KR101615842B1

KR101615842B1 - 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관 및 이것에 사용하는 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법

Info

Publication number: KR101615842B1
Application number: KR1020147022203A
Authority: KR
Inventors: 다쿠야 하라; 다이시 후지시로; 다로오 무라키; 고오 스즈키
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-03-29
Publication date: 2016-04-26
Also published as: KR20140116913A; BR112014019281A2; WO2013147197A1; JPWO2013147197A1; EP2832879B1; JP5392441B1; BR112014019281A8; EP2832879A1; EP2832879A4; CN104024461B; CN104024461A

Abstract

두께와 외경의 비가 0.035 이상이라도 강관의 표층에서의 균열을 방지할 수 있는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관이며, 소정의 성분 조성을 갖고, 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역의 최고 경도가 300Hv 이하, 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역에 있어서의 폴리고널페라이트와 애스펙트비가 3 이상인 가공 페라이트의 합계 분율:0.1∼20％인 것을 특징으로 한다.

Description

내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관 및 이것에 사용하는 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법 {HIGH-STRENGTH STEEL PIPE FOR LINE PIPE HAVING EXCELLENT HYDROGEN-INDUCED CRACKING RESISTANCE, HIGH-STRENGTH STEEL PIPE FOR LINE PIPE USING SAME, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 석유, 천연 가스 등의 수송용 라인 파이프 등의 용도에 최적인 내수소 유기 균열성(이하, 「내HIC성」이라고 함)이 우수한 API 규격 X60∼X80(TS＝500∼650㎫)의 라인 파이프용 강관 및 이것에 사용하는 라인 파이프용 강판에 관한 것이다.

습윤 황화수소(H₂S) 가스가 존재하는 환경(이하, 「사워 환경」이라고 함)이, 석유, 천연 가스의 굴삭, 생산, 수송에 존재하고, 그것에 사용되는 강관은 사워 환경에 노출된다. 석유, 천연 가스 등의 수송용 라인 파이프가 사워 환경에 노출되면, 수소 유기 균열(이하, 「HIC」라고 함)의 발생이 염려된다. 이는, 사워 환경에 있어서는, 표면으로부터 강 중에 수소가 침입하기 쉽기 때문이다.

HIC는, 특히 강의 중심 편석부에 존재하는 연신화한 MnS이나 집적한 Ti이나 Nb의 탄질화물 혹은 산화물 집적대에 있어서의 산화물계 개재물 등의, 강 중의 결함의 주위에 집적한 수소에 기인한다.

사워 환경에서는 강 중에 침입한 수소가 결함의 주위에 집적하여 가스로 되고, 그 압력에 의한 응력 확대 계수(K_I)가 수소를 함유하는 강의 응력 확대 계수(K_IH)를 초과하면, HIC가 발생한다. 또한, 강의 중심 편석부, 개재물의 주변 등이 경화되어 있으면, HIC가 전파되기 쉬워진다. 따라서, 종래부터, 사워 환경에서 사용되는 라인 파이프에 대해서는, 내HIC성을 개선하기 위해, 연신화한 MnS의 생성, Ti, Nb의 탄질화물의 집적이나, 산화물의 집적을 억제하고, 또한 중심 편석의 경화상의 형성을 억제하는 등, 다양한 제안이 이루어져 있다.

특허문헌 1∼3에는 강판의 중심으로의 Mn의 편석을 억제함으로써 내HIC성을 개선하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 1에는 강 중의 평균 Mn 함유량에 대한 편석부의 Mn 함유량의 비를 억제한 강판이 제안되어 있다. 특허문헌 2 및 3에는 Mn 편석 스폿의 크기 외에, 편석부의 P 농도를 한정하고, 또한 Ca을 활용한 고강도 라인 파이프가 개시되어 있다.

특허문헌 4에는 Mn의 편석 외에, Nb의 편석에도 착안한, 내HIC성이 우수한 열연 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 5, 6에서는 Ti, Nb의 탄화물, 질화물 등의 개재물을 억제하여 내HIC성을 개선하는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 7, 8에는 Mn, Nb, Ti의 편석을 억제하고, 또한 중심 편석부의 최고 경도를 300Hv 이하로 함으로써, HIC의 발생을 방지한 강관이 개시되어 있다.

일본 특허 출원 공개 평6-220577호 공보 일본 특허 출원 공개 평6-256894호 공보 일본 특허 출원 공개 평6-271974호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-363689호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-63351호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-7841호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-209460호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-209461호 공보

전술한 바와 같이, 종래부터, Mn의 편석의 억제나 Ca을 이용한 MnS의 형태 제어에 관한 개발은 활발히 행해지고 있다. 그러나, (편석부의 최대 Mn 함유량)/(강 중의 평균 Mn 함유량)이나, Mn 편석 스폿의 크기를 제어하는 것만으로는, HIC를 완전히 방지하는 것은 곤란하고, 따라서, 보다 엄밀하게 제어하는 것이 필요하다.

또한, Mn의 편석을 해소해도, Nb의 편석이 문제가 된다. Nb의 편석에 대해서도, (편석부의 최대 Nb 함유량)/(강 중의 평균 Nb 함유량)의 제어만으로는 불충분해, 보다 엄밀하게 제어할 필요가 있다. 또한, Nb-Ti-C-N계의 개재물의 길이나, (Ti, Nb)(C, N)계 개재물의 면 밀도 및 길이를 제어해도, 그것만으로는, HIC의 발생을 확실히 방지하는 것은 곤란했다.

또한, 최근, 라인 파이프에서는, 심해를 횡단하는 프로젝트가 많이 있고, 강관이 눌려 찌그러지지 않도록, 두께(t)와 외경(D)의 비(t/D)가 극히 높은 강관(t/D≥0.035)이 요구되고 있다. 고t/D 강관의 제조에 있어서는, 강판으로부터 강관으로 성형할 때에 성형 변형이 강관의 내외 표면에 많이 가해져, 강관의 내외 표면 부근에 개재물이 생성된다. 사워 환경 등에서는, 강관의 내외 표면 부근에 개재물이 존재하면 HIC가 다발한다. 그로 인해, 사워 환경 하에서 사용 가능한 고t/D 강관의 제조는 곤란했다.

본 발명은 이상의 실정을 감안하여 이루어진 것으로, 심해를 횡단하는 라인 파이프 등에 사용되는 강관에 최적인, t/D가 극히 높고, 강관 전체적으로 우수한 내HIC성을 갖고, 또한 강판의 표층에서의 HIC를 방지한 라인 파이프용 강관 및 이것에 사용하는 라인 파이프 강판의 제공을 과제로 한다.

본 발명자들은 t/D가 높아도, 강관의 내외 표면 부근에서 우수한 내HIC성을 갖고 표층에서의 HIC를 방지할 수 있는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관 및 이것에 사용하는 강판을 얻기 위한 조건에 대해 예의 연구를 행하였다.

t/D가 높아도, 강관의 내외 표면 부근에서 우수한 내HIC성을 갖고 표층에서의 HIC를 방지하기 위해서는, 종래의 라인 파이프용 강관과 같이 중심 편석부의 경도를 낮게 할 뿐만 아니라, 또한 표층 영역의 경도를 낮게 할 필요가 있다. 일반적으로는, 표층 영역은 냉각 속도가 빠르고, 단단해지기 쉽다. 본 발명자들은 강판 압연 후의 냉각 조건을 최적화함으로써, 종래 350Hv 정도였던 강판의 표층 영역의 경도를, 300Hv 이하로 낮게 하는 것이 가능해지고, 그 결과, 고t/D의 강관이라도 내외 표면 부근에서의 개재물로부터의 HIC 발생을 억제할 수 있고, 강관의 내외 표면 부근에서 우수한 내HIC성을 갖는 강관이 얻어지는 것을 발견하였다. 본 발명은 상기의 지식에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 모재가 되는 강판이 질량％로, C:0.02∼0.08％, Si:0.01∼0.5％, Mn:1.2∼1.8％, Nb:0.001∼0.10％, Ca:0.0005∼0.0050％, N:0.0010∼0.0060％, O:0.0001∼0.0035％를 함유하고, 또한 P:0.01％ 이하, S:0.0020％ 이하, Al:0.030％ 이하, Ti:0.030％ 이하로 제한하고, S, Ca의 함유량이, S/Ca＜0.5를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물이고, 최대 Mn 편석도:2.0 이하, Nb 편석도:４.0 이하, Ti 편석도:４.0 이하, 중심 편석부의 미압착부의 길이:0.1㎜ 이하, 중심 편석부의 최고 경도:300Hv 이하, 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역의 최고 경도:300Hv 이하, 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역에 있어서의 폴리고널페라이트와 애스펙트비가 3 이상인 가공 페라이트의 함침 분율:0.1∼20％이고, 강판의 두께 t[㎜]와 조관 후의 강관의 외경 D[㎜]가, t≥25, t/D≥0.035를 만족시키는 것을 특징으로 하는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관.

(2) 상기 강판이, 질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼1.0％, Cr:0.01∼1.0％, Mo:0.01∼0.60％, W:0.01∼1.0％, V:0.01∼0.10％, Zr:0.0001∼0.050％, Ta:0.0001∼0.050％, B:0.0001∼0.0020％, REM:0.0001∼0.01％, Mg:0.0001∼0.01％, Y:0.0001∼0.005％, Hf:0.0001∼0.005％ 및 Re:0.0001∼0.005％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관.

(3) 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역에 있어서 애스펙트비가 3 이상인 가공 페라이트가 존재하지 않는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)의 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관.

(4) 상기 (1) 또는 (2)의 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관에 사용하는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판.

(5) 상기 (3)의 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관에 사용하는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판.

(6) 질량％로, C:0.02∼0.08％, Si:0.01∼0.5％, Mn:1.2∼1.8％, Nb:0.001∼0.10％, Ca:0.0005∼0.0050％, N:0.0010∼0.0060％, O:0.0001∼0.0035％를 함유하고, 또한 P:0.01％ 이하, S:0.0020％ 이하, Al:0.030％ 이하, Ti:0.030％ 이하로 제한하고, S, Ca의 함유량이, S/Ca＜0.5를 만족시키고, 2차 정련 후의 수소의 함유량이 2.5ppm 이하이고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물인 용강을 용제하는 공정과, 상기 용강을 연속 주조에 의해 강편으로 하는 공정과, 상기 강편을 1000℃ 이상으로 가열하는 공정과, 가열한 강편을, 재결정 온도 영역에서의 압하비를 2 이상, 미재결정 온도 영역에서의 압하비를 3 이상으로 하여 열간 압연하여, 강판을 얻는 공정과, 상기 강판을, 750℃ 이상의 온도로부터 400∼600℃가 될 때까지 냉각하는 냉각 공정을 포함하고, 상기 냉각 공정은 상기 강판의 온도를 상승시키는 복열 처리를 2회 이상 포함하고, 상기 복열 처리에 있어서, 1회째의 복열 처리의 개시 온도가 300℃ 이상이고, 또한 모든 복열 처리의 종료 온도가 750℃ 미만인 것을 특징으로 하는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법.

(7) 상기 용강이, 질량％로, Ni:0.01∼2.0％, Cu:0.01∼1.0％, Cr:0.01∼1.0％, Mo:0.01∼0.60％, W:0.01∼1.0％, V:0.01∼0.10％, Zr:0.0001∼0.050％, Ta:0.0001∼0.050％, B:0.0001∼0.0020％, REM:0.0001∼0.01％, Mg:0.0001∼0.01％, Y:0.0001∼0.005％, Hf:0.0001∼0.005％ 및 Re:0.0001∼0.005％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6)의 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법.

(8) 상기 (6) 또는 (7)의 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법에 의해 얻어진 강판으로부터 강관을 제조하는 방법이며, 상기 강판을 관상으로 성형하는 공정과, 맞댐부를 용접하는 공정을 포함하고, 강판의 두께 t[㎜]와 조관 후의 강관의 외경 D[㎜]가, t≥25, t/D≥0.035를 만족시키는 것을 특징으로 하는 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관의 제조 방법.

본 발명의 고강도 라인 파이프용 강관 및 고강도 라인 파이프용 강판은 Mn, Nb, Ti의 편석이 적고, 또한 중심 편석부의 미압착부의 길이 및 최고 경도가 억제되고, 또한 표층 영역의 경도도 억제되어 있다. 그 결과, 내HIC성이 확실하고 또한 충분히 우수해, 사워 환경에서 사용되는 라인 파이프의 소재로서 매우 우수하다.

도 1은 S와 Ca의 함유량의 비 S/Ca과 HIC 시험에 있어서의 HIC의 길이 비율(CLR)의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 면적률과 HIC 시험에 있어서의 HIC의 면적률의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3a는 본 발명의 제조 방법에 있어서의 강판의 냉각 패턴의 일례를 도시하는 도면이다.
도 3b는 본 발명의 제조 방법에 있어서의 강판의 냉각 패턴의 다른 예를 도시하는 도면이다.
도 3c는 종래의 제조 방법에 있어서의 강판의 냉각 패턴의 일례를 도시하는 도면이다.
도 4a는 본 발명의 라인 파이프용 강관의 표층 조직의 SEM상이다.
도 4b는 본 발명의 라인 파이프용 강관의 표층 조직의 고도 분포를 도시하는 도면이다.
도 5a는 종래의 라인 파이프용 강관의 표층 조직의 SEM상이다.
도 5b는 종래의 라인 파이프용 강관의 표층 조직의 경도 분포를 도시하는 도면이다.

이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.

본 발명의 라인 파이프용 강관은 강판의 두께 t[㎜]와 조관 후의 강관의 외경 D[㎜]가, t≥25, t/D≥0.035를 만족시키는 것이고, Mn, Nb, Ti의 편석도, 중심 편석부의 미압착부의 길이 및 최고 경도, 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역의 최고 경도 및 조직을 적절하게 규정한 것이다.

처음에, 본 발명의 강관 및 강판에 사용되는 강 모재의 성분 조성의 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 「％」는 모두 질량％를 나타내는 것으로 한다.

〔C:0.02∼0.08％〕

C는 강의 강도를 향상시키는 원소이고, 0.02％ 이상의 첨가가 필요하다. C량이 0.08％를 초과하면, 탄화물의 생성이 촉진되어 내HIC성을 손상시킨다. 보다 우수한 내HIC성을 확보하여, 용접성, 인성의 저하를 억제하기 위해서는, C량을 0.06％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

〔Si:0.01∼0.5％〕

Si는 탈산 원소이고, 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. Si량이 0.5％를 초과하면, 용접 열영향부(HAZ)의 인성이 저하된다.

〔Mn:1.2∼1.8％〕

Mn은 강도 및 인성을 향상시키는 원소이고, 1.2％ 이상의 첨가가 필요하다. Mn량이 1.8％를 초과하면, 내HIC성이 저하된다. HIC를 더 억제하기 위해서는, Mn량을 1.6％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

〔Nb:0.001∼0.10％〕

Nb는 탄화물, 질화물을 형성하고, 압연 상태의 강판의 미립화를 촉진하여, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 Nb를 첨가하는 것이 필요하다. Nb를 과잉으로 첨가하면, 최대 Nb 편석도가 증가하여, Nb의 탄질화물의 집적을 초래하고, 내HIC성이 저하되므로, Nb량의 상한은 0.10％로 한다. 내HIC성을 보다 중시하는 경우, Nb량은 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

〔Ca:0.0005∼0.0050％〕

Ca은 황화물 CaS을 생성하여, 압연 방향으로 신장하는 MnS의 생성을 억제하여, 내HIC성의 개선에 현저하게 기여하는 원소이다. Ca의 첨가량이 0.0005％ 미만에서는 효과를 얻을 수 없다. Ca의 첨가량이 0.0050％를 초과하면, 산화물이 집적되어, 내HIC성을 손상시킨다.

〔N:0.0010∼0.0060％〕

N는 TiN, NbN 등의 질화물을 형성하는 원소이다. 질화물을 이용하여 가열 시의 오스테나이트 입경을 미세하게 하기 위해서는, N량의 첨가량을 0.0010％ 이상으로 하는 것이 필요하다. N의 함유량이 0.0060％를 초과하면, Ti과 Nb의 탄질화물이 집적되기 쉬워져, 내HIC성을 손상시킨다. 인성이 요구되는 경우에는 TiN의 조대화를 억제하기 위해, N량을 0.0035％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

〔O:0.0001∼0.0035％〕

O는 불순물이고, 산화물의 집적을 억제하여, 내HIC성을 향상시키기 위해, 0.0035％ 이하로 제한한다. 산화물의 생성을 억제하여, 모재 및 HAZ 인성을 향상시키기 위해서는, O량을 0.0035％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.0020％ 이하가 보다 바람직하다. O량은 적을수록 바람직하지만, 0.0001％ 미만으로 하기 위해서는, 정련 시간이 장시간으로 되어 비용이 높아지므로, 하한을 0.0001％로 한다.

〔P:0.01％ 이하〕

P은 불순물이고, 함유량이 0.01％를 초과하면, 내HIC성을 손상시키고, 또한 HAZ의 인성이 저하된다. 따라서, P의 함유량을 0.01％ 이하로 제한한다.

〔S:0.0020％ 이하〕

S은 열간 압연 시에 압연 방향으로 연신하는 MnS을 생성하여, 내HIC성을 저하시키는 원소이다. 본 발명에서는 S량을 0.0020％ 이하로 저감시키는 것이 필요하다. 내HIC 특성을 향상시키기 위해서는, S량을 0.0010％ 이하로 하는 것이 바람직하다. S량은 적을수록 바람직하지만, 0.0001％ 미만으로 하는 것은 곤란해, 제조 비용의 관점에서, 하한을 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

〔Al:0.030％ 이하〕

Al은 탈산 원소이지만, 첨가량이 0.030％를 초과하면 Al 산화물의 집적 클러스터가 생성된다. 특별히 양호한 인성이 요구되는 경우에는, Al량을 0.017％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Al량의 하한값은 특별히 한정되지 않지만, 용강 중의 산소량을 저감시키기 위해서는, Al을 0.0005％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

〔Ti:0.030％ 이하〕

Ti은, 통상, 탈산제나 질화물 형성 원소로서 결정립의 미립화에 이용되는 원소이지만, 탄질화물의 형성에 의해 내HIC성이나 인성을 저하시키는 원소이다. 따라서, Ti의 함유량은 0.030％ 이하로 제한한다.

〔S/Ca＜0.5〕

본 발명에서는 Ca을 첨가하여, CaS을 형성시킴으로써, S의 고정을 도모하여 MnS의 생성을 억제한다. 우수한 내HIC성을 얻기 위해서는, 또한 S/Ca의 비를 적절하게 규제하는 것이 필요하다. 도 1에 0.04％ C-1.25％ Mn 강의 HIC 시험에 있어서의 CLR(HIC의 길이 비율)과 S/Ca의 관계를 나타낸다. 도 1에 도시한 바와 같이, S/Ca의 비가 0.5 이상으로 되면 HIC가 발생한다. 이는, S/Ca의 비가 0.5 이상으로 되면 MnS이 생성되어, 압연 시에 연신화한 MnS이 형성되고, 그 결과, 내HIC성이 열화되기 때문이다. 따라서, S/Ca의 비는 0.5 미만으로 할 필요가 있다.

그밖에, 본 발명의 라인 파이프용 강관, 라인 파이프용 강판에는, 필요에 따라서 강도 및 인성을 개선하는 원소로서, Ni, Cu, Cr, Mo, W, V, Zr, Ta 및 B 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소를 첨가해도 된다. 이들의 임의의 첨가 원소의 첨가량의 한정 이유는 다음과 같다.

〔Ni:0.01∼2.0％〕

Ni은 인성 및 강도의 개선에 유효한 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. Ni의 첨가량이 2.0％를 초과하면, 내HIC성 및 용접성이 저하된다.

〔Cu:0.01∼1.0％〕

Cu는 인성을 저하시키지 않고 강도의 상승에 유효한 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. Cu의 첨가량이 1.0％를 초과하면, 강편 가열 시나 용접 시에 균열이 발생하기 쉬워진다.

〔Cr:0.01∼1.0％〕

Cr은 석출 강화에 의한 강의 강도를 향상시키는 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. Cr의 첨가량이 1.0％를 초과하면, 켄칭성이 상승하고, 베이나이트 조직이 발생하고, 그 결과, 내HIC성, 인성이 저하된다.

〔Mo:0.01∼0.60％〕

Mo은 켄칭성을 향상시킴과 함께, 탄질화물을 형성하여 강도를 개선하는 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. Mo의 첨가량이 0.60％를 초과하면, 비용이 상승한다. 강의 강도가 과도하게 상승하면, 내HIC성 및 인성이 저하되는 경우가 있으므로, 바람직한 Mo의 첨가량은 0.20％ 이하이다.

〔W:0.01∼1.0％〕

W는 강도의 향상에 유효한 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. W의 첨가량이 1.0％를 초과하면, 인성이 저하되는 경우가 있다.

〔V:0.01∼0.10％〕
V는 탄화물, 질화물을 형성하여 강도의 향상에 기여하는 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01％이상을 첨가하는 것이 필요하며, V의 첨가량이 0.10％를 초과하면 인성이 저하되는 경우가 있다
〔Zr:0.0001∼0.050％〕

Zr은 V과 마찬가지로 탄화물, 질화물을 형성하여 강도의 향상에 기여하는 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상을 첨가하는 것이 필요하다. Zr의 첨가량이 0.050％를 초과하면, 인성이 저하되는 경우가 있다.

〔Ta:0.0001∼0.050％〕

Ta도 V과 마찬가지로 탄화물, 질화물을 형성하여 강도의 향상에 기여하는 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상을 첨가할 필요가 있다. Ta의 첨가량이 0.050％를 초과하면, 인성이 저하되는 경우가 있다.

〔B:0.0001∼0.0020％〕

B는 강의 입계에 편석하여 켄칭성의 향상에 현저하게 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상의 B의 첨가가 필요하다. B는 BN을 생성하여, 고용 N을 저하시키고, 용접 열영향부의 인성의 향상에도 기여하는 원소이므로, 0.0005％ 이상의 첨가가 바람직하다. B의 첨가량이 0.0020％를 초과하면, 입계로의 편석이 과잉으로 되어, 인성이 저하되는 경우가 있다.

또한, 본 발명의 라인 파이프용 강관, 라인 파이프용 강판에는 산화물이나 황화물 등의 개재물을 제어하기 위해, 필요에 따라서 REM(본원에서 REM은 Y를 제외한 희토류 원소임), Mg, Y, Hf 및 Re 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 첨가해도 된다. 이들 임의의 첨가 원소의 첨가량의 한정 이유는 다음과 같다.

〔REM(Y를 제외한 희토류 원소):0.0001∼0.01％〕

REM은 탈산제 및 탈황제로서 첨가되는 원소이고, 그 효과를 얻기 위해서는 0.0001％ 이상의 첨가가 필요하다. REM의 첨가량이 0.010％를 초과하면, 조대한 산화물이 생겨, 내HIC성이나, 모재 및 HAZ의 인성이 저하되는 경우가 있다.

〔Mg:0.0001∼0.01％〕

Mg은 탈산제 및 탈황제로서 첨가되는 원소이고, 특히, 미세한 산화물이 생겨, HAZ 인성의 향상에도 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상의 Mg을 첨가하는 것이 필요하다. Mg의 첨가량이 0.010％를 초과하면, 산화물이 응집, 조대화되기 쉬워져, 내HIC성이나, 모재 및 HAZ의 인성이 저하되는 경우가 있다.

〔Y:0.0001∼0.005％〕

Y은 Ca과 마찬가지로, 황화물을 생성하여, 압연 방향으로 신장한 MnS의 생성을 억제하여, 내HIC성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Y를 0.0001％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. Y의 첨가량이 0.005％를 초과하면, 산화물이 증가하고, 응집, 조대화되어, 내HIC성을 손상시킨다.

〔Hf:0.0001∼0.005％〕

Hf도, Ca과 마찬가지로, 황화물을 생성하여, 압연 방향으로 신장한 MnS의 생성을 억제하고, 내HIC성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Hf를 0.0001％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Hf의 양이 0.005％를 초과하면, 산화물이 증가하고, 응집, 조대화되어, 내HIC성을 손상시킨다.

〔Re:0.0001∼0.005％〕

Re도, Ca과 마찬가지로, 황화물을 생성하여, 압연 방향으로 신장한 MnS의 생성을 억제하여, 내HIC성의 향상에 기여하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Re을 0.0001％ 이상 첨가할 필요가 있다. Re의 첨가량이 0.005％를 초과하면, 산화물이 증가하고, 응집, 조대화되어, 내HIC성을 손상시킨다.

이상의 각 원소의 잔량부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 또한, 전술한 Ni, Cu, Cr, Mo, W, V, Zr, Ta 및 B에 대해서는, 모두 상기한 하한값 미만의 미량을 불순물로서 함유하는 것은 허용된다. 또한, REM, Mg, Y, Hf 및 Re에 대해서도, 각각의 하한값 미만의 극미량을 불순물로서 함유하는 것은 허용된다.

다음에, 본 발명의 라인 파이프용 강관 및 강판의 조직에 대해 설명한다.

〔최대 Mn 편석도:2.0 이하, Nb 편석도:4.0 이하, Ti 편석도:4.0 이하〕

HIC는 강의 중심 편석부에 존재하는 연신화한 MnS이나, 집적한 Ti이나 Nb의 탄질화물 등의 주위에 집적한 수소에 기인한다.

연신화한 조대한 MnS을 억제하기 위해서는, 강판 및 강관의 최대 Mn 편석도를 2.0 이하로 하는 것이 필요하다. 또한, 집적한 Ti, Nb의 탄질화물의 억제에 의해, 라인 파이프용 강관 및 라인 파이프용 강판의 HIC의 발생을 현저하게 방지할 수 있다.

Ti, Nb의 탄질화물의 집적을 억제하기 위해서는, N량을 0.0050％ 이하, C량을 0.06％ 이하로 하고, 또한 Nb와 Ti의 최대 편석도를 각각 4.0 이하로 하면 된다.

최대 Mn 편석도라 함은, 강판의 판 두께 방향의 Mn 농도 분포, 강관의 관벽의 두께 방향의 Mn 농도 분포에 있어서의, 평균의 Mn량에 대한 중심 편석부의 최대의 Mn량이다. 마찬가지로, Nb 편석도와 Ti 편석도는 강판의 판 두께 방향의 Nb, Ti의 농도 분포, 강관의 관벽의 두께 방향의 Nb, Ti의 농도 분포에 있어서의, 평균의 Nb량(Ti량)에 대한 중심 편석부의 평균화한 최대의 Nb량(Ti량)이다.

최대 Mn 편석도는 EPMA(Electron Probe Micro Analyzer), 또는 EPMA에 의한 측정 결과를 화상 처리할 수 있는 CMA(Computer Aided Micro Analyzer)에 의해 강판 및 강관의 Mn 농도 분포를 측정함으로써 구해진다. 측정 대상은 HIC 시험편(20㎜ 폭×20㎜ 두께×100㎜ 길이)으로 하고, 그 HIC 시험편의 20㎜ 폭(시험편 폭)×20㎜ 두께(HIC 시험편 두께)를 측정 영역으로 한다. Nb 편석도 및 Ti 편석도에 대해서도 마찬가지로, 동일한 영역을, EPMA 또는 CMA에 의해 측정하고, 각각 Nb 농도 분포 및 Ti 농도 분포를 측정하면 된다. EPMA(또는 CMA)의 프로브 직경은 2㎛로 한다.

최대 Mn 편석도는 EPMA를 사용하여, 50㎛의 빔 직경으로, 20㎜ 폭(HIC 시험편 폭)×20㎜ 두께(HIC 시험편 두께)의 측정 영역에 있어서의 Mn의 농도를, 판 두께 방향 및 판 폭 방향으로 등간격으로 측정하고, Mn의 농도 분포를 측정하고, 측정한 Mn 농도 분포에 있어서의 평균값을 평균 Mn 농도로 한다. 다음에, 가장 Mn량이 농화되어 있던 개소를 포함하는 1㎜(폭)×1㎜(두께)의 영역에 대해, 빔 직경을 2㎛로 변경하고, 판 두께 방향 및 판 폭 방향으로 등간격으로 50점×50점의 Mn 농도를 측정하여, 분포로부터 최대 Mn 농도를 구한다. 그리고, 2㎛의 빔 직경으로 얻어진 최대 Mn 농도와, 50㎛의 빔 직경으로 얻어진 평균 Mn 농도의 비를, 최대 Mn 편석도라고 정의한다.

Nb 편석도, Ti 편석도도, 마찬가지로 EPMA를 사용하여, 50㎛의 빔 직경이고, 20㎜ 폭(HIC 시험편 폭)×20㎜ 두께(HIC 시험편 두께)의 측정 영역에 있어서의 Nb, Ti의 판 두께 방향의 농도 분포를 측정한 후, 가장 Nb, Ti량이 농화되어 있던 장소를, 또한 2㎛의 빔 직경으로 1㎜(폭)×1㎜(두께)의 영역의 Nb, Ti의 농도를 측정함으로써 구한다.

Nb, Ti의 탄질화물 등의 개재물이 존재하면, 편석도가 외관상 커지는 일이 있지만, 개재물이 존재하는 경우에는, Nb, Ti의 농도 분포에 의해 급격히 피크가 상승되는 영역으로서 판별할 수 있으므로, 그 영역에서의 측정값은 제외하고 각 편석도를 구한다.

다음에, 최대 Mn 편석도, Nb 편석도 및 Ti 편석도를 억제하기 위한 구체적 방법을 설명한다.

Mn, Nb 및 Ti의 편석을 억제하기 위해서는, 연속 주조에 있어서의 최종 응고시의 경압하(soft reduction)가 최적이다. 최종 응고 시의 경압하는 주조의 냉각의 불균일에 기인하는, 응고부와 미응고부의 혼재를 해소하기 위해 실시하는 것이다. 이에 의해, 응고 수축에 수반하는 공극을 없애고, 미응고부의 용강 유동을 억제하여, 강편을 균일하게 응고시킬 수 있다.

또한, 폭 방향으로 불균일한 응고가 발생한 후에 경압하를 가하면, 응고부의 변형 저항이 큰 것에 기인하여 미응고부의 용강 유동을 억제할 수 없게 된다. 따라서, 이와 같은 W형의 응고를 발생시키지 않도록 하기 위해서는, 주조편의 최종 응고 위치에 있어서의 중심 고상률의 폭 방향의 분포에 따라서 압하량을 제어하면서 경압하하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 폭 방향에서도 중심 편석이 억제되어, 최대 Mn 편석도, Nb 편석도, Ti 편석도를 더욱 작게 할 수 있다.

〔중심 편석부의 미압착부의 길이:0.1㎜ 이하〕

강판의 중심 편석부에, 길이 0.1㎜ 초과의 미압착부가 있으면, HIC의 기점이 되어, 내HIC성이 열화된다. 미압착부라 함은, 응고 시에 강편에 생긴 공극이, 열간 압연에 의해 압착되지 않고, 강판에 잔존한 것이다. 미압착부의 길이는 초음파 등의 비파괴 검사로 측정할 수 있다.

중심 편석부에 미압착부가 잔존하는 원인은, 주로, 열간 압연 전에 강편에 포함되는 수소이다. 강을 전로 및 2차 정련에 의해 용제한 후 연속 주조할 때에, 강은 응고하고, 냉각되어 수축하므로, 특히 강편의 중심부에는 공극이 생기기 쉽다. 이 공극이 부압인 경우, 강편에 포함되는 수소량이 많으면, 수소 가스가 공극 중에 침입한다. 2차 정련에 의해 용제했을 때에 강에 함유되는 수소는, 대부분 그대로, 연속 주조 후의 강편 중의 공극 내에 잔존한다.

연속 주조 후의 열간 압연을 위한 가열 시에는, 강편의 조직이, 면심입방정으로 고용할 수 있는 수소량이 많은 오스테나이트이므로, 수소가 강편의 외부로 방산되지 않는다. 강편을 가열하여 열간 압연에 의해 압하를 가하면, 강편에 내부의 공극은 작아지지만, 공극에 포함되는 수소 가스의 압력은 공극의 사이즈에 반비례하여 높아진다. 그로 인해, 열간 압연에 의해서도 공극을 압착시킬 수 없어, 강판 내부, 특히 중심 편석부에 미압착부가 잔존한다.

본 발명자들이 강 중의 수소량과 미압착부의 길이의 관계를 상세하게 조사한 결과, 강 중의 수소량을 2.5ppm 이하로 억제하면, 강판의 중심 편석부에 잔존하는 미압착부의 길이가 0.1㎜ 이하로 되는 것을 알 수 있었다. 여기서 말하는 강 중의 수소량은 2차 정련 후에 채취한 용강을 연소법으로 측정한 것이다.

2차 정련에 있어서의 수소량을 저감시키기 위해서는, 2차 정련을 행할 때의 분위기 중 수소 분압을 저하시키면 된다. 예를 들어, 분위기 중에 불활성 가스나, 질소 등을 불어 넣음으로써, 수소 분압을 저하시킬 수 있다.

또한, 열간 압연 후에 강판에 잔류하는 수소량은 강판이 냉각되어 금속 조직이 오스테나이트로부터 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 등으로 변태되면 수소가 외부로 방산되므로, 2차 정련 후의 수소량에 비하면 저하된다.

〔중심 편석부의 최고 경도:300Hv 이하〕

내HIC성 개선에는 중심 편석부의 최고 경도를 300Hv 이하로 하는 것이 유효하다. 중심 편석부 최고 경도의 상한을 300Hv 이하로 함으로써, 확실히 HIC의 발생을 방지할 수 있다. 중심 편석부의 최고 경도는 3％ 질산＋97％ 나이탈 용액으로 부식한 후, JIS Z 2244에 준거하여, 25g의 하중으로 비커스 경도 시험을 행하여, 측정한다. 중심 편석부라 함은, EPMA나 CMA에 의해 측정한 Mn의 농도가 최대로 되는 부위이다.

〔표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역의 최고 경도:300Hv 이하〕

강판에 있어서의 표리의 판면(압연면)의 최표면으로부터 판의 두께 방향(깊이 방향)으로 5㎜까지의 영역(표층 영역) 및 강관에 있어서의 내외의 최표면으로부터 관벽의 두께 방향(깊이 방향)으로 5㎜까지의 영역(표층 영역)의 최고 경도를, 모두 300Hv 이하로 하면, 내HIC성을 확실히 높일 수 있다. 즉, 최표면으로부터 5㎜까지의 표층 영역의 최고 경도의 상한을 300Hv 이하로 함으로써, t/D가 0.035 이상으로 높은 라인 파이프용 강관에 있어서도, 확실히 개재물이나 블리스터 등의 표층에 기인하는 HIC의 발생을 방지할 수 있다. 표층 영역의 최고 경도는 최표면으로부터 5㎜의 깊이의 위치까지, 깊이 방향으로 소정 간격(예를 들어, 0.1㎜ 간격)마다 비커스 경도 시험을 행하고, 그 중 가장 높은 값을 최고 경도로 한다. 구체적으로는, 0.13％ 질산＋97％ 나이탈 용액으로 부식된 후, JIS Z 2244에 준거하여, 25g의 하중으로, 최표면으로부터 5㎜의 깊이의 위치까지, 0.1㎜ 간격으로 50점×50점의 비커스 경도 시험을 행하여, 조사한다.

〔표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역에 있어서의 폴리고널페라이트와 애스펙트비가 3 이상인 가공 페라이트의 합계 분율:0.1∼20％〕

내HIC성 향상을 위해서는, 기본적으로는, 모재의 강 조직이 균일하고 또한 미세한 침상 페라이트 또는 베이나이트 조직인 것이 바람직하다. 따라서, 내HIC성을 고려한 본 발명의 고강도 라인 파이프용 강 모재의 조직은, 기본적으로는 베이나이트 혹은 침상 페라이트가 바람직하다. 그러나, 후육의 라인 파이프용 강관은 DWTT와 같은 낙중 시험에 견딜 수 있는 특성이 요구되는 경우가 많다.

후육의 강관인 경우, 종래의 라인 파이프용 강관의 조직에서는, DWTT와 같은 낙중 시험에 견디는 특성은 얻을 수 없지만, 0.1％ 이상의 폴리고널페라이트, 가공 페라이트를 생성시키면, DWTT 특성이 개선된다. 그러나, 표층 영역의 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율이 20％를 초과하는 조직이 되면, 내HIC성이 급격히 저하된다.

도 2에 강관의 표층 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 면적률과, HIC 면적률의 관계를 나타낸다. 도면 중 3시, 6시, 9시는 시험편을 채취한 강관의 주위 방향의 위치이고, 용접부를 0시로 하고, 강관의 저부로부터 본 3시(90°), 6시(180°), 9시(270°)의 위치로부터 시험편을 채취하여, 조직을 관찰하였다.

표층의 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 면적률이 20％를 초과하면, HIC 면적률은 3％를 크게 초과한다. 따라서, 표층 영역에 폴리고널페라이트와 가공 페라이트가 포함되는 경우라도, 내HIC성을 확실히 향상시키기 위해서는, 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율을 면적률로 20％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 내HIC성의 관점에서는, 가공 페라이트는 적을수록 좋고, 가공 페라이트의 분율이 면적률로 10％ 이하인 것이 바람직하고, 존재하지 않는 것이 보다 바람직하다.

폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 분율의 측정 방법은 200배의 광학 현미경 사진을 5매 촬영하여, 폴리고널페라이트와 가공 페라이트를 추출하고, 화상 해석에 의해 구한 값으로 한다. 200배의 광학 현미경으로 관찰한 경우, 백색 영역이 폴리고널페라이트 또는 가공 페라이트이고, 애스펙트비(가로 길이와 세로 길이의 비)가 3 미만인 것을 폴리고널페라이트, 애스펙트비가 3 이상인 것을 가공 페라이트라고 정의한다.

여기서, 표층 영역의 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율을 0.1％ 이상 20％ 이하로 억제하기 위해서는, 후술하는 제조 방법을 따르면 된다. 즉, 압연 종료 온도 및/또는 수냉 개시 온도를 750℃ 이상으로 하면, 표층 영역의 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 분율을 20％ 이하로 하는 것이 가능하다. 단, 압연 종료 온도 및/또는 수냉 개시 온도가 750℃를 하회하면, 표층 영역의 폴리고널페라이트와 가공 페라이트가 20％를 초과하여 증가하는 경향을 나타내므로, 압연 종료 온도 및/또는 수냉 개시 온도를 750℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 분율을 10％ 이하로 하기 위해서는, 압연 종료 온도 또는 수냉 개시 온도를 770℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

상기의 분율은 L단면(판 두께 방향과 압연 방향의 면)에서 관찰했을 때의 면적률을 의미한다. 또한, 상기의 폴리고널페라이트 및 가공 페라이트 이외의 조직, 즉 표층 영역의 80％ 이상의 면적을 차지하는 조직은 베이나이트 및/또는 침상 페라이트 펄라이트이면 된다.

상기의 표층 영역보다 내부의 측의 조직은 특별히 한정되지 않지만, 인장 강도가 500㎫ 이상인 고강도 라인 파이프용 강판, 강관으로서, 모재 고강도, 모재 인성, HAZ 인성, 용접성 등을 확보하기 위해서는, 침상 페라이트 또는 베이나이트 주체의 조직으로 하면 된다.

다음에, 본 발명의 라인 파이프용 강판, 라인 파이프용 강관을 제조하기 위한 바람직한 방법에 대해 설명한다.

제강 공정에서, 상술한 성분 조성을 갖는 강을, 2차 정련 후의 용강 중의 수소량이 2.5ppm 이하로 되도록 상법에 의해 용제 후, 연속 주조에 의해 강편으로 하고, 강편을 재가열하고 후판 압연을 실시하여 강판으로 한다. 연속 주조 시에는, 상술한 바와 같이 주조편의 최종 응고 위치에 있어서의 중심 고상률의 폭 방향의 분포에 따라서 압하량을 제어하면서 경압하를 가하는 것이 바람직하다.

연속 주조 후의 강편의 재가열 온도는 1000℃ 이상으로 하고, 재결정 온도 영역에서의 압하비를 2 이상, 미재결정 영역에서의 압하비를 3 이상으로 하여 후판 압연을 행하면, 평균 구오스테나이트 입경을 20㎛ 이하로 할 수 있다. 압연 종료 후의 강판에, 수냉을, 개시 온도를 750℃ 이상, 정지 온도를 400∼600℃로 하여 실시한다. 여기서 말하는 수냉의 정지 온도라 함은, 냉각수를 정지하고, 그 후 복열에 의해 상승한 강판의 온도의 최고 온도를 말한다.

재결정 온도 영역은 압연 후에 재결정이 발생하는 온도 범위이고, 본 발명의 강 성분에서는 대략 900℃ 초과이다. 미재결정 온도 영역은 압연 후에 재결정 및 페라이트 변태가 발생하지 않는 온도 범위이고, 본 발명의 강 성분에서는 대략 750∼900℃이다. 재결정 온도 영역에서의 압연을 재결정 압연 또는 조압연이라고 하고, 미재결정 온도 영역에서의 압연을 미재결정 압연 또는 마무리 압연이라고 한다.

미재결정 압연 후, 750℃ 이상의 온도로부터 수냉을 개시하여, 수냉 정지 온도를 400℃ 이상으로 함으로써, 중심 편석부의 최대 경도를 300Hv 이하로 억제할 수 있다. 수냉 개시 온도를 750℃ 미만으로 하면, 냉각 개시 전에 페라이트가 많이 생성되어, 페라이트로부터 C(탄소)가 오스테나이트로 배출되어, 오스테나이트상에 C가 농화된다. 그 결과, C가 농축된 오스테나이트상은 냉각 과정에서, 다량의 C량을 포함하는 경질의 마르텐사이트로 변태된다.

이에 대해, 수냉 개시 온도를 750℃ 이상으로 하면, 경질의 마르텐사이트의 생성을 억제할 수 있으므로, 중심 편석부의 최대 경도를 300Hv 이하로 억제할 수 있다. 또한, 수냉 정지 온도를 400℃ 이상으로 하면, 변태 후의 경질의 마르텐사이트가 일부 분해되므로, 중심 편석부의 최대 경도를 300Hv 이하로 억제할 수 있다. 수냉 정지 온도가 지나치게 높으면 강관의 강도가 저하되므로, 수냉 정지 온도는 600℃ 이하로 한다.

또한, 최표면으로부터 5㎜까지의 표층 영역의 최고 경도를 300Hv 이하로 억제하기 위해서는, 수냉 정지 온도를 400℃로부터 600℃ 이하로 하는 것 이외에, 표층의 냉각 패턴을 최적화할 필요가 있다. 구체적으로는, 표층의 냉각 시에, 적어도 2회 이상의 복열을 행함으로써, 최표층으로부터 5㎜까지의 최고 경도를 300Hv 이하로 할 수 있다. 이는, 복열을 행함으로써 템퍼링 효과가 발휘되어, 표층 영역의 경도를 내릴 수 있기 때문이다. 복열 온도의 하한은 300℃로 하고, 상한 온도는 750℃로 하는 것이 바람직하다. 복열 온도가 300℃ 미만으로 되면, 50％ 이상의 마르텐사이트가 발생하고, 경화되어, 표층의 경도가 저하되지 않게 된다. 복열 온도가 750℃를 초과하면, 표층 영역의 경도가 지나치게 내려간다.

도 3a, 도 3b에, 본 발명에 있어서의 냉각 공정의 냉각 패턴의 예를 나타낸다. 그래프 중 1이 복열 처리에 의한 온도 변화이고, 2의 온도가 복열 개시 온도, 3의 온도가 복열 종료 온도이다. 그래프 중 4의 온도가 수냉 정지 온도이다. 이와 같은 냉각 패턴은 냉각수를 토출하는 노즐의 온, 오프의 전환이나, 수량의 조정에 의해 제어할 수 있다.

도 3c는 종래의 제조 방법에 의한 냉각 패턴이다. 냉각수를 정지한 후에는 강판의 온도가 상승하므로, 1회의 복열이 포함된다.

또한, 상술한 수냉 개시 온도를 750℃ 이상으로 함으로써, 최표면으로부터 5㎜까지의 표층 영역의 조직을, 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율을 20％ 이하로 억제할 수 있다. 수냉 개시 온도가 750℃보다 저온으로 되면, 500㎫ 이상의 강의 γ/α 변태 온도를 하회하므로, 폴리고널페라이트나 가공 페라이트가 용이하게 생성되고, 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율이 20％를 초과한다.

상술한 바와 같이 하여 얻어진 강판을 사용하여 라인 파이프용 강관을 제조하는 데 있어서는, 모재 강판을 관상으로 성형한 후, 맞댐부를 아크 용접하여, 용접 강관으로 하면 된다. 여기서, 성형 공정으로서는, 강판을 C 프레스, U 프레스, O 프레스하는 UOE 공정이 바람직하다. 또한 아크 용접으로서는, 용접 금속의 인성과 생산성의 관점에서, 서브 마지드 아크 용접을 채용하는 것이 바람직하다. 아크 용접 시의 입열은 특별히 한정되지 않지만, 통상은 2.0∼15.0kJ/㎜로 하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명에 대해 실시예에 의해 구체적으로 설명한다. 또한, 이하의 실시예는 본 발명에 의한 구체적인 효과를 나타내기 위한 것이며, 실시예에 기재된 조건이 본 발명의 기술적 범위를 한정하는 것이 아닌 것은 물론이다.

실시예

표 1A∼표 1C에 나타내는 화학 성분을 갖는 강 1∼35를 용제하여, 연속 주조에 의해, 두께가 240㎜ 또는 300㎜인 강편으로 하였다. 또한, 표 1A∼표 1C에는 용강의 수소량의 분석값도 나타냈다.

연속 주조에서는 최종 응고 시에, 압하율 약 2％의 경압하를 실시하였다. 얻어진 강편을 1100∼1250℃로 가열하여, 900℃ 초과의 재결정 온도 영역에서 열간 압연을 행하고, 계속해서, 750∼950℃의 미재결정 온도 영역에서의 열간 압연을 행하였다.

열간 압연 후에는 750℃ 이상부터 수냉을 개시하고, 400∼600℃의 온도에서 수냉을 정지하였다. 그 사이, 1회 또는 2회, 강판의 온도를 상승시키는 복열 처리를 행하였다. 강판의 온도는 냉각수를 정지함으로써 상승시켰다. 1회째의 복열 개시, 종료 온도, 2회째의 복열 개시 온도를 표 2A에 나타낸다. 2회째의 복열 종료 온도(복열 횟수가 1회인 경우는 1회째의 복열 종료 온도)는 냉각 종료 온도이다.

얻어진 강판을, C 프레스, U 프레스, O 프레스에 의해 관상으로 성형하여, 단부면을 가용접하고, 내외면으로부터 본용접을 행한 후, 관 확장 후, 라인 파이프용 강관으로 하였다. 또한, 본용접에는 서브 마지드 아크 용접을 적용하였다.

얻어진 강판 및 강관으로부터 인장 시험편, HIC 시험편, 매크로 시험편을 채취하여, 각각의 시험에 제공하였다. HIC 시험은 NACETM0284에 준거하여 행하였다. 또한, 매크로 시험편을 사용하여, Mn, Nb, Ti의 편석도를 EPMA에 의해 측정하였다. EPMA에 의한 편석도의 측정은 프로브 직경 50㎛ 및 2㎛로 행하였다.

또한, 중심 편석부의 비커스 경도 및 강판, 강관의 최표면으로부터 깊이 5㎜까지의 표층 영역에 있어서의 비커스 경도를 JIS Z 2244에 준거하여 측정하였다. 비커스 경도의 측정은 하중을 25g으로 하고, EPMA에 의해 측정한 두께 방향의 Mn 농도의 분포에 있어서의, Mn 농도가 가장 높은 부위에서 행하였다.

또한, 강관의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역의 마이크로 조직을 동정하기 위해, 200배의 광학 현미경 사진을, L 단면(판 두께 방향과 압연 방향의 면)에 대해 각각 5매 촬영하고, 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 면적률(분율)을 측정하여, 이들의 합계 분율을 산출하였다.

표 2A∼표 2C에, 강판의 판 두께, 최대 Mn 편석도, Nb 편석도, Ti 편석도, 미압착부의 길이, 중심 편석부의 최고 경도, 표면 영역의 최고 경도, 인장 강도 및 HIC 시험에 의해 구해진 HIC의 길이 비율(CLR), 표층 영역에 있어서의 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율을 나타낸다.

표 3에, 강관의 두께, 본용접의 입열량, HIC 시험에 의해 구해진 HIC의 길이 비율(CLR)을 나타낸다. 또한, 강관에 있어서의 최대 Mn 편석도, Nb 편석도, Ti 편석도, 미압착부의 길이, 중심 편석부의 최고 경도는 모두 강판과 동등하고, 또한 강관의 인장 강도는 강판보다도 10∼20㎫ 정도 크게 되어 있다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 1C]

[표 2A]

[표 2B]

[표 2C]

[표 3]

강판 1∼23은 본 발명예이다. 표 2A∼표 2C에 나타낸 바와 같이, 이들의 강판의 최대 Mn 편석도는 1.6 이하, Nb 편석도는 4.0 이하, Ti 편석도는 4.0 이하였다. 또한, 강판의 상하면 및 강관의 내외면의 최표층으로부터 5㎜ 두께까지의 최고 경도가 300Hv 이하, 중심 편석부의 최고 경도는 300Hv 이하였고, 또한 폴리고널페라이트와 가공 페라이트의 합계의 분율도 20％ 이하였다. 따라서, HIC 시험에 의한 HIC는 발생하고 있지 않았다. 이들 강판 1∼23을 소재로 하는 강관에 대해서도, 표 3에 나타낸 바와 같이 동일한 결과가 얻어졌다.

강판 24∼43은 본 발명의 범위 외인 비교예이다. 강판 24∼35는 기본 성분, 또는 임의의 첨가 원소 중 어느 하나의 원소가, 본 발명의 범위 외이다. 강판 36∼43은 본 발명의 제조 조건을 만족시키지 않는다. 그 결과, 강판(표 2A∼표 2C 참조), 강관(표 3 참조) 중 어느 것에 있어서도, HIC 시험에서 HIC가 발생하여, CLR이 3％를 초과했거나, 또는 0℃에서의 DWTT의 연성 파면율이 85％에 달하지 않았다.

도 4a에, 본원 발명의 제조 방법으로 제조한 강 11의 최표층으로부터 5㎜ 두께까지의 경도 분포, 도 4b에 강 11의 표층의 조직 사진을 도시한다. 또한, 도 5a에, 종래법으로 제조한 강 40의 최표층으로부터 5㎜ 두께까지의 경도 분포, 도 5b에 강 40의 표층의 조직 사진을 도시한다.

도 4a에 도시하는 본 발명의 강판 경도 분포는 최대 경도가 245Hv로 낮지만, 도 5a에 도시하는 종래법으로 제조한 강판의 경도 분포는 국소적으로 경도가 300Hv를 초과하는 부분이 있고, 이는 HIC의 기점이 될 수 있다. 도 5b에 도시하는 종래법으로 제조한 강판은 복열 횟수가 1회이므로, 모재가 충분히 템퍼링되지 않아, 단단한 조직이 생성되어 있다.

1 : 복열 처리
2 : 복열 개시 온도
3 : 복열 종료 온도
4 : 수냉 정지 온도

Claims

모재가 되는 강판이 질량％로,
C:0.02∼0.08％,
Si:0.01∼0.5％,
Mn:1.2∼1.8％,
Nb:0.001∼0.10％,
Ca:0.0005∼0.0050％,
N:0.0010∼0.0060％,
O:0.0001∼0.0035％
를 함유하고, 또한,
P:0.01％ 이하,
S:0.0020％ 이하,
Al:0.030％ 이하,
Ti:0.030％ 이하
로 제한하고, S, Ca의 함유량이,
S/Ca＜0.5
를 만족시키고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물이고,
최대 Mn 편석도:2.0 이하,
Nb 편석도:4.0 이하,
Ti 편석도:4.0 이하,
중심 편석부의 미압착부의 길이:0.1㎜ 이하,
중심 편석부의 최고 경도:300Hv 이하,
표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역의 최고 경도:300Hv 이하,
표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역에 있어서의 폴리고널페라이트와 애스펙트비가 3 이상인 가공 페라이트의 합계 분율:0.1∼20％
이고,
강판의 두께 t[㎜]와 조관 후의 강관의 외경 D[㎜]가,
t≥25
t/D≥0.035
를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관.
제1항에 있어서, 상기 강판이, 질량％로,
Ni:0.01∼2.0％,
Cu:0.01∼1.0％,
Cr:0.01∼1.0％,
Mo:0.01∼0.60％,
W:0.01∼1.0％,
V:0.01∼0.10％,
Zr:0.0001∼0.050％,
Ta:0.0001∼0.050％,
B:0.0001∼0.0020％,
REM:0.0001∼0.01％,
Mg:0.0001∼0.01％,
Y:0.0001∼0.005％,
Hf:0.0001∼0.005％ 및
Re:0.0001∼0.005％
중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서, 표리 양 판면의 최표면으로부터 5㎜의 깊이까지의 표층 영역에 있어서 애스펙트비가 3 이상인 가공 페라이트가 존재하지 않는 것을 특징으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관.
제1항 또는 제2항에 기재된 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관에 사용하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판.
제3항에 기재된 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관에 사용하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판.
질량％로,
C:0.02∼0.08％,
Si:0.01∼0.5％,
Mn:1.2∼1.8％,
Nb:0.001∼0.10％,
Ca:0.0005∼0.0050％,
N:0.0010∼0.0060％,
O:0.0001∼0.0035％
를 함유하고, 또한,
P:0.01％ 이하,
S:0.0020％ 이하,
Al:0.030％ 이하,
Ti:0.030％ 이하
로 제한하고, S, Ca의 함유량이,
S/Ca＜0.5
를 만족시키고,
2차 정련 후의 수소의 함유량이 2.5ppm 이하이고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물인 용강을 용제하는 공정과,
상기 용강을 연속 주조에 의해 강편으로 하는 공정과,
상기 강편을 1000℃ 이상으로 가열하는 공정과,
가열한 강편을, 재결정 온도 영역에서의 압하비를 2 이상, 미재결정 온도 영역에서의 압하비를 3 이상으로 하여 열간 압연하여, 강판을 얻는 공정과,
상기 강판을, 750℃ 이상의 온도로부터 400∼600℃가 될 때까지 냉각하는 냉각 공정을 포함하고,
상기 냉각 공정은 상기 강판의 온도를 상승시키는 복열 처리를 2회 이상 포함하고,
상기 복열 처리에 있어서, 1회째의 복열 처리의 개시 온도가 300℃ 이상이고, 또한 모든 복열 처리의 종료 온도가 750℃ 미만인 것을 특징으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서, 상기 용강이, 질량％로,
Ni:0.01∼2.0％,
Cu:0.01∼1.0％,
Cr:0.01∼1.0％,
Mo:0.01∼0.60％,
W:0.01∼1.0％,
V:0.01∼0.10％,
Zr:0.0001∼0.050％,
Ta:0.0001∼0.050％,
B:0.0001∼0.0020％,
REM:0.0001∼0.01％,
Mg:0.0001∼0.01％,
Y:0.0001∼0.005％,
Hf:0.0001∼0.005％ 및
Re:0.0001∼0.005％
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법.
제6항 또는 제7항에 기재된 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판의 제조 방법에 의해 얻어진 강판으로부터 강관을 제조하는 방법이며,
상기 강판을 관상으로 성형하는 공정과,
맞댐부를 용접하는 공정
을 포함하고,
강판의 두께 t[㎜]와 조관 후의 강관의 외경 D[㎜]가,
t≥25
t/D≥0.035
를 만족시키는 것을 특징으로 하는, 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관의 제조 방법.