KR102032105B1

KR102032105B1 - 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 구조관

Info

Publication number: KR102032105B1
Application number: KR1020177030020A
Authority: KR
Inventors: 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 시게루 엔도; 슈사쿠 오타
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-26
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2019-10-15
Also published as: EP3276026B1; CN107406948B; JP6256654B2; CA2980424C; EP3276026A4; WO2016152172A1; US20180051363A1; US10767250B2; CA2980424A1; EP3276026A1; CN107406948A; JPWO2016152172A1; KR20170128574A

Abstract

API X80 그레이드 이상, 판두께 38 ㎜ 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 압연 방향에 있어서의 강도와 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수하고, 또한 높은 재질 균일성을 겸비한 구조관용 후육 강판을 제공한다. 특정한 성분 조성을 갖고, 베이나이트 주체의 미크로 조직을 갖고, 인장 강도가 620 ㎫ 이상, 판두께 중심부의 -20 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-20℃ 가 100 J 이상, 판두께 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,t 가 50 이하, 또한 판폭 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,c 가 50 이하인 구조관용 후육 강판.

Description

구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 구조관 {THICK STEEL PLATE FOR STRUCTURAL PIPES OR TUBES, METHOD OF PRODUCING THICK STEEL PLATE FOR STRUCTURAL PIPES OR TUBES, AND STRUCTURAL PIPES AND TUBES}

본 발명은 구조관용 후육 강판에 관한 것으로, 특히, 본 발명은, API X80 그레이드 이상의 강도를 가짐과 함께, 판두께 38 ㎜ 이상에 있어서도 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수하고, 또한 높은 재질 균일성을 겸비한 구조관용 후육 강판에 관한 것이다.

또, 본 발명은, 상기 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 상기 구조관용 후육 강판을 사용하여 제조되는 구조관에 관한 것이다.

해저 자원 굴삭선 등에 의한 석유나 가스의 굴삭에 있어서는, 컨덕터 케이싱 강관이나 라이저 강관 등의 구조관이 사용된다. 이들 용도에서는, 최근, 압력 상승에 의한 조업 효율 향상이나 소재 비용 삭감의 관점에서, API (미국 석유 협회) X80 그레이드 이상의 고강도 후육 강관에 대한 요구가 높아지고 있다.

또, 상기 서술한 바와 같은 구조관은, 합금 원소량이 매우 많은 단조품 (鍛造品) (예를 들어 커넥터 등) 을 원주 용접하여 사용되는 경우가 많다. 용접을 실시한 경우에는, 용접에서 기인하는 단조품의 잔류 응력 제거를 목적으로 하여 PWHT (Post Weld Heat Treatment, 용접 후 열처리) 가 실시되지만, 열처리에 의해 강도 등의 기계적 특성의 저하가 염려된다. 그 때문에, 구조관에는, PWHT 후에 있어서도 우수한 기계적 특성, 특히 굴삭시의 해저에서의 외압에 의한 파괴 방지를 위해, 관의 길이 방향, 즉 압연 방향으로 높은 강도를 유지하고 있을 것이 요구된다.

그래서, 예를 들어 특허문헌 1 에서는, 0.30 ∼ 1.00 ％ 의 Cr, 0.005 ∼ 0.0030 ％ 의 Ti, 및 0.060 ％ 이하의 Nb 를 첨가한 강을 열간 압연한 후, 가속 냉각시킴으로써, PWHT 의 일종인 응력 제거 (Stress Relief, SR) 어닐링을 600 ℃ 이상의 고온에서 실시한 후에 있어서도 우수한 강도를 유지할 수 있는 고강도 라이저 강관용 강판을 제조하는 것이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에서는, 용접 강관에 있어서, 모재부와 용접 금속의 성분 조성을 각각 특정한 범위로 함과 함께, 양자의 항복 강도를 551 ㎫ 이상으로 한 것이 제안되어 있다. 특허문헌 2 에는, 상기 용접 강관이, 용접부에 있어서의 SR 전후의 인성이 우수한 것이 기재되어 있다.

특허문헌 3 에서는, 특정 범위의 화학 성분을 갖는 강을 열간 압연한 후, 가속 냉각을 2 단계로 실시함으로써, 강판 내의 재질 균일성이 우수하고, 또한 내 HIC 특성이나 연신 특성이 우수한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 평11-50188호 일본 공개특허공보 2001-158939호 일본 공개특허공보 2013-139628호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 강판에서는, PWHT 시에 Cr 탄화물을 석출시킴으로써 PWHT 에 의한 강도 저하를 보완하고 있기 때문에, 다량의 Cr 을 첨가할 필요가 있다. 그 때문에, 소재 비용이 높은 것에 더하여, 용접성이나 인성의 저하가 염려된다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 강관은, 심 용접 금속의 특성 개선에 주안을 두고 있으며, 모재에 대해서는 특별한 배려가 이루어지지 않아, PWHT 에 의한 모재 강도의 저하를 피할 수 없다. 모재 강도를 확보하기 위해서는, 제어 압연이나 가속 냉각에 의해 PWHT 전의 강도를 높여 둘 필요가 있다.

그러나, 강도를 향상시키기 위해서 높은 냉각 속도로 가속 냉각을 실시했을 경우, 강판 전체를 균일하게 냉각시키는 것이 곤란하기 때문에, 결과적으로 강판의 재질 균일성이 저하된다는 문제가 있다. 즉, 가속 냉각시에 강판 표층부가 급랭되기 때문에, 강판 내부에 비해 표층부의 경도가 높아져, 판두께 방향에 있어서의 경도의 편차가 커진다. 이 판두께 방향에 있어서의 경도의 편차는, 특히 판두께가 큰 경우에 현저해진다. 또, 냉각시의 냉각 온도 불균일 등 때문에, 판폭 방향에 있어서도 경도의 편차가 생기는 경우가 있다. 판두께 방향이나 판폭 방향에 있어서의 경도의 편차가 크면, 강판의 강도나 연신, 성형성 등의 각종 특성에 악영향이 있기 때문에, 후육 강판에 있어서, 강도의 높음와 경도의 편차의 작음 (재질 균일성) 을 양립시킬 수 있는 기술이 요구되고 있다.

특허문헌 3 에는, 판두께 방향 및 판폭 방향의 경도 불균일을 작게 하는 방법이 개시되어 있지만, 실시예에 있어서의 판두께는 기껏해야 38 ㎜ 까지이다. 그런데, 강판을 냉각시키는 경우에는, 통상적으로 판두께가 커지면 판두께 중심부의 냉각 속도가 열전도로 율속 (律速) 되는 값에 가까워지기 때문에, 강판이 두꺼울수록 판두께 중심부의 냉각 속도를 충분히 크게 하는 것이 곤란해져, 강도나 인성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, 판두께 38 ㎜ 까지의 실시예밖에 나타내지 않은 특허문헌 3 의 기술을, 또한 후육의 강판 제조에도 적용할 수 있을지의 여부는 분명하지 않다. 또한 특허문헌 3 에 기재된 기술은, 기계 특성 외에 내 HIC 특성이 우수한 것을 특징으로 하지만, 본 발명이 대상으로 하는 구조관 용도에서 요구되는 PWHT 후의 강도에 대해서는 언급이 없고, 구조관 분야에서 특허문헌 3 에 기재된 기술을 적용할 수 있을지의 여부도 분명하지 않다.

본 발명은 상기의 실정을 감안하여 개발된 것으로, API X80 그레이드 이상, 판두께 38 ㎜ 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 압연 방향에 있어서의 강도와 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수하고, 또한 높은 재질 균일성을 겸비한 구조관용 후육 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명은, 상기 구조관용 후육 강판의 제조 방법, 및 상기 구조관용 후육 강판을 사용하여 제조된 구조관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은 판두께 38 ㎜ 이상의 후육 강판에 있어서, 인장 강도나 인성과 같은 기계적 특성과 재질 균일성을 양립시키기 위해, 압연 조건이 강판의 미크로 조직에 미치는 영향에 대해 상세한 검토를 실시하였다. 일반적으로 용접 강관용의 강판이나 용접 구조용의 강판은 용접성의 관점에서 화학 성분이 엄격하게 제한되기 때문에, X65 그레이드 이상의 고강도 강판은 열간 압연 후에 가속 냉각시켜 제조되고 있다. 그 때문에, 강판의 미크로 조직은 베이나이트 주체인가, 베이나이트 중에 도상 (島狀) 마텐자이트 (Martensite-Austenite constituent, 약기하여 MA 라고도 칭한다) 를 포함한 조직이 되지만, 판두께가 증가할수록 판두께 중심부의 샤르피 특성의 저하는 피할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, 우수한 내 PWHT 성과, 강도, 및 재질 균일성이 얻어지는 미크로 조직에 관해서 예의 연구를 실시한 결과, 다음의 (a), (b) 및 (c) 의 지견을 얻었다.

(a) 판두께 중심부의 샤르피 특성 향상에는, 강의 미크로 조직의 미세화가 유효하고, 그러기 위해서는 미재결정역에서의 누적 압하율을 높게 할 필요가 있다.

(b) 한편, 냉각 개시 온도가 지나치게 낮아져 버리면, 페라이트 면적 분율이 증가하여 강도 및 인성이 저하된다. 그 때문에, 냉각 개시 온도는 높게 할 필요가 있다.

(c) 재질 균일성을 확보하면서 판두께 중심에 있어서의 강도를 확보하기 위해서는, 표층 조직을 베이나이트로한 후에 후속되는 냉각에 의해 중심부의 냉각 속도를 확보할 필요가 있다.

이상의 지견에 기초하여, 강의 성분 조성과 미크로 조직 및 제조 조건에 대해 상세한 검토를 실시하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 구조관용 후육 강판으로서,

질량％ 로,

C : 0.030 ∼ 0.100 ％,

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,

Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％,

Al : 0.080 ％ 이하,

Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％,

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％,

Nb : 0.005 ∼ 0.080 ％,

N : 0.001 ∼ 0.010 ％,

O : 0.005 ％ 이하,

P : 0.010 ％ 이하, 및

S : 0.0010 ％ 이하를 함유하고,

잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한

하기 (1) 식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq 가 0.42 이상인 성분 조성을 갖고,

베이나이트 주체의 미크로 조직을 갖고,

인장 강도가 620 ㎫ 이상, 판두께 중심부의 -20 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-20℃ 가 100 J 이상, 판두께 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,t 가 50 이하, 또한 판폭 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,c 가 50 이하인, 구조관용 후육 강판.

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

(여기서, (1) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

2. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로,

V : 0.005 ∼ 0.100 ％ 를 함유하는, 상기 1 에 기재된 구조관용 후육 강판.

3. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로,

Cu : 0.50 ％ 이하,

Ni : 0.50 ％ 이하,

Cr : 0.50 ％ 이하,

Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％,

REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％, 및

B : 0.0020 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 구조관용 후육 강판.

4. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 : 1100 ∼ 1300 ℃ 까지 가열하는 가열 공정과,

상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를, 850 ℃ 이하에서의 누적 압하율 : 70 ％ 이상의 조건으로 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연된 강판을, 그 강판의 표면 온도에서, 냉각 개시 온도 T_s,1: Ar₃ 점 이상, 냉각 종료 온도 T_e,1 : 500 ℃ 이하, 평균 냉각 속도 V₁ : 20 ℃／s 이상 100 ℃／s 이하, 또한 하기 (2) 식을 만족시키는 조건으로 가속 냉각시키는 제 1 냉각 공정과,

상기 제 1 냉각 공정 후의 강판을, 그 강판의 평균 온도에서, 냉각 종료 온도 T_e,2 : 500 ℃ 이하, 평균 냉각 속도 V₂ : 5 ℃／s 이상의 조건으로 가속 냉각시키는 제 2 냉각 공정을 적어도 갖는, 구조관용 후육 강판의 제조 방법.

3 ≤ (700 - T_e,1)/V₁ … (2)

(여기서, (2) 식 중의 T_e,1 의 단위는 ℃, V₁ 의 단위는 ℃／s 로 한다)

5. 상기 제 2 냉각 공정 후, 즉시 0.5 ℃／s 이상 10 ℃／s 이하의 승온 속도로 400 ∼ 700 ℃ 까지 재가열을 실시하는 재가열 공정을 추가로 갖는, 상기 4 에 기재된 구조관용 후육 강판의 제조 방법.

6. 상기 1 ∼ 3 중 어느 한 항에 기재된 구조관용 후육 강판으로 이루어지는 구조관.

7. 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 강판을 길이 방향으로 통상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면에서 모두 적어도 1 층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.

본 발명에 의하면, API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 압연 방향의 고강도를 가지면서 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수하고, 또한 높은 재질 균일성을 겸비한 구조관용 후육 강판 및 상기 구조관용 후육 강판을 사용한 구조관을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서 「후육」 이란, 판두께가 38 ㎜ 이상인 것을 의미한다. 본 발명은, 판두께가 42 ㎜ 이상, 나아가서는 50 ㎜ 이상인 경우에도, 바람직하게 적용할 수 있다.

[성분 조성]

다음으로, 본 발명에 있어서의 각 구성 요건의 한정 이유에 대해 서술한다.

본 발명에 있어서는, 구조관용 후육 강판이 소정의 성분 조성을 갖는 것이 중요하다. 그래서, 먼저, 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 상기와 같이 한정하는 이유를 설명한다. 또한, 성분에 관한 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.030 ∼ 0.100 ％

C 는, 강의 강도를 증가시키는 원소이고, 원하는 조직을 얻고, 원하는 강도, 인성으로 하기 위해서는, C 함유량을 0.030 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 용접성이 열화되어, 용접 균열이 발생하기 쉬워짐과 함께, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하된다. 그 때문에, C 함유량은 0.100 ％ 이하로 한다. 또한, C 함유량은, 0.050 ∼ 0.080 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％

Si 는, 탈산재로서 작용하고, 또한 고용 강화에 의해 강재의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Si 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, HAZ 인성이 현저하게 열화된다. 그 때문에, Si 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Si 함유량은 0.05 ∼ 0.20 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％

Mn 은, 강의 퀀칭성을 높임과 함께, 강도와 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 1.50 ％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.50 ％ 를 초과하면 용접성이 열화될 우려가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.50 ％ 이하로 한다. 또한, Mn 함유량은 1.80 ％ ∼ 2.00 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.080 ％ 이하

Al 은, 제강 (製鋼) 시의 탈산제로서 첨가되는 원소이다. Al 함유량이 0.080 ％ 를 초과하면 인성의 저하를 초래하기 때문에, Al 함유량은 0.080 ％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량은 0.010 ∼ 0.050 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 본 발명에 있어서 특히 중요한 원소이고, 열간 압연 후의 냉각시에 있어서의 펄라이트 변태를 억제하면서, Ti, Nb, V 와 미세한 복합 탄화물을 형성하여 강판의 강도를 크게 상승시키는 기능을 가지고 있다. 상기 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.05 ％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 용접 열영향부 (Heat-Affected Zone, HAZ) 인성의 저하를 초래하기 때문에, Mo 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％

Ti 는, Mo 와 동일하게 본 발명에 있어서 특히 중요한 원소이고, Mo 와 복합 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 크게 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Ti 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.025 ％ 를 초과하는 첨가는 HAZ 인성 및 모재 인성의 열화를 초래한다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.025 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.005 ∼ 0.080 ％

Nb 는, 조직의 미세립화에 의해 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또, Mo 와 함께 복합 석출물을 형성하고, 강도 향상에 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Nb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, Nb 함유량이 0.080 ％ 를 초과하면 HAZ 인성이 열화된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.080 ％ 이하로 한다.

N : 0.001 ∼ 0.010 ％

N 은, 통상적으로 불가피 불순물로서 강 중에 존재하고, Ti 가 존재하고 있으면 TiN 을 형성한다. TiN 에 의한 피닝 효과에 의해 오스테나이트립의 조대화 (粗大化) 를 억제하기 위해, N 함유량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 그러나, TiN 은, 용접부, 특히 용접 본드 근방에서 1450 ℃ 이상으로 가열된 영역에 있어서 분해되어, 고용 N 을 생성한다. 그 때문에, N 함유량이 지나치게 높으면, 상기 고용 N 의 생성에서 기인하는 인성의 저하가 현저해진다. 그 때문에, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또한, N 함유량은 0.002 ∼ 0.005 ％ 로 하는 것이 보다 바람직하다.

O : 0.005 ％ 이하, P : 0.010 ％ 이하, S : 0.0010 ％ 이하

본 발명에 있어서, O, P 및 S 는 불가피 불순물이고, 이들 원소의 함유량의 상한을 다음과 같이 규정한다. O 는, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 산소계 개재물을 형성한다. 상기 개재물의 영향을 억제하기 위해, O 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. 또, P 는, 중심 편석되어 모재의 인성을 저하시키는 성질을 갖기 때문에, P 함유량이 많으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, P 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또, S 는 MnS 계 개재물을 형성하여 모재의 인성을 저하시키는 성질을 가지고 있기 때문에, S 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, S 함유량은 0.0010 ％ 이하로 한다. 또한, O 함유량은 0.003 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, P 함유량은 0.008 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, S 함유량은 0.0008 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, O, P, S 함유량의 하한에 대해서는 한정되지 않지만, 공업적으로는 0 ％ 초과이다. 또, 과도하게 함유량을 저하시키면 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, O 함유량은 0.0005 ％ 이상, P 함유량은 0.001 ％ 이상, S 함유량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 구조관용 후육 강판은, 상기 원소에 더하여, V : 0.005 ∼ 0.100 ％ 를 추가로 함유할 수도 있다.

V : 0.005 ∼ 0.100 ％

V 는, Nb 와 동일하게 Mo 와 함께 복합 석출물을 형성하고, 강도 상승에 기여한다. V 를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해서 V 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, V 함유량이 0.100 ％ 를 초과하면 HAZ 인성이 저하되기 때문에, V 를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.100 ％ 이하로 한다.

또, 본 발명의 구조관용 후육 강판은, 상기 원소에 더하여, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％, REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％, 및 B : 0.0020 ％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 추가로 함유할 수도 있다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, 인성의 개선과 강도의 향상에 유효한 원소이지만, 첨가량이 지나치게 많으면 용접성이 저하된다. 그 때문에, Cu 를 첨가하는 경우, Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cu 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cu 를 첨가하는 경우에는 Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 는, 인성의 개선과 강도의 향상에 유효한 원소이지만, 첨가량이 지나치게 많으면 내 PWHT 특성이 저하된다. 그 때문에, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ni 를 첨가하는 경우에는 Ni 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은, Mn 과 동일하게 저 C 이어도 충분한 강도를 얻기 위해서 유효한 원소이지만, 과잉된 첨가는 용접성을 저하시킨다. 그 때문에, Cr 을 첨가하는 경우, Cr 함유량을 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cr 을 첨가하는 경우에는 Cr 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 인성 향상에 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.0035 ％ 를 초과하여 Ca 를 첨가해도 효과가 포화되어, 오히려 강의 청정도의 저하에 의해 인성이 저하된다. 그 때문에, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0035 ％ 이하로 한다.

REM : 0.0005 ∼ 0.0100 ％

REM (희토류 금속) 은, Ca 와 동일하게 강 중의 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 인성 향상에 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, REM 을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.0100 ％ 를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되어, 오히려 강의 청정도의 저하에 의해 인성을 저하시키므로, REM 을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0100 ％ 이하로 한다.

B : 0.0020 ％ 이하

B 는, 오스테나이트 입계에 편석되고, 페라이트 변태를 억제함으로써, 특히 HAZ 의 강도 저하 방지에 기여한다. 그러나, 0.0020 ％ 를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화되기 때문에, B 를 첨가하는 경우, B 함유량은 0.0020 ％ 이하로 한다. 또한, B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, B 를 첨가하는 경우에는 B 함유량을 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 구조관용 후육 강판은, 이상의 성분과, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다. 또한, 「잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다」 란, 본 발명의 작용·효과를 저해하지 않는 한, 불가피 불순물을 비롯하여, 다른 미량 원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

본 발명에 있어서는, 강에 함유되는 원소가 각각 상기 조건을 만족시키는 것에 더하여, 하기 (1) 식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq 를 0.42 이상으로 하는 것이 중요하다.

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

상기 C_eq 는, 강에 첨가되는 원소의 영향을 탄소량으로 환산하여 나타낸 것으로, 모재 강도와 상관이 있기 때문에, 강도의 지표로서 일반적으로 사용된다. 본 발명에서는, API X80 그레이드 이상의 높은 강도를 얻기 위해, C_eq 를 0.42 이상으로 한다. 또한, C_eq 는 0.43 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C_eq 의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.50 이하로 하는 것이 바람직하다.

[미크로 조직]

다음으로, 본 발명에 있어서의 강의 미크로 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명에 있어서는, 강판이 베이나이트 주체의 미크로 조직을 갖는 것이 중요하다. 미크로 조직을 이와 같이 제어함으로써, API X80 그레이드의 고강도를 달성하는 것이 가능하다. 또한, 상기 미크로 조직은, 강판의 판두께 방향 위치에 관계없이 만족시킬 필요가 있지만, 본 발명에 있어서는, 후술하는 바와 같은 조직의 편차를 작게 하는 냉각 공정을 취하고 있음으로써, 판두께 중심부에 있어서의 미크로 조직이 다음 항의 조건을 만족시키고 있으면, 판두께 전역에 걸쳐서 동 조건을 만족시키고 있다고 할 수 있다.

여기서, 「베이나이트 주체」 란, 강판의 미크로 조직에서 차지하는 베이나이트의 면적 분율이 90 ％ 이상인 것을 의미한다. 베이나이트의 면적 분율은 95 ％ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 베이나이트의 면적 분율은 높은 편이 바람직하기 때문에, 상한은 특별히 한정되지 않고, 100 ％ 이어도 된다.

베이나이트 이외의 조직은 적을수록 바람직하지만, 베이나이트의 면적 분율이 충분히 높으면, 잔부의 조직의 영향은 거의 무시할 수 있기 때문에, 베이나이트 이외의 조직의 1 종 또는 2 종 이상을, 합계 면적률로 10 ％ 이하 포함하는 것은 허용된다. 이들 베이나이트 이외의 조직은, 합계 면적률로 5 ％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부 조직의 예로는, 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트, 마텐자이트, 도상 마텐자이트 등을 들 수 있다.

또한, 베이나이트의 면적 분율은, 판두께 중심 위치로부터 채취한 시료를 경면 연마하고, 나이탈 부식된 면에 대해, 주사형 전자 현미경 (배율 1000 배) 으로 랜덤하게 5 시야 이상 관찰을 실시하여 동정 (同定) 하면 된다.

[기계적 특성]

본 발명의 구조관용 후육 강판은, 인장 강도가 620 ㎫ 이상, 판두께 중심부의 -20 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-20℃ 가 100 J 이상이라는 기계적 특성을 가지고 있다. 여기서, 인장 강도, 샤르피 흡수 에너지, 및 비커스 경도의 편차는, 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상은 예를 들어, X80 그레이드이면 825 ㎫ 이하, X100 그레이드이면 990 ㎫ 이하이다. 동일하게, vE_-20℃ 의 상한도 특별히 한정되지 않지만, 통상은 500 J 이하이다.

또한 본 발명에 있어서는, 구조관용 후육 강판의 판두께 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,t 가 50 이하, 또한 판폭 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,c 가 50 이하인 것이 중요하다. 판두께 방향이나 판폭 방향에 있어서의 경도의 편차가 크면, 강판의 강도나 연신, 성형성, 내 HIC 성, 내 SSCC 성능 등에 악영향이 있다. 예를 들어, 강판 표층부의 경도가 강판 내부에 비해 과도하게 높으면, 그 강판을 성형한 후에 스프링 백이 일어나기 쉬워지거나, 황화수소에 대한 균열 감수성이 높아지거나 한다. 또, 판폭 방향에 있어서의 경도의 편차가 크면, 성형시에 단단한 부분과 부드러운 부분에서 변형의 방법에 차이가 생겨 원하는 형상이 얻어지지 않는다는 문제나, 소판 (小板) 으로 절단했을 경우에 각각의 소판에서 강도나 연신이 상이해져 버린다는 문제가 생긴다. 그 때문에, 본 발명에서는 ΔHV_10,t 와 ΔHV_10,c 의 양자를 50 이하로 한다. 또한, ΔHV_10,t 와 ΔHV_10,c 는 각각 40 이하인 것이 바람직하고, 30 이하인 것이 보다 바람직하다. 한편, ΔHV_10,t 및 ΔHV_10,c 는 작은 편이 바람직하기 때문에 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 이상이면 된다. 또한, ΔHV_10,t 및 ΔHV_10,c 는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

[강판의 제조 방법]

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 강판의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 강판의 판두께 방향의 평균 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 사용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.

본 발명의 구조관용 후육 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 다음의 (1) ∼ (4) 의 공정으로 순차 처리함으로써 제조할 수 있다. 또, 추가로 임의로 (5) 의 공정을 실시할 수도 있다.

(1) 상기 강 소재를 가열 온도 : 1100 ∼ 1300 ℃ 까지 가열하는 가열 공정,

(2) 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를, 850 ℃ 이하에서의 누적 압하율 : 70 ％ 이상의 조건으로 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(3) 열간 압연된 강판을, 그 강판의 표면 온도에서, 냉각 개시 온도 T_s,1 : Ar₃ 점 이상, 냉각 종료 온도 T_e,1 : 500 ℃ 이하, 평균 냉각 속도 V₁ : 20 ℃／s 이상 100 ℃／s 이하, 또한 하기 (2) 식을 만족시키는 조건으로 가속 냉각시키는 제 1 냉각 공정,

(4) 상기 제 1 냉각 공정 후의 강판을, 그 강판의 평균 온도에서, 냉각 종료 온도 T_e,2 : 500 ℃ 이하, 그 강판의 표면 온도에서, 평균 냉각 속도 V₂ : 5 ℃／s 이상의 조건으로 가속 냉각시키는 제 2 냉각 공정, 및

(5) 상기 제 2 냉각 공정 후, 즉시 0.5 ℃／s 이상 10 ℃／s 이하의 승온 속도로 400 ∼ 700 ℃ 까지 재가열을 실시하는 재가열 공정.

상기 각 공정은, 구체적으로는 이하에 서술하는 바와 같이 실시할 수 있다.

[강 소재]

상기 강 소재는, 통상적인 방법에 따라 용제 (溶製) 할 수 있다. 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정되지 않지만, 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

[가열 공정]

상기 강 소재는, 압연에 앞서 가열된다. 그 때의 가열 온도는, 1100 ∼ 1300 ℃ 로 한다. 가열 온도를 1100 ℃ 이상으로 함으로써 강 소재 중의 탄화물을 고용하여, 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 상기 가열 온도는, 1120 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하면 오스테나이트립이 조대화되고, 최종적인 강 조직도 조대화되어 인성이 열화되므로, 상기 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 한다. 상기 가열 온도는, 1250 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[열간 압연 공정]

다음으로, 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 압연한다. 그 때, 850 ℃ 이하에 있어서의 누적 압하율이 70 ％ 미만이면, 압연 후의 강판 판두께 중심부에 있어서의 샤르피 특성을 확보할 수 없다. 그 때문에, 850 ℃ 이하에서의 누적 압하율을 70 ％ 이상으로 한다. 또한, 850 ℃ 이하에서의 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, 후술하는 바와 같이, Ar₃ 점 이상의 온도역에서 제 1 냉각 공정에 있어서의 냉각을 개시하기 위해, Ar₃ 점 이상에서 압연을 종료시키는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정 종료 후, 그 열간 압연 공정에서 얻어진 강판을 가속 냉각시킨다. 본 발명에 있어서는, 상기 가속 냉각을 제 1 냉각 공정과 제 2 냉각 공정의 2 단계로 나누고, 각 냉각 공정에 있어서의 냉각을 특정한 조건으로 실시하는 것이 중요하다. 즉, 제 1 냉각 공정에 있어서는 강판 전체의 고강도화를 도모하면서, 강판 표층부에 있어서 경화를 억제한 미크로 조직을 만들고, 제 2 냉각 공정에 있어서는 오로지 강판을 고강도화, 고인성화하는 것에 힘쓴다. 양 냉각 공정에 있어서의 구체적인 냉각 방법을 이하에 설명한다.

[제 1 냉각 공정]

제 1 냉각 공정에 있어서는, 상기 열간 압연된 강판을, 이하에 서술하는 특정한 조건으로 냉각시킨다. 또한, 이하의 제 1 냉각 공정에 관한 설명에 있어서의 온도는, 특별히 언급하지 않는 한 강판의 표면 온도를 나타낸다.

냉각 개시 온도 T_s,1 : Ar₃ 점 이상

제 1 냉각 공정에 있어서는, 상기 열간 압연된 강판을, Ar₃ 점 이상의 온도역에서 냉각시킨다. Ar₃ 점 미만의 온도역에서 냉각을 개시하면 페라이트가 증가하기 때문에, 강판의 강도를 충분한 것으로 할 수 없다. 또한, 본 발명에 있어서 Ar₃ 점은, 다음 식으로 계산되는 것으로 한다.

Ar₃ (℃) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo

상기 식에 있어서, 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 나타내고, 강 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다. 한편, T_s,1 의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 또한, T_s,1 은, Ar₃ 점 이상이고, 또한 압연 종료 온도에서 100 ℃ 이내로 하는 것이 바람직하다.

평균 냉각 속도 V₁ : 20 ℃／s 이상 100 ℃／s 이하

고강도화를 도모하면서, 강판 내의 경도의 편차를 저감시키고, 재질 균일성을 향상시키기 위해서는, 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 강판 표면의 냉각 속도가 20 ℃／s 미만에서는 강판 전체에서 충분한 강도를 얻지 못하고, 한편, 100 ℃／s 를 초과하면 강판 표층부에서 마텐자이트나 도상 마텐자이트 (MA) 등의 경질상이 생성되어, 표층 경도가 현저하게 상승하기 때문에, 경도의 편차가 커진다. 그 때문에, 제 1 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도는 20 ℃／s 이상 100 ℃／s 이하의 범위로 한다.

냉각 종료 온도 T_e,1 : 500 ℃ 이하

상기의 조건으로 냉각을 실시하여 강판 표층부에 베이나이트상을 생성시키지만, 냉각 정지 온도가 500 ℃ 를 초과하면 베이나이트의 생성이 충분하지 않고, 그 상태에서 2 단째의 냉각을 개시하면 표층부에 마텐자이트나 도상 마텐자이트 (MA) 가 생성되어 버린다. 따라서, 1 단째의 냉각 종료 온도는, 강판의 표면 온도에서 500 ℃ 이하로 한다. 한편, 냉각 종료 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 냉각 종료 온도가 낮아지면, 계속되는 제 2 냉각 공정의 개시가 느려져 냉각의 효과가 불충분해지고, 고강도 고인성화를 얻을 수 없게 된다. 그 때문에, 냉각 종료 온도는 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

제 1 냉각 공정에 있어서는, 하기 (2) 식을 만족시키는 조건으로 가속 냉각을 실시하는 것이 중요하다.

3 ≤ (700 - T_e,1)/V₁ … (2)

상기 (2) 식의 우변은, 제 1 냉각 공정에 있어서의 대략의 냉각 시간을 나타내고 있다. 따라서, 상기 (2) 식은, 제 1 냉각 공정에 있어서의 냉각이 3 초 이상 계속될 필요가 있는 것을 나타내고 있다. 이것은, 표층의 조직이 경질이 되지 않게, 베이나이트상이 충분히 생성되기 위해서는, 3 초 이상의 시간을 필요로 하기 때문이다. (2) 식이 만족되지 않는 경우에는, 강판 표층부에 마텐자이트나 도상 마텐자이트가 생성되어, 표층부의 경도 상승이 현저해지고, 그 결과, 판두께 방향에 있어서의 경도의 편차가 커진다. 그 때문에, 제 1 냉각 공정은, (2) 식을 만족시키는 조건으로 실시될 필요가 있다. 한편, (2) 식에 있어서의 우변의 값의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 강판 전체에 있어서 충분한 강도를 확보하기 위해, 30 이하로 하는 것이 바람직하다.

[제 2 냉각 공정]

다음으로, 상기 제 1 냉각 공정에 있어서 냉각된 강판을, 이하의 조건으로 더욱 냉각시킨다. 또한, 이하의 제 2 냉각 공정에 관한 설명에 있어서의 온도는, 특별히 언급하지 않는 한 강판의 평균 온도를 나타낸다.

평균 냉각 속도 V₂ : 5 ℃／s 이상

제 2 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도 V₂ 란, ( 「제 2 냉각 공정 개시시의 강판 평균 온도」 - 「제 2 냉각 공정이 종료되어 강판 표면이 복열 (復熱) 되었을 때의 강판 평균 온도」)/(「제 2 냉각 공정이 종료되어 강판 표면이 복열되었을 때의 시각」 - 「제 2 냉각 공정 개시 시각」) 이다. 제 2 냉각 공정이 종료된 시점에서는, 강판의 판두께 방향 중앙부에 비해 강판 표면의 온도가 낮아져 있지만, 그 후, 온도가 높은 판두께 중앙부에서 표면으로 열이 전해지므로, 표면 온도는 상승하여, 표면 온도는 극대값을 취한다. 이 현상은 복열이라고 칭해지며, 복열된 상태, 즉, 표면 온도가 극대값이 된 상태에서는, 강판의 판두께 방향 온도차는 작아진다. 제 2 냉각 공정 개시시의 판두께 방향의 강판 평균 온도로부터, 강판 표면이 복열되었을 때의 판두께 방향의 강판 평균 온도를 뺀 온도차를, 냉각 개시로부터 복열 완료까지의 소요 시간으로 나눔으로써, 제 2 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도를 구할 수 있다.

평균 냉각 속도가 5 ℃／s 에 미치지 않으면, 강도 상승 효과를 충분히 얻을 수 없기 때문에, 제 2 냉각 공정에 있어서의 평균 냉각 속도는 5 ℃／s 이상으로 한다. 또, 이 냉각 조건을 후육 강판에서 얻으려고 하는 경우에는, 강판 표면 온도가 200 ℃ 이상인 온도역에 있어서, 강판 표면의 냉각 속도로서 100 ℃／s 를 초과하는 조건으로 냉각을 실시할 필요가 있다.

또한, 강판의 냉각은 표면에서 실시되기 때문에, 제 1 냉각 공정이 종료하여 제 2 냉각 공정을 개시하는 시점에 있어서, 강판 표면 온도가 판두께 중앙부의 온도보다 낮아져 있을 가능성이 있다. 그러나, 본 발명에 있어서는, 제 2 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도를, 상기 서술한 바와 같이 강판 표면 온도가 아니라 판두께 방향의 강판 평균 온도에 기초하여 정하고 있기 때문에, 본 발명에서 규정하는 냉각 속도를 확보하면, 강판 내부의 영역에 대해서도 소기의 강판을 얻기 위해서 필요한 냉각 속도를 확보할 수 있다. 또한, 판두께 방향의 강판 평균의 온도 및 냉각 속도에 대해서는 물리적으로 직접 측정할 수는 없지만, 표면의 온도 변화를 기초로 한 시뮬레이션 계산에 의해 실시간으로 구할 수 있다.

냉각 종료 온도 T_e,2 : 500 ℃ 이하

합금 원소를 삭감하여, 저합금화한 성분 조성의 강에 있어서는, 제 2 냉각 공정에 있어서의 냉각 종료 온도가 높아지면 조대한 MA 가 형성되어 인성의 열화를 초래한다. 그 때문에, 제 2 냉각 공정에 있어서의 냉각 종료 온도를 500 ℃ 이하로 한다. 또한, 여기서, 제 2 냉각 공정에 있어서의 냉각 종료 온도 T_e,2 는, 제 2 냉각 공정에 있어서의 냉각이 종료하고, 강판 표면이 복열된 시점에 있어서의 강판의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 한편, 상기 냉각 종료 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 판두께 방향의 경도 편차를 작게 하는 관점에서 200 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[재가열 공정]

상기 가속 냉각 종료 후, 재가열을 실시해도 된다. 재가열을 실시하는 경우, 가속 냉각 공정 후, 즉시 0.5 ℃／s 이상 10 ℃／s 이하의 승온 속도로 400 ∼ 700 ℃ 까지 재가열을 실시한다. 여기서, 「가속 냉각 후 즉시」 란, 가속 냉각 종료 후, 120 초 이내에 0.5 ℃／s 이상 10 ℃／s 이하의 승온 속도에서의 재가열을 개시하는 것을 말한다. 상기 가속 냉각 공정에 있어서의 가속 냉각 종료 온도가 낮아, 마텐자이트 등, 베이나이트 이외의 저온 변태 조직이 다량으로 생성되었을 경우에도, 재가열을 실시하여 템퍼링 처리를 함으로써, 재질의 균일화가 도모되어, 경도의 편차를 저감시키는 것이 가능하다.

이상의 공정에 의해, API X80 그레이드 이상의 높은 강도를 갖고, 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수하고, 또한 높은 재질 균일성을 겸비한 구조관용 후육 강판을 제조할 수 있다. 또한, 상기 서술한 바와 같이 본 발명의 구조관용 후육 강판은 38 ㎜ 이상의 판두께를 갖는 것으로 한다. 판두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 판두께 75 ㎜ 를 초과하면, 본 발명에 기재된 제조 조건을 만족시키는 것이 어려워질 가능성이 있으므로, 본 발명은 판두께 75 ㎜ 이하의 경우에 적용하는 것이 바람직하다.

[강관]

상기와 같이 하여 얻어진 강판을 소재로서 사용하여, 강관을 제조할 수 있다. 상기 강관은, 예를 들어, 상기 구조관용 후육 강판이 길이 방향으로 통상으로 성형되고, 맞댐부가 용접된 구조관으로 할 수 있다. 강관의 제조 방법으로는, 특별히 한정되지 않고, 임의의 방법을 사용할 수 있다. 예를 들어, 강판을 통상적인 방법에 따라 U 프레스 및 O 프레스로 강판 길이 방향으로 통상으로 한 후, 맞댐부를 심 용접하여 UOE 강관으로 할 수 있다. 상기 심 용접은, 가용접 후, 내면, 외면을 모두 적어도 1 층씩 서브머지 아크 용접으로 실시하는 것이 바람직하다. 서브머지 아크 용접에 사용되는 플럭스는 특별히 제한은 없고, 용융형 플럭스이어도 되고 소성형 플럭스이어도 상관없다. 심 용접을 실시한 후, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도의 향상을 위해 확관 (擴管) 을 실시한다. 확관 공정에 있어서 확관율 (확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비) 은, 통상적으로 0.3 ％ ∼ 1.5 ％ 의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 밸런스의 관점에서, 확관율은 0.5 ％ ∼ 1.2 ％ 의 범위인 것이 바람직하다. 상기 서술한 UOE 프로세스 대신에, 강판에 3 점 굽힘을 반복함으로써 축차 성형하는 프레스 벤드법에 의해, 대략 원형의 단면 형상을 갖는 강관을 제조한 후에, 상기 서술한 UOE 프로세스와 동일하게 심 용접을 실시해도 된다. 프레스 벤드법의 경우도, UOE 프로세스의 경우와 동일하게, 심 용접을 실시한 후, 확관을 실시해도 된다. 확관 공정에 있어서 확관율 (확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비) 은, 통상적으로 0.3 ％ ∼ 1.5 ％ 의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 밸런스의 관점에서, 확관율은 0.5 ％ ∼ 1.2 ％ 의 범위인 것이 바람직하다. 또, 필요에 따라, 용접 전의 예열이나 용접 후의 열처리를 실시할 수도 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 (강종 A ∼ K) 을 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 가열하여 열간 압연하고, 그 후, 즉시 수랭형의 가속 냉각 설비를 사용하여 2 단계 냉각시켜 판두께 38 ∼ 51 ㎜ 의 강판 (No.1 ∼ 18) 을 제조하였다. 각 강판의 제조 조건을 표 2 에 나타낸다. 얻어진 강판의 각각에 대해, 이하에 서술하는 방법에 의해, 미크로 조직에서 차지하는 베이나이트의 면적 분율과 기계적 특성을 평가하였다. 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

베이나이트의 면적 분율은, 판두께 중심 위치로부터 채취한 시료에 대해, 주사형 전자 현미경 (배율 1000 배) 으로 랜덤하게 5 시야 이상 관찰을 실시하여 평가하였다.

기계적 특성 중, 0.5 ％ 내력 (YS) 과 인장 강도 (TS) 는, 얻어진 후육 강판으로부터 압연 방향에 대해 수직 방향의 전체 두께 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 (1998) 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여 측정하였다.

기계적 특성 중, 샤르피 특성에 대해서는, 판두께 중심부로부터, 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2 ㎜ V 노치 샤르피 시험편을 각 3 개씩 채취하고, 각 시험편에 대해 -20 ℃ 에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지 (vE_-20℃) 를 측정하고, 그들의 평균값을 구하였다.

기계적 특성 중, 비커스 경도의 편차는 다음과 같이 하여 구하였다. 강판의 압연 방향에 직각인 단면에 대해, JIS Z 2244 에 준거하여 하중 10 ㎏f 의 조건으로 비커스 경도 HV₁₀ 을 복수의 점에서 측정하고, 측정값의 최대값과 최소값의 차를 비커스 경도의 편차 ΔHV₁₀ 으로 하였다. 그 때, 판두께 방향에 있어서의 편차 ΔHV_10,t 는, 판폭 중앙부에 있어서, 강판 표층하 1 ㎜ 의 위치로부터, 판두께 방향으로 1 ㎜ 피치로 판두께 전체에 걸쳐서 측정한 비커스 경도로부터 결정하였다. 또, 판폭 방향에 있어서의 편차 ΔHV_10,c 는, 강판 표층하 1 ㎜ 의 위치에 있어서, 판폭 방향으로 20 ㎜ 피치로 판폭 전체에 걸쳐서 측정한 비커스 경도로부터 결정하였다. 또한, 판폭 방향의 경도는, t/4 위치 (판두께 1/4 위치) 및 t/2 위치 (판두께 중심부) 에 있어서도 측정했지만, 어느 강판에 있어서도 표면하 1 ㎜ 위치에 있어서 경도의 편차가 최대를 나타냈으므로, 상기 서술한 바와 같이, 표면하 1 ㎜ 위치에 있어서의 경도의 편차를, 강판의 비커스 경도의 편차로 하였다.

또, 용접 열영향부 (HAZ) 인성을 평가하기 위해, 재현 열사이클 장치에 의해 입열 40 kJ/㎝ ∼ 100 kJ/㎝ 에 상당하는 열이력을 가한 시험편을 제조하고, 얻어진 시험편을 사용하여 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 상기 서술한 -20 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지의 평가와 동일한 방법으로 측정을 실시하여, 얻어진 -20 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 100 J 이상인 것을 양호 (○), 100 J 미만인 것을 불량 (×) 으로 하였다.

또한, 내 PWHT 특성을 평가하기 위해, 가스 분위기로를 사용하여 각 강판의 PWHT 처리를 실시하였다. 이 때의 열처리 조건은 600 ℃ 에서 2 시간으로 하고, 그 후, 강판을 노로부터 취출하고, 공랭에 의해 실온까지 냉각시켰다. 얻어진 PWHT 처리 후의 강판 각각에 대해, 상기 서술한 PWHT 전의 측정과 동일한 방법으로 0.5 ％ YS, TS 및 vE_-20℃ 를 측정하였다.

표 3 에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족시키는 발명예 (No.1 ∼ 7) 는, PWTH 전에 있어서, 재질 균일성이 우수함 (비커스 경도의 편차가 작음) 과 함께, 우수한 강도, 인성, 및 HAZ 인성을 갖고, 또한 600 ℃ 라는 고온에서 PWHT 를 실시한 후에 있어서도 충분한 강도를 유지하고 있었다. 한편, 본 발명의 조건을 만족시키지 않는 비교예 (No.8 ∼ 18) 에 있어서는, 재질 균일성이나, PWTH 전과 후의 일방 또는 양방에 있어서의 기계적 특성이 떨어져 있었다. 예를 들어, No.8 ∼ 14 는, 강의 성분 조성이 본 발명의 조건을 만족시키고 있지만, 모재의 강도나 재질 균일성, 샤르피 특성 등이 떨어져 있다. 그 중 No.9 는, 850 ℃ 이하에 있어서의 누적 압하율이 낮기 때문에, 샤르피 특성이 저하된 것으로 생각된다. 또, No.10 은, 강판 미크로 조직이 베이나이트 주체로 되어 있지 않아, 모재 강도가 떨어져 있다. 이것은, 제 1 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시 온도가 낮았기 때문에, 다량의 페라이트가 생성되었기 때문으로 생각된다. No.11, 12 에서는, 제 1 냉각 공정에 있어서의 냉각 속도가 과대했었기 때문에, 표층부의 경도가 상승하고, 그 결과, 비커스 경도의 편차가 커진 것으로 생각된다. No.15 ∼ 18 은 강의 화학 성분이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 모재 강도, 샤르피 특성, HAZ 인성 중 적어도 하나가 떨어져 있었다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, API X80 그레이드 이상, 판두께 38 ㎜ 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 압연 방향의 고강도를 가지면서 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수하고, 또한 높은 재질 균일성을 겸비한 구조관용 후육 강판 및 상기 구조관용 후육 강판을 사용한 구조관을 제공할 수 있다. 상기 구조관은, 재질 균일성이 우수함과 함께, PWHT 후에 있어서도 우수한 기계적 특성을 유지하고 있기 때문에, 컨덕터 케이싱 강관이나 라이저 강관 등의 구조관으로서 매우 유용하다.

Claims

구조관용 후육 강판으로서,
질량％ 로,
C : 0.030 ∼ 0.100 ％,
Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,
Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％,
Al : 0 % 초과, 0.080 ％ 이하,
Mo : 0.05 ∼ 0.50 ％,
Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％,
Nb : 0.005 ∼ 0.080 ％,
N : 0.001 ∼ 0.010 ％,
O : 0.005 ％ 이하,
P : 0.010 ％ 이하, 및
S : 0.0010 ％ 이하를 함유하고,
잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한
하기 (1) 식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq 가 0.42 이상인 성분 조성을 갖고,
베이나이트 주체의 미크로 조직을 갖고,
판두께가 38 mm 이상이고,
인장 강도가 620 ㎫ 이상, 판두께 중심부의 -20 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-20℃ 가 100 J 이상, 판두께 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,t 가 50 이하, 또한 판폭 방향에 있어서의 비커스 경도의 편차 ΔHV_10,c 가 50 이하인, 구조관용 후육 강판.
C_eq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 … (1)
(여기서, (1) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)
제 1 항에 있어서,
추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로, 하기 (A) 및 (B) 의 일방 또는 양방을 함유하는, 구조관용 후육 강판.
(A) V : 0.005 ∼ 0.100 ％
(B) Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Ca : 0.0005 ~ 0.0035 %, REM : 0.0005 ~ 0.0100 %, 및 B : 0.0020 % 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상
삭제
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 : 1100 ∼ 1300 ℃ 까지 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를, 850 ℃ 이하에서의 누적 압하율 : 70 ％ 이상의 조건으로 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연된 강판을, 그 강판의 표면 온도에서, 냉각 개시 온도 T_s,1 : Ar₃ 점 이상, 냉각 종료 온도 T_e,1 : 500 ℃ 이하, 평균 냉각 속도 V₁ : 20 ℃／s 이상 100 ℃／s 이하, 또한 하기 (2) 식을 만족시키는 조건으로 가속 냉각시키는 제 1 냉각 공정과,
상기 제 1 냉각 공정 후의 강판을, 그 강판의 평균 온도에서, 냉각 종료 온도 T_e,2 : 500 ℃ 이하, 평균 냉각 속도 V₂ : 5 ℃／s 이상의 조건으로 가속 냉각시키는 제 2 냉각 공정을 적어도 갖는, 판두께가 38 mm 이상인 구조관용 후육 강판의 제조 방법.
3 ≤ (700 - T_e,1)/V₁ … (2)
(여기서, (2) 식 중의 T_e,1 의 단위는 ℃, V₁ 의 단위는 ℃／s 로 한다)
제 4 항에 있어서,
상기 제 2 냉각 공정 후, 즉시 0.5 ℃／s 이상 10 ℃／s 이하의 승온 속도로 400 ∼ 700 ℃ 까지 재가열을 실시하는 재가열 공정을 추가로 갖는, 판두께가 38 mm 이상인 구조관용 후육 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 구조관용 후육 강판으로 이루어지는 구조관.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 강판을 길이 방향으로 통상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면에서 모두 적어도 1 층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.