 누적 압하율은 800℃에서의 판 두께와 미재결정 압연 종료시의 판 두께와의 차이를 800℃에서의 판 두께로 나눈 값을 백분율로 나타낸 것으로 정의되고, 통상적으로 상한은 90% 이하이다. 또한, 미재결정 압연으로 생성하는 페라이트는 650℃ 이상에서 변태하는 입계 페라이트, 즉, 폴리고날 페라이트이다.

미재결정 압연의 종료후, 350℃ 초과까지 수냉하여 냉각하지만, 이때에 600℃에서 450℃까지의 범위의 냉각 속도를 0.5℃/s 이상으로 할 필요가 있다. 이것은 냉각 속도가 0.5℃/s 미만에서는 미재결정역 압연의 종료시에는 미세하였던 오스테나이트 입자가 성장하여, 평균 구오스테나이트 입자 지름이 5 ㎛ 초과가 되어, 저온 인성이 저하되기 때문이다. 또한, 오스테나이트 입자 성장을 피하기 위하여 냉각 속도를 1℃/s 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 냉각 속도의 상한은 강판 표면 근방의 페라이트의 면적률을 1% 이상으로 하기 위하여 10℃/s 이하로 한다. 냉각을 수냉에 의하여 실시하는 것은 냉각 속도를 제어하기 쉽기 때문이다. 또한, 수냉 정지 온도를 350℃ 초과로 하는 것은 판면 평행 균열의 발생을 방지하기 위함이다. 또한, 수냉 정지 온도의 상한은 450℃ 이하로 하는 것이 좋다.

강편의 재가열 온도가 1100℃ 미만이면, 응고 조직에 존재하는 조대한 오스테나이트의 결정 입자의 존재에 의하여 가열 후에도 동일한 조대 입자가 존재하므로, 미세화가 불충분하게 되어 강판의 일부에 조대한 베이나이트·마르텐사이트 결정 입자가 생기는 경우가 있다. 한편, 재가열 온도가 1250℃를 넘으면 입자 성장에 의하여 오스테나이트의 결정립이 조대화되기 쉬워지기 때문에 강판 전체의 결정립 지름의 미세화가 불충분하게 되어 저온 인성을 열화하는 경우가 있다. 따라서, 강편의 재가열 온도는 1100 내지 1250℃로 하는 것이 바람직하다.

재결정 압연은 압연 온도가 900℃ 미만이 되면 오스테나이트의 충분한 재결정화를 이루지지 않아 결정립이 세립화하기 어렵기 때문에 900℃ 이상에서 실시하는 것이 좋다. 또한, 재결정 압연의 각 패스의 압하율의 평균값이 5% 미만이면 충분히 재결정되지 않는 경우가 있다. 그 때문에, 재결정 압연의 각 패스의 압하율의 평균값을 5% 이상으로 하는 것이 좋고, 상한은 통상적으로 20% 정도이다.

재결정 압연의 최종 패스의 압하율은 10% 이상으로 하는 것이 좋다. 이것은 압연 온도가 저하함에 따라서 재결정하기 어려워지기 때문에 1 패스 당의 압하율을 크게 하여 재결정을 촉진하기 위한 것이다. 또한, 재결정 압연의 최종 패스의 압하율의 상한은 높을수록 좋지만, 40%를 초과하는 것은 곤란하다.

또한, 각 패스의 압하율은 1 패스의 압연 전후의 판 두께의 차이를 압연 전의 판 두께로 나눈 값을 백분율로 나타낸 값이며, 최종 패스의 압하율도 마찬가지이다. 또한, 각 패스의 압하율의 평균값은 각 패스의 압하율을 단순하게 합계하여 패스 수로 나눈 값이다.

재결정 압연에 이어서, 결정립을 더욱 편평하게 하여 세립화시키기 위하여 미재결정 압연을 실시한다.

미재결정 압연의 온도는 880℃를 넘으면, 판 두께 중심 근방의 온도가 압연에 의하여 상승하고, 재결정 온도를 넘으면 입자 성장이 발생하여, 결정립의 세립 화가 불충분하게 되는 경우가 있다. 또한, 미재결정 압연의 누적 압하량이 60% 미만에서는 결정 입경이 미세화하기 어려워진다. 그 때문에 미재결정 압연의 온도 범위는 880℃ 이하로 하는 것이 좋고, 누적 압하율은 60% 이상으로 하는 것이 좋다. 또한, 미재결정 압연의 누적 압하율은 미재결정 압연 전, 즉, 재결정 압연 종료 후의 판 두께와 미재결정 압연 종료 후의 판 두께의 차이를 미재결정 압연 전의 판 두께로 나눈 값을 백분율로 나타낸 것이다. 또한, 45˚면의 {100}의 집적도를 억제하려면, 미재결정 압연의 누적 압하율 중에서, 800℃ 이하에서의 누적 압하율을 더 크게 하는 것이 좋다.

상기 제조 조건에 의하여 얻은 고강도 강판을 통 모양으로 프레스 성형하고, 단부끼리를 맞대어 서브머지드 아크 용접하여 고강도 용접 강관으로 한다. 서브머지드 아크 용접은 모재의 희석이 큰 용접이고, 소망하는 특성 즉, 용접 금속 조성을 얻으려면 모재의 희석을 고려한 용접 재료의 선택이 필요하다. 이하, 용접 와이어의 화학 조성의 한정 이유에 대하여 설명하는데, 기본적으로는 고강도 라인 파이프를 실현할 수 있는 제조 방법이다.

C는 용접 금속에서 필요로 하는 범위의 C 함유량을 얻기 위하여, 모재 성분에 의한 희석 및 분위기로부터 C의 혼입을 고려하여 0.01 내지 0.12%로 하였다.

Si, Mn, Ni, Cr+Mo+V는 용접 금속에서 필요로 하는 범위의 Si, Mn, Ni, Cr+Mo+V의 함유량을 얻기 위하여, 모재 성분에 의한 희석을 고려하여 각각, 0.3% 이하, 1.2 내지 2.4%, 4 내지 8.5%, 3 내지 5%로 하였다.

Ti는 입내 베이나이트의 생성 핵이 되는 Ti 질화물 및 산화물 등을 형성하는 원소이며, 0.005% 이상을 함유시키는 것이 좋다. 한편, Ti 함유량이 0.15%보다 많으면 Ti 탄화물이 많이 생성되고 저온 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에 Ti 함유량의 상한을 0.15%로 하는 것이 좋다.

Al은 입내 베이나이트의 생성 핵 Ti 산화물의 생성을 저해하는 경우가 있기 때문에 Al 함유량은 적은 것이 바람직하다. Al 함유량의 바람직한 상한은 0.02% 이하이다.

B는 강도를 확보하기 위하여, 0.0003 내지 0.005% 정도 첨가하여도 좋다. 기타 P, S의 불순물은 극도로 적은 것이 좋고, 또한, Zr, Nb, Mg 등이 탈산을 목적으로 하여 사용된다.

또한, 용접은 단극 뿐만 아니라 복수 전극에서의 용접도 가능하다. 복수 전극에서의 용접의 경우, 각종 와이어의 조합이 가능하고, 개개의 와이어가 상기 성분 범위에 있을 필요는 없으며 각각의 와이어 성분과 소비량으로부터의 평균 조성이 상기 성분 범위에 있으면 좋다.

서브머지드 아크 용접에 사용되는 플럭스는 크게 나누면 소성형 플럭스와 용융형 플럭스가 있다. 소성형 플럭스는 합금재 첨가가 가능하고, 확산성 수소량이 낮다고 하는 이점이 있으나, 가루가 되기 쉬워 반복 사용이 어렵다고 하는 결점이 있다. 한편, 용융형 플럭스는 글래스 분상으로, 입자 강도가 높고, 흡습하기 어렵다고 하는 이점이 있으나, 확산성 수소가 약간 높다고 하는 결점이 있다. 본 발명의 고강도 강관을 제조하는 경우에는 용접 저온 균열이 일어나기 쉬운데, 이 점에서는 소성형이 바람직하지만, 한편, 회수하여 반복 사용이 가능한 용융형은 대량 생산을 할 경우 비용이 낮은 이점이 있다. 소성형으로는 비용이 비싼 것이, 용융형으로는 엄밀한 품질 관리가 필요한 것이 문제이지만, 공업적으로 대처 가능한 범위 내이며 어느 것이나 본질적으로는 사용이 가능하다.

다음으로 용접 조건에 대하여 아래에 설명한다.

최초로 실시하는 가용접은 MAG 아크 용접, MIG 아크 용접, TIG 아크 용접 중 어느 것이라도 좋다. 통상은 MAG 아크 용접이다. 특히, 내외면의 용접을 서브머지드 아크 용접으로 하는 것이 바람직하지만, TIG 아크 용접, MIG 아크 용접 또는 MAG 아크 용접이어도 좋다. 내외면의 용접은 각각 1 패스씩 하여도 좋지만, 복수 패스 실시하여도 좋다.

서브머지드 아크 용접의 판 두께 1 ㎜ 당 내외면의 비입열은 0.13 내지 0.25 kJ/㎟로 하는 것이 좋고, 이 범위는 판 두께가 15 ㎜ 두께인 내외면의 용접 입열이 2 내지 3.8 kJ/㎜인 것에 상당한다. 서브머지드 아크 용접의 판 두께 1 ㎜ 당 내외면의 비입열은 0.13 kJ/㎟ 미만에서는 입열이 너무 작아서 녹는 것이 불충분하게 되어 용접 회수가 많아져서 작업 효율이 나빠지는 경우가 있다. 한편, 서브머지드 아크 용접의 판 두께 1 ㎜ 당 내외면의 비입열이 0.25 kJ/㎟보다 크면, 열 영향부가 연화하여 용접부의 인성이 저하하는 경우가 있다. 또한, 가용접과 내외면의 용접의 용접부가 중복되는 경우에는 용접 입열은 가능한 한 낮은 것이 좋다.

내외면을 서브머지드 아크 용접하는 경우, 용접 속도를 1 m/분 미만으로 하면 라인 파이프의 심 용접으로서는 비효율적이고, 3 m/분을 넘으면 비드 형상이 불안정하게 되는 경우가 있다. 따라서, 서브머지드 아크 용접의 용접 속도는 1 내지 3 m/분의 범위 내인 것이 좋다.

심 용접 후, 확관에 의하여 진원도를 향상시키는 것이 좋다. 진원도를 높이려면 소성역까지 변형시킬 필요가 있고, 본 발명의 고강도 강관의 경우에는 확관 후 원주와 확관 전 원주의 차이를 확관 전 원주로 나눈 값을 백분율로 나타낸 확관율이 0.5% 이상인 것이 좋다. 한편, 확관율이 2%를 넘으면, 모재, 용접부 모두 소성 변형에 의하여 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, 확관율은 0.5 내지 2%의 범위로 하는 것이 좋다.

실시예 (실시예 1)

C: 0.11%, Si: 0.25%, Mn: 1.5%, P: 0.01%, S: 0.002%를 함유하는 강을 용제하고, 주조하여 강편으로 하고, 강편을 재가열하여 재결정 압연 및 미재결정 압연을 실시하고 수냉하여 판 두께 20 ㎜의 강판을 제조하였다. 본 발명의 강판의 제조는 이하의 조건으로 제조하였다. 즉, 미재결정 압연은 종료 온도를 600 내지 800℃의 범위 내로 하고, 800℃ 이하에서의 누적 압하율을 10% 이상으로 하여 실시하고, 수냉은 600℃로부터 450℃까지의 평균의 냉각 속도가 0.5 내지 10℃/s가 되도록 하여 실시하고, 350℃ 초과로부터 450℃ 미만의 온도 범위 내에서 정지하였다. 한편, 비교예의 강판은 미재결정 압연의 종료 온도를 800℃ 초과로 하였다.

강판으로부터 300 ㎜각의 시험편을 채취하여 JIS Z 2234 에 준거하여, 주파수를 5 ㎫로서 수직 탐상으로 초음파 탐상을 실시하여 어느 쪽의 강판도 측정값이 1 ㎜ 미만이고, 판면 평행 균열이 발생하지 않은 것을 확인하였다. 강판의 압연 방향의 판 두께 단면이 관찰면이 되도록 시험편을 채취하고, 연마 및 에칭을 실시하 여 마이크로 조직을 광학 현미경으로 관찰하였다. 판 두께 중심부의 근방에서 촬영한 조직 사진을 화상 해석하여 페라이트의 면적률 및 페라이트 입자 지름을 구하였다. 또한, 강판으로부터 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚의 범위를 5˚간격으로 회전시킨 단면을 각각 측정면으로 한 시험편을 채취하여 X선 회절을 실시하고, 최대값을 45˚면의 {100}의 집적도로 하였다. X선 회절의 시료는 측정점이 판 두께 중심부의 근방이 되도록, 두께를 2 ㎜, 최대지름을 30 ㎜로 하여 채취하였다. 또한, 강판의 폭 방향을 길이 방향으로 하여 시험편을 채취하고 -20℃에서 프리크랙 DWTT 시험을 실시하고, 프리크랙 DWTT 에너지를 구하였다.

결과를 표 1에 나타낸다. 표 1에 있어서, 페라이트 분율은 페라이트의 면적률, E는 -20℃에 있어서 프리크랙 DWTT 에너지, 45˚면 {100}은 강판의 45˚면의 {100}의 집적도이다. 본 발명의 강판은 페라이트의 면적률이 1 내지 60%의 범위이고, 어느 쪽도 45˚면의 {100}의 집적도가 3 미만이며, -20℃에서의 프리크랙 DWTT 에너지는 3000 J 이상으로 연성 파괴 특성이 우수하였다. 그러나, 비교예의 강판은 페라이트가 생성되어 있지 않고, 45˚면의 {100}의 집적도가 3을 넘으며, 모재의 프리크랙 DWTT 에너지가 3000 J 미만이며, 연성 파괴 특성은 양호하지 않았다.

(실시예 2)

표 2에 나타내는 성분을 함유하는 강을 용제하고 주조하여 두께가 240 ㎜의 강편으로 하였다. 이들 강편을 표 3에 나타내는 조건으로 판 두께가 14 내지 25 ㎜인 강판으로 하였다. 얻은 강판을 통 모양으로 프레스 성형하고, 가용접을 실시한 후, 표 4에 나타내는 성분을 함유하는 강으로 이루어지는 용접 와이어를 사용하여, 표 4에 나타내는 조건으로 내외면을 서브머지드 아크 용접하고, 확관율 2% 이하의 확관을 실시하여, 36 인치 (913 ㎜ 지름)의 강관을 제조하였다. 심 용접부로부터 시료를 채취하여 용접 금속의 성분 분석을 실시하였다. 표 5에 용접 금속에 포함되는 성분을 나타낸다.

얻어진 강관을 절단하고, 평판 모양이 되도록 프레스하고, 시료를 채취하여 마이크로 조직 및 집합 조직의 조사를 실시하였다. 연마 및 에칭을 실시하고, 광학 현미경에 의한 조직 관찰을 하였다. 마이크로 조직의 관찰은 광학 현미경에 의하여 실시하고, 시료는 강관의 길이 방향의 두께 단면이 관찰 면이 되도록 채취하여, 관찰면을 연마하고, 에칭하였다. 광학 현미경 조직 사진을 화상 해석하여 페라이트의 면적률 및 입경을 측정하였다. 또한, 집합 조직의 조사는 X선 회절에 의하여 실시하였다. 45°면의 {100}의 집적도를 측정하기 위한 시료는 강관의 길이 방향을 축으로 하여 모재의 두께 단면으로부터 20 내지 50˚의 범위를 5˚간격으로 회전시킨 면이 각각 측정면이 되도록 하여 채취하였다. 또한, 압연 면의 {100}의 집적도를 측정하는 시료는 평판상으로 프레스한 강관의 모재의 표면과 평행한 두께 중심부 근방의 면이 측정면이 되도록 채취하였다. X선 회절의 시료는 측정점이 판 두께 중심부의 근방이 되도록, 두께 2 ㎜, 최대 지름을 30 ㎜로 하여 채취하였다. 또한, 평판 모양으로 프레스한 강관의 모재로부터 300 ㎜ 각의 시험편을 채취하고, JIS Z 2234에 준거하여, 주파수를 5 ㎫로 하여 수직 탐상으로 초음파 탐상 검사를 실시하였다. 초음파 탐상 검사의 결과, 결함의 긴 지름의 측정값이 모두 1 ㎜ 미만인 것을 판면 평행 균열 없음, 측정값이 1 ㎜ 이상의 결함이 있는 것을 판면 평행 균열 있음으로 평가하였다.

또한, 강관의 모재로부터 원주 방향을 길이 방향으로 하여 판 두께 중앙부 부근이 시험편의 평행부가 되도록, JIS Z 2240에 준거하여 2호 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 실시하였다. 용접 금속의 인장 시험은 JIS Z 3111에 준거하여 A2호 인장 시험편을 사용하여 실시하였다.

또한, 강관을 평판 모양으로 프레스하고, 원주 방향이 길이 방향이 되도록 DWTT 시험편을 채취하고, 두께 방향으로 프레스 노치를 도입하고, 또한 3점 굽힘으로 연성 균열을 도입하고, 프리 크랙 DWTT 시험을 -20℃에서 실시하였다. 또한, 강관을 평판 모양으로 프레스하고, 원주 방향이 길이 방향이 되도록 시험편을 채취하여 JIS Z 2242에 준거하고 샤르피 충격 시험을 실시하고, 모재의 -40℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지를 측정하였다. 용접 금속의 충격시험은 JIS Z 3111에 준거하여 -30℃에서 실시하였다. 용접 열 영향부의 샤르피 충격시험 편은 강관의 원주 방향이 샤르피 충격 시험 편의 길이 방향이 되도록 채취하였다. 시험편의 두께 단면을 연마하여 외면의 용접 금속과 내면의 용접 금속의 교점을 확인하고, 그 교점으로부터 용접열 영향부 측으로 2 ㎜ 떨어진 위치에 V 노치를 기계 가공하였다. 용접열 영향부의 샤르피 충격 시험은 JIS Z 2242에 준거하여 -30℃에서 실시하였다.

또한, 강관의 내부에 물과 가스를 충전하여 폭발시켜, 발생한 균열이 정지하는지, 강관의 길이 방향으로 전파하여 관통하는지를 관찰하는 부분 버스트 시험을 실시하였다.

표 6에 시험 결과를 나타낸다. 표 6의 페라이트 분율은 페라이트의 면적률이고, TS는 인장 강도, E는 -20℃에서의 프리크랙 DWTT 에너지, YS는 항복 강도, YR는 항복비, vE는 샤르피 흡수 에너지이며, 첨자는 측정 온도를 나타내고, HAZ는 용접열 영향부를 의미한다. 표 6에 있어서 실시 N0. 1 내지 11은 본 발명의 예이며, 강관은 모두 모재의 -20℃에서의 프리크랙 DWTT 에너지가 3000 J 이상이다. 또한, 부분 가스 버스트 시험에서 균열이 정지하였고, 연성 파괴 특성이 우수하였다.

한편, 실시 N0. 12 내지 20은 비교예이며, 페라이트가 생성되어 있지 않다. 그 결과, 45˚면의 {100}의 집적도가 3을 넘고, 모재의 프리크랙 DWTT 에너지가 3000 J 미만이다. 또한, 특성이 나쁘기 때문에, 부분 가스 버스터 시험도 관통하고, 연성 파괴 특성도 떨어졌다. 또한, 실시 N0. 19 및 20 수냉 정지 온도가 350℃ 이하이기 때문에 판면 평행 균열이 발생하고, 프리크랙 DWTT 에너지가 저하되었다.

본 발명에 의하여, 인장 강도가 API 규격의 X100급에 상당하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판 및 고강도 용접 강관 및 그러한 제조 방법을 제공하는 것 이 가능하다.

Claims (15)

1. 질량%로, C: 0.01 내지 0.5%, Si: 0.01 내지 3%, Mn: 0.1 내지 5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 면적률로 1 내지 60%의 페라이트를 포함하여 잔부가 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 마이크로 조직을 가지고, 압연 방향을 축으로 하여 판 두께 단면으로부터 20 내지 50˚ 회전시킨 단면의 {100}의 집적도의 최대값이 3 이하이며, 초음파 탐상법으로 측정된 판 두께 평행 균열이 1 ㎜ 미만인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.
2. 제1항에 있어서, 질량%로, Ni: 0.1 내지 2%, Mo: 0.15 내지 0.6%, Nb: 0.001 내지 0.1%, Ti: 0.005 내지 0.03%를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 질량%로, 또한, Al: 0.06% 이하, B: 0.0001 내지 0.005%, N: 0.0001 내지 0.006%, V: 0.001 내지 0.1%, Cu: 0.01 내지 1%, Cr: 0.01 내지 0.8%, Zr: 0.0001 내지 0.005%, Ta: 0.0001 내지 0.005%, Ca: 0.0001 내지 0.01%, REM: 0.0001 내지 0.01%, Mg: 0.0001 내지 0.006%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 페라이트의 평균 입자 지름이 1 ㎛ 이상, 5 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.
5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 압연 면의 {100}의 집적도가 1.6 내지 7인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.
6. 제1항 또는 제2항에 있어서, 인장 강도(TS)가 760 내지 900 ㎫ 미만이고, -20℃에 있어서 프리크랙 DWTT 에너지(E)가 3000 내지 9000 J이며, TS와 E가 아래의 (1)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판.

   20000≤20TS+E≤25000 … (1)
7. 모재가 제1항에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관.
8. 제7항에 있어서, 심 용접 금속의 성분이 질량%로, C: 0.04 내지 0.14%, Si: 0.05 내지 0.4%, Mn: 1.2 내지 2.2%, P: 0.01% 이하, S: 0.01% 이하, Ni: 1.3 내지 3.2%, Cr+Mo+V: 1 내지 2.5%, 0: 0.01 내지 0.06%를 함유하고, 또한, Ti: 0.003 내지 0.05%, Al: 0.02% 이하, B: 0.005% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부 가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관.
9. 제1항에 기재된 성분으로 이루어지는 강을 용제, 연속 주조하여 강편으로 하고, 상기 강편을 재가열하고, 재결정 압연 및 미재결정 압연 후, 수냉하는 공정으로 이루어지는 제1항에 기재된 강판의 제조 방법으로서, 미재결정 압연의 종료 온도가 600 내지 800℃이고, 800℃ 이하에서의 누적 압하율이 10% 이상, 90% 이하이며, 수냉 시의 강판 중심부의 600℃로부터 450℃까지의 평균 냉각 속도가 0.5 내지 10℃/s이고, 수냉 정지 온도가 350℃ 초과인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
10. 제9항에 있어서, 강편의 재가열 온도가 1100 내지 1250℃인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
11. 제9항에 있어서, 재결정 압연에 있어서 900℃ 이상에서의 각 압연 패스의 압하율의 평균치가 5% 이상, 20% 이하이고, 최종 패스 압하율이 10% 이상, 40% 이하인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
12. 제9항에 있어서, 미재결정 압연에 있어서 880℃ 이하에서의 누적 압하율이 60% 이상, 95% 이하인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
13. 제1항에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판을 U0 공정으로 관 모양으로 성형하여, 단부끼리를 용접 와이어 및 소성형 플럭스 또는 용융형 플럭스를 사용하여 서브머지드 아크 용접하고, 그 후, 확관을 실시하는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관의 제조 방법.
14. 제13항에 있어서, 제8항에 기재된 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관을 제조하는 방법으로서, 용접 와이어의 성분이, 질량%로, C: 0.01 내지 0.12%, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.2 내지 2.4%, Ni: 4 내지 8.5%, Cr+Mo+V: 3 내지 5%를 함유하고, 또한, Ti: 0.005 내지 0.15%, Al: 0.02% 이하의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관의 제조 방법.
15. 제13항에 있어서, 서브머지드 아크 용접의 판 두께 1 ㎜ 당 비입열이 0.13 내지 0.25 kJ/㎟인 것을 특징으로 하는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 용접 강관의 제조 방법.

Images