KR101629129B1

KR101629129B1 - 용접부 인성이 우수한 고인성 클래드 강판의 모재 및 그 클래드 강판의 제조 방법

Info

Publication number: KR101629129B1
Application number: KR1020147032386A
Authority: KR
Inventors: 게이이치로 기시; 요시히로 야자와; 슌이치 다치바나; ?이치 다치바나; 요타 구로누마; 도시유키 호시노; 기미히로 니시무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-05-23
Filing date: 2013-05-22
Publication date: 2016-06-09
Also published as: WO2013175793A1; JP2014001449A; US20150159246A1; CN104321455A; KR20150003350A; JP5527455B2

Abstract

클래드 강판의 모재와 그 클래드 강판의 제조 방법을 제공한다. 질량％ 로, C : 0.030 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Mn : 1.30 ∼ 1.80 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.003 ％ 이하, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, V : 0.010 ％ 미만, Nb : 0.010 ∼ 0.060 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.020 ％, Al : 0.040 ％ 이하, Ca : 0.0010 ∼ 0.0040 ％, N : 0.0030 ∼ 0.0060 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, -20 ℃ DWTT 시험에서 연성 파면율 85 ％ 이상의 특성을 갖는 클래드 강판의 모재.

Description

용접부 인성이 우수한 고인성 클래드 강판의 모재 및 그 클래드 강판의 제조 방법{BASE MATERIAL FOR HIGH-TOUGHNESS CLAD STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING SAID CLAD STEEL PLATE}

본 발명은, 고인성 (高靭性) 클래드 강판의 모재 및 그 모재를 갖는 클래드 강판 그리고 클래드 강판의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 에너지 문제로부터 종래에는 채굴이 불가능했던 난채굴 환경이라고 불리는 영역에 있어서도 에너지 자원 개발이 진행되고 있다. 이러한 환경은 특히 부식 환경도 혹독하여, 보다 내식성이 우수한 고합금 클래드 강의 적용 요구가 높아지고 있다. 또한 난채굴 환경하에서의, 산업 설비와 구조물의 니즈로는 내구성 및 장수명화 그리고 메인터넌스 프리화가 지향되어 있으며, Alloy 625, 825 로 대표되는 Ni 기 합금 또는 Ni 합금은 이들 니즈에 적합한 재료로서 주목을 모으고 있다.

한편, Ni 합금의 주원료인 Ni 나 Mo, Cr 로 대표되는 합금 원소의 가격은 때때로 앙등이나 큰 변동이 있다. 그 때문에, 무구재 (전체 두께가 합재 (合材)의 금속 조성과 같은 경우를 말한다) 로서의 사용보다 고합금강의 우수한 내식성을 보다 경제적으로 이용할 수 있는 클래드 강이, 최근 주목받고 있다.

고합금 클래드 강이란 합재에 Ni 기 합금 또는 Ni 합금강, 모재에 보통 강재와, 2 종류의 성질이 상이한 금속을 접합한 강재이다. 클래드 강은 서로 다른 종류의 금속을 금속학적으로 접합시킨 것으로, 도금과는 달리 박리될 우려가 없고 단일 금속 및 합금에서는 달성할 수 없는 새로운 특성을 부여할 수 있다.

클래드 강은, 사용 환경별 목적에 맞는 기능을 가진 합재를 선택함으로써 무구재와 동등한 기능을 발휘시킬 수 있다. 또한, 클래드 강의 모재에는, 내식성 이외의 고인성, 고강도와 같은 혹독한 환경에 적합한 탄소강ㆍ저합금강을 적용할 수 있다.

이와 같이 클래드 강은, 무구재보다 합금 원소의 사용량이 적으며 또한 무구재와 동등한 내식성을 확보할 수 있고, 나아가 탄소강ㆍ저합금강과 동등한 강도ㆍ인성을 확보할 수 있기 때문에, 경제성과 기능성을 양립시킬 수 있다는 이점을 갖는다.

이상으로부터, 고합금의 합재를 사용한 클래드 강은 매우 유익한 기능성 강재로 생각되고 있고, 최근 그 니즈가 각종 산업 분야에서 점점 높아지고 있다.

클래드 강은 합재에 따라서 용도가 다르고, 제조 방법도 다르다. 클래드 강판의 모재에는, Nb, V, 또는 Ti, B 등의 합금 성분을 미량 첨가한 저탄소 저합금강이 사용되고 있는 경우가 있었다. 이러한 저탄소 저합금강은 소정의 퀀칭 템퍼링 (이하, 「조질 (調質)」이라고 하는 경우도 있다) 또는 열간 압연시의 제어 압연 (TMCP) 등에 의해 제조되고 있다.

더구나 클래드 강을 조관 (造管) 하여 클래드 강관으로서 제조하는 경우에는, 강판을 성형하여 파이프 형상으로 하고, 파이프의 표리면으로부터 각각 1 패스의 고능률 용접이 시공된다.

일반적으로, 다층 마운팅 용접에서는 피용접 강판 (용접 용어에서는 「모재」라고 부르지만, 클래드 강판의 모재와 구별할 필요가 있는 경우에는, 이하 「피용접 강판」또는「모재 (B.M.)」라고 기재한다) 및 용접 금속의 경계, 모재 (B.M.) 열 영향부 (이하「HAZ」라고 한다) 는 다음 패스의 열 영향으로 세립화되지만, 1 패스 용접에서는 모재 (B.M.) 와 용접 금속의 경계 (이하 「용접 본드부」라고 한다) 나 HAZ 의 결정립은 조대화된 상태가 되어, 인성의 저하로 이어진다.

그래서, 예를 들어 파이프라인의 조업이 긴급 정지할 때에는 파이프의 각 부위가 -40 ℃ 의 저온의 환경하에 놓이기 때문에 모재 (B.M.) 및 HAZ 에 있어서의 -40 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 (vE-40 ℃) 는, 35 (J) 이상의 사양으로 되어 가고 있다. 게다가 모재 (B.M.) 에 있어서도 취성 파괴 정지 온도를 확인하기 위한 DWTT 시험 : Drop Weight Tear Test (낙중 (落重) 인열 시험) 에서, -20 ℃ 에서 85 ％ 이상의 연성 파면의 확보 (85 ％ SATT) 등의 사양이 요구되는 경우도 있다. 그 때문에, 상기 인성을 개선하는 여러 가지 방법이 개시되어 있고, 특허문헌 1 및 2 에 개시된 방법에 있어서는 Ti 와 N 의 첨가량을 적정화함으로써 용접부 인성의 향상을 도모하고 있다.

또한, 비특허문헌 1 에는 특허문헌 1 및 2 에 기초하여 제조한 예가 개시되어 있다. 그리고, 특허문헌 3 에는 C, Si, Mn, Al 에 Ti, N, Nb, V, B 를 첨가하고, 미세한 TiN 을 강 중에 석출시킴으로써, HAZ 의 오스테나이트 입자를 작게 하여 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2004-149821호 일본 공개특허공보 2006-328460호 일본 특허공보 소55-26164호

일본 제강소 기보 (技報), No.55 (2004), pp.77-78

그러나 특허문헌 1 및 2 에 개시된 방법에 있어서는, 생성된 TiN 이 고용되지 않고 잔존하는 경우에는, 고온으로 가열되는 영역에 있어서 조직의 조대화가 억제된다는 피닝 (pinning) 효과가 인정된다. 그러나, 통상적인 클래드 강 제조시의 가열에서는 TiN 은 조대한 채 그대로 피닝 효과가 적어, 그 영역의 조직의 조대화 억제가 충분히 달성되지 않는다는 문제가 있다.

비특허문헌 1 에는, TiN 의 피닝 효과가 충분히 얻어지지 않는 영역에 관해서는 기재가 없다.

특허문헌 3 에서 개시된 방법은, 1150 ℃ 이하의 온도로 재가열한다는 추가 공정이 필요해지기 때문에, 제조 비용의 증가를 초래하여 공업적으로 실시하는 데에 있어서 문제가 있다.

본 발명은, 상기한 문제점을 해결하는 합금 원소의 복합 첨가에 의해 고인성 클래드 강판의 모재와 그 클래드 강판의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은 이러한 사정을 감안하여, 클래드 강판의 모재에 있어서, TiN 만으로는 인성 향상이 도모되지 않는 점에 유의하여, 석출물의 거동을 명확화함으로써 클래드 강의 모재 인성을 향상시킬 수 있음을 밝혀내었다.

구체적으로는, 종래 기술에서 강도 조정을 위해 첨가가 필수로 되어 있던 V 는, 900 ℃ 정도에서 강 중에 고용되어, 퀀칭성이 현저히 높아지고, 경화에 의해 HAZ 인성 열화의 원인이 되는 것을 확인하여, 클래드 강의 모재의 성분 설계시, 이 V 를 첨가하지 않는 것으로 하였다. 또한, 1000 ℃ 근방의 온도역으로 가열되는 클래드 강의 모재의 인성 저하를 억제하기 위해서, TiN 과 NbC 의 석출량과 형태를 최적화하여 가열시의 γ 입경의 조대화를 억제할 수 있도록 하고 있다.

이로써, 우수한 저온 인성을 갖는 클래드 강판의 모재가 얻어지는 것을 알아내었다. 그 모재는, 바람직하게는 두께 50 ㎜ 이하이다. 본 발명에 있어서, 합금 원소의 복합 첨가와 조질 처리에 의해, 모재의 저온 인성을 확보한 고인성 클래드 강판의 모재를 제공하는 것을 가능하게 하였다.

발명자들은 상기한 새로운 지견에 추가로 여러 가지 검토를 거듭하여, 이하의 최적 성분 조성을 발명하기에 이르렀다.

즉, 상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 고인성 클래드 강판의 모재의 발명은, 다음과 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.030 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Mn : 1.30 ∼ 1.80 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.003 ％ 이하, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, V : 0.010 ％ 미만, Nb : 0.010 ∼ 0.060 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.020 ％, Al : 0.040 ％ 이하, Ca : 0.0010 ∼ 0.0040 ％, N : 0.0030 ∼ 0.0060 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, -20 ℃ DWTT 시험에서 연성 파면율 (延性破面率) 85 ％ 이상의 특성을 갖는 클래드 강판의 모재.

[2] 추가로, 질량％ 로, Ni : 0.10 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.005 ∼ 0.050 ％ 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 상기 [1] 에 기재된 클래드 강판의 모재.

[3] 추가로, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.0 ∼ 3.5 의 범위에 있는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 클래드 강판의 모재.

[4] 추가로, Nb 와 C 의 질량％ 비인 Nb/C 가 0.2 ∼ 2.0 의 범위에 있는 상기 [1] 내지 [3] 중 어느 한 항에 기재된 클래드 강판의 모재.

[5] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 모재를 갖는 클래드 강판.

[6] 상기 [1] 내지 [4] 중 어느 한 항에 기재된 모재와 합재를 사용하여 클래드 압연한 후, 900 ∼ 1100 ℃ 로 가열하여 용체화 처리를 실시하고, 그 후, 550 ℃ 미만에서 템퍼링 처리한, 모재가 -20 ℃ DWTT 시험에서 연성 파면율 85 ％ 이상의 특성을 갖는 클래드 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, HAZ 인성의 열화 원인인 V 함유량을 최대한 저감하고, Nb, Al, Ti, N 등을 적정량 첨가하여 클래드 강의 모재의 결정립을 초미세화함으로써, 모재 및 1 패스 용접에 의한 열 영향부에 있어서, 결정 입도의 조대화를 억제하고 우수한 저온 인성을 얻을 수 있다.

이하 본 발명의 각 구성 요건의 한정 이유에 관해서 설명한다.

1. 성분 조성에 관해서

먼저, 본 발명의 강의 성분 조성을 규정한 이유를 설명한다. 또, 성분％ 는, 모두 질량％ 를 의미한다.

C : 0.030 ∼ 0.10 ％

C 는 강의 강도를 향상시키는 유효한 성분으로, 0.030 ％ 미만이면 일반 용접용으로서는 강도가 얻어지지 않기 때문에 0.030 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면 강재의 용접성이나 HAZ 인성 등을 현저히 열화시키기 때문에, C 량은 0.030 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.04 ∼ 0.08 ％ 의 범위이다.

Si : 0.10 ∼ 0.30 ％

Si 는 모재의 강도 확보, 탈산 등에 필요한 성분으로, 그 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.10 ％ 이상의 함유가 필요하다. 한편, 0.30 ％ 를 초과하여 함유하면 HAZ 의 경화에 의해 인성이 저하되기 때문에, Si 량은 0.10 ∼ 0.30 ％ 의 범위로 한다. 또, HAZ 인성의 관점에서, 바람직하게는 0.13 ∼ 0.20 ％ 의 범위이다.

Mn : 1.30 ∼ 1.80 ％

Mn 은 모재의 강도 및 인성의 확보에 유효한 성분으로서 1.30 ％ 이상의 함유가 필요하지만, 용접부의 인성, 균열을 고려하여 상한치를 1.80 ％ 로 한다. 따라서, Mn 량은 1.30 ∼ 1.80 ％ 의 범위로 한다. 또, 모재 인성 및 HAZ 인성의 관점에서, 바람직하게는 1.40 ∼ 1.55 ％ 의 범위이다.

P : 0.015 ％ 이하

P 는 함유량이 적을수록 바람직하지만, 공업적으로 저감시키기 위해서는 비용이 크다는 점에서 P 량은 0.015 ％ 이하로 한다.

S : 0.003 ％ 이하

S 는 함유량이 적을수록 바람직하고, 지나치게 많으면 인성을 현저히 저하시키는 점에서 S 량은 0.003 ％ 이하로 한다.

Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％

Mo 는 고용화 열 처리 후의 모재의 강도와 인성을 안정적으로 향상시키는 원소인데, 0.05 ％ 미만에서는 그 효과가 얻어지지 않기 때문에 0.05 ％ 이상을 함유시킨다. 또한, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면 HAZ 부의 인성을 손상시키기 때문에, Mo 량은 0.05 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한다. 또, 모재 강도와 HAZ 인성의 관점에서, 바람직하게는 0.08 ∼ 0.20 ％ 의 범위이다.

V : 0.010 ％ 미만

V 는 본 발명에 있어서 가장 주목해야 할 원소로, 가능한 한 적을 필요가 있다. 종래, V 는 VC, VN 등의 미세 석출물에 의한 석출 강화를 의도하여 적극적으로 첨가되어 왔지만, 본 발명의 클래드 강의 제조 과정에, 900 ℃ 이상으로 가열하여 퀀칭을 실시하는 공정이 있는 경우, VC, VN 등의 미세 석출물은 가열했을 때에 해리되어 강 중에 고용된다. 이 현상이 생기는 것은, 본 발명과 같은 C 함유 범위에 있어서는, 이들 미세 석출물이 900 ℃ 이상의 가열시에 고용되기 때문이다. 따라서, 첨가된 V 는 이 가열시에 미세 석출물로서 존재하기 어려워지고 해리되기 때문에, 퀀칭성 원소로서 작용하여, 모재, HAZ 의 어느 영역에 있어서도 퀀칭에 의해 현저히 경화되어, 인성 열화의 원인이 된다. 이 인성 열화는 0.010 ％ 이상 함유하면 현저해진다. 그 때문에, V 량은 0.010 ％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.004 ％ 미만이며, 공업적으로 가능한 레벨에서 함유시키지 않는 것이 보다 바람직하다.

Nb : 0.010 ∼ 0.060 ％

Nb 는, NbC 를 생성함으로써 강을 용체화 온도로 가열시에 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하는 것과 함께 세립화의 효과가 있고, Nb 탄화물 등을 모재에 미세히 균일하게 분산시켜 고온 강도 등을 상승시키는 작용을 갖지만, 그 효과는 0.010 ％ 이상의 함유에서 발휘된다. 그러나 0.060 ％ 를 초과하면 효과가 인정되지 않을 뿐만 아니라, 강괴에 표면 결함 (表面庇) 이 생기기 쉽기 때문에, Nb 량은 0.010 ∼ 0.060 ％ 의 범위로 한다. 또, 같은 이유에서, 바람직하게는 0.025 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.020 ％

Ti 는 Nb 와 동일하게 N 과 결합하여 결정 입도의 조대화를 억제하고, 고용화 처리 후의 조직을 미세화하여 인성을 개선하는 효과가 있다. 그 첨가량은 0.005 ％ 미만에서는 효과가 적기 때문에 0.005 ％ 이상 함유시킨다. 또한, Ti 함유량이 0.020 ％ 를 초과하면 노치 (切缺) 효과에 의해 용접 열 영향부 인성이 크게 열화되기 때문에, Ti 량은 0.005 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010 ∼ 0.016 ％ 의 범위이다.

Al : 0.040 ％ 이하

Al 은 탈산제로서 유효한 원소이고, 또한, AlN 으로서 용체화 처리시의 오스테나이트 결정 입도의 조대화를 방지하지만, 0.040 ％ 를 초과하여 함유시키면 세립화 효과가 저하되어, 인성을 열화시킨다. 또한, 0.040 ％ 를 초과하면 AlN 이 과잉 생성되어 강괴의 표면 결함의 원인도 되는 점에서 Al 량은 0.040 ％ 이하로 한다. 동일한 이유에서, 바람직하게는 0.035 ％ 이하이다.

Ca : 0.0010 ∼ 0.0040 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태를 제어하여 용접 열 영향부 인성을 개선하고, 또한, 그것에 수반하여 MnS 의 형태 제어에 효과가 있어, 충격치를 향상시킨다. 또한, 내수소 유기 (誘起) 균열 감수성을 개선한다. 이 효과를 발휘하는 Ca 의 함유량은 0.0010 ％ 이상이다. 그러나, 0.0040 ％ 를 초과하면 효과가 포화되고, 반대로 청정도를 저하시켜 용접 열 영향부 인성을 열화시켜, 내수소 유기 균열 감수성이 열화되는 것 외에, 강괴에 표면 결함이 발생하기 쉽기 때문에, Ca 량은 0.0010 ∼ 0.0040 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0020 ∼ 0.0030 ％ 의 범위이다.

N : 0.0030 ∼ 0.0060 ％

N 은 TiN 으로서 석출됨으로써 HAZ 인성의 향상에 효과가 있지만, N 함유량이 0.0030 미만에서는 효과가 옅어지기 때문에 하한을 0.0030 ％ 로 한다. 그러나 0.0060 ％ 를 초과하면 고용 N 이 증대되어 HAZ 인성의 저하가 일어난다. Ti 의 첨가량과 대응시켜 TiN 의 미세 석출에 의한 HAZ 인성의 향상을 고려하면, N 량은 0.0030 ∼ 0.0060 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0030 ∼ 0.0040 ％ 의 범위이다.

이상이 본 발명의 기본 성분이지만, 상기 성분에 추가하여, 선택적으로 Ni, Cr 및 Cu 중에서 1 종 이상을 이하의 범위로 함유해도 된다.

Ni : 0.10 ∼ 0.50 ％

Ni 는 모재의 강도 및 인성을 향상시키기 위해서 유효하고, 0.10 ％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.50 ％ 를 초과하여 첨가하면 효과가 포화되고, Ni 의 함유는 제조 비용을 상승시키기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는, Ni 량은 0.10 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.20 ∼ 0.40 ％ 의 범위이다.

Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％

Cr 은 모재의 강도 및 인성을 향상시키기 위해서 유효하고, 0.01 ％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.50 ％ 를 초과하여 첨가하면 HAZ 부 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에, Cr 을 첨가하는 경우에는, Cr 량은 0.01 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.01 ∼ 0.30 ％ 의 범위이다.

Cu : 0.005 ∼ 0.050 ％

Cu 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효하고, 0.005 ％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉 첨가는 용접시의 균열 감수성을 높이는 경우가 있다. 따라서 Cu 를 첨가하는 경우에는, Cu 량은 0.005 ∼ 0.050 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.01 ∼ 0.025 ％ 의 범위이다.

Ti/N : 2.0 ∼ 3.5

Ti 및 N 은, 상기한 바와 같이 TiN 을 생성하여 HAZ 의 인성을 개선하는 데에 중요한 원소로, 그 효과를 충분히 발휘하기 위해서는 양 원소의 함유량의 상관 관계도 중요해진다. 즉, Ti/N 이 2.0 미만이면 결정립이 조대화되어, 인성치가 크게 저하되는 경우가 있다. 또한, Ti/N 이 3.5 를 초과하면 동일한 이유에 의해 인성치가 저하되는 경우가 있다. 따라서, Ti/N 은 2.0 ∼ 3.5 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 2.5 ∼ 3.5 의 범위이다.

Nb/C : 0.2 ∼ 2.0

Nb, C 는, NbC 를 생성함으로써 결정립의 세립화에 효과가 있고, 본 발명과 같이 퀀칭 템퍼링 처리시에는 인성 향상에 기여한다. 그러나, 그 효과는 Nb/C 가 0.2 이상에서 발휘되고, Nb/C 가 2.0 을 초과하면 효과가 인정되지 않는다. 따라서, Nb/C 는 0.2 ∼ 2.0 의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.3 ∼ 1.8 의 범위이다.

2. 인성에 관해서

DWTT 시험 : -20 ℃ 에서의 연성 파면율 85 ％ 이상

라인 파이프는, 취성 파괴 방지의 관점에서, API-5L 에서 규정된 DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율 (SA (％)) 의 값이 높을 것이 요망되고 있다. 따라서, -20 ℃ 에서의 연성 파면율을 85 ％ 이상 (85 ％ SATT) 으로 하였다. 이로써, 안전성을 높일 수 있어 산업상 유용하다.

3. 제조 방법에 관해서

본 발명의 클래드 강의 모재 소재는, 상기한 성분 범위로 조정되어, 통상적인 방법 등에 의해서 용제할 수 있다. 그 모재 소재는, 용도 등에 따라 합재의 재질이 선정되고, 클래드 압연에 의해 클래드 강판으로 한다.

또한, 천연 가스 등의 파이프라인에 사용되는 용도에서는, 예를 들어 합재로서 Alloy 625, 825 등의 고합금을 사용할 수 있다. 또, 클래드 강의 모재 소재는, 50 ㎜ 두께 이하인 것이 바람직하다. 또한, 그 모재 소재의 판두께가 25 ㎜ 이상인 경우에는, 합재와 모재 소재를 중첩하여 1 조 (組) 로 압연하고, 25 ㎜ 미만인 경우에는 2 조를 겹쳐서 압연할 수 있다. 또한, 본 발명에서는 클래드 압연시의 조건은 특별히 한정되는 것이 아니라, 통상적인 방법에 의해 실시할 수 있다.

상기에 의해서 얻어진 클래드 강판은, 용체화 처리를 위해 900 ∼ 1100 ℃ 의 범위로 가열한다. 용체화 처리가 900 ℃ 미만에서는 충분한 모재 강도를 확보할 수 없고, 1100 ℃ 를 초과하면 모재의 인성이 열화된다. 따라서, 용체화 처리를 위해, 900 ∼ 1100 ℃ 의 범위로 가열한다. 더욱 바람직하게는 900 ∼ 980 ℃ 이다. 용체화 처리의 시간은 클래드 강판의 판두께에 따라서도 달라지지만 10 ∼ 30 분으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 고온 장시간의 유지는 합재의 종류에 따라서는 합재 중에 석출물이 생성되는 경우가 있기 때문에, 10 분보다 짧은 시간으로 해도 된다. 용체화 처리 후에는, 수랭, 유랭 (예를 들어 냉각 속도 2 ℃/s 이상) 등의 방법으로 급랭시킨다.

이어서, 550 ℃ 미만의 온도로 가열하여, 템퍼링 처리를 실시한다. 550 ℃ 이상에서는 DWTT 특성이 열화되기 때문에, 550 ℃ 미만으로 하였다. 또한 템퍼링 처리 온도는 420 ∼ 500 ℃ 의 범위가 바람직하다. 템퍼링시 가열 시간으로는 5 ∼ 35 분을 예시할 수 있다. 상기 일련의 조질 처리에 의해, 클래드 강판의 모재를 미세화할 수 있다.

클래드 강판은, 판상인 채로 및 강관으로 성형하여 클래드 강관으로서 사용할 수 있다. 상기 클래드 강판에서는, 용접시에, 각각 표리 1 패스로 용접할 수 있고, 그 1 패스 용접에 의해서도 HAZ 부에서의 미세한 조직이 유지되어, 양호한 인성이 확보된다.

실시예

이하에 본 발명의 실시예를 비교예와 대비하면서 설명한다.

모재의 인성은, API-5L 에 준거한 DWTT 시험편을 채취하고, -20 ℃ 에 있어서의 DWTT 시험 (낙중 특성) 으로 평가하였다. 본 발명에서는, -20 ℃ 에 있어서의 DWTT 시험에서, 연성 파면율 85 ％ 이상을 모재의 인성이 우수한 것으로 하였다. 또한, 인장 강도는 590 ㎫ 이상을 본 발명에 필요한 강도로 하였다.

표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 모재와 Alloy 625 를 사용하여, 클래드 강판을 제조하였다. 제조 조건은, 모재와 합재를 겹쳐서 1 조로 하고, 가열로에서 1150 ℃ 로 가열 후, 열간 압연에 의해 모재 두께 30 ㎜, 합재 두께 3 ㎜ 의 클래드 강판으로 하고, 압연 완료 후, 910 ℃ 로 가열하여 용체화 처리를 실시한 다음, 500 ℃ 로 가열하여 템퍼링 처리를 실시하였다. 비교예로서 템퍼링 온도를 600 ℃ 로 한 것을 제조하였다.

일련의 열 처리 후의 클래드 강판을 냉간으로 성형하여 외경 500 ㎜ 의 클래드 강관을 제조하고, 모재부와 모재의 용접 열 영향부에 대해서 여러 가지 특성을 조사하였다. 결과를 표 2 에 나타낸다.

표 2 에 있어서, 모재의 화학 성분이 모두 본 발명의 청구범위를 만족하는 발명예인 No.1 ∼ No.12 는, 모재부의 DWTT 특성이 목표 특성을 만족한다. 한편 비교예인 No.13, 17 은 V 의 값이, No.14, 18 은 Mn 의 값이, No.15, 19, 20 은 Ti/N 의 값이, No.16, No.21 은 Nb/C 의 값이 각각 발명의 범위를 벗어나 있기 때문에 모재의 DWTT 특성이나 인장 강도가 목표치를 만족하지 않았다. 또한, No.22, 23 은 템퍼링 온도가 600 ℃ 로서 고온이 되었기 때문에, 모재의 DWTT 특성이 목표치를 만족하지 않았다.

Claims

질량％ 로, C : 0.030 ∼ 0.10 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Mn : 1.30 ∼ 1.80 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.003 ％ 이하, Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％, V : 0.010 ％ 미만, Nb : 0.010 ∼ 0.060 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.020 ％, Al : 0 % 초과 0.040 ％ 이하, Ca : 0.0010 ∼ 0.0040 ％, N : 0.0030 ∼ 0.0060 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며, -20 ℃ DWTT 시험에서 연성 파면율 85 ％ 이상의 특성을 갖고, 추가로, Ti 와 N 의 질량％ 비인 Ti/N 이 2.0 ∼ 3.5 의 범위에 있는 클래드 강판의 모재.
제 1 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Ni : 0.10 ∼ 0.50 ％, Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％, Cu : 0.005 ∼ 0.050 ％ 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하는 클래드 강판의 모재.
제 1 항에 있어서,
추가로, Nb 와 C 의 질량％ 비인 Nb/C 가 0.2 ∼ 2.0 의 범위에 있는 클래드 강판의 모재.
제 2 항에 있어서,
추가로, Nb 와 C 의 질량％ 비인 Nb/C 가 0.2 ∼ 2.0 의 범위에 있는 클래드 강판의 모재.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 모재를 갖는 클래드 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 모재와 합재를 사용하여 클래드 압연한 후, 900 ∼ 1100 ℃ 로 가열하여 용체화 처리를 실시하고, 그 후, 550 ℃ 미만에서 템퍼링 처리한, 모재가 -20 ℃ DWTT 시험에서 연성 파면율 85 ％ 이상의 특성을 갖는 클래드 강판의 제조 방법.