KR102648172B1 - 라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 그의 제조 방법 - Google Patents

라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 그의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

후육이고, 해저 파이프 라인에 적용하기 위해 필요한 압축 강도와 우수한 저온 인성과 DWTT 성능을 갖고, 내콜랩스 성능이 우수한 라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법, 그리고, 필요한 압축 강도와 우수한 저온 인성과 DWTT 성능을 갖고, 내콜랩스 성능이 우수한 라인 파이프 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 소정의 성분 조성을 갖고, 강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직이, 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상이고, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하이고, 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프용 강재.

Description

라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 그의 제조 방법
본 발명은, 라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 석유나 천연 가스 수송용의 라인 파이프, 특히, 높은 내콜랩스(collapse resistant) 성능이 요구되는 해저 파이프 라인으로의 사용에 적합한, 라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 압축 강도는, 특별히 언급이 없는 한, 0.23％ 압축 내력(compressive proof strength)인 것을 말하고, 압축 항복 강도라고도 칭한다.
최근의 에너지 수요의 증대에 수반하여, 석유나 천연 가스 파이프 라인의 개발이 활발하게 되어 있어, 가스전이나 유전의 원격지화나 수송 루트의 다양화를 위해, 해양을 건너는 파이프 라인도 수많이 개발되고 있다. 해저 파이프 라인에 사용되는 라인 파이프에는 수압에 의한 콜랩스(압궤)를 방지하기 위해, 육상 파이프 라인보다도 관두께가 두꺼운 것이 이용되고, 또한 높은 진원도(degree of roundness)가 요구된다. 또한, 해저 라인 파이프의 특성으로서, 외부로부터의 수압에 의해 관둘레 방향에 발생하는 압축 응력에 대항하기 위해 높은 압축 강도가 필요해진다.
UOE 강관은 조관(造管) 최종 공정에 있어서 확관(pipe expanding) 프로세스가 있고, 관둘레 방향에 인장 변형이 부여된 후에, 해저에 부설(敷設)되어 외부로부터의 수압에 의해 관둘레 방향에 압축을 받게 된다. 이 때문에, 바우싱거 효과(Bauschinger effect)에 의한 압축 항복 강도의 저하가 문제가 되고 있다.
UOE 강관의 내콜랩스성 향상에 관해서는 많은 검토가 이루어지고 있고, 특허문헌 1에는 통전 가열로 강관을 가열하여 확관을 행한 후에 일정 시간 이상 온도를 보존유지하는 방법이 개시되어 있다.
또한, 마찬가지로 확관 후에 가열을 행하여 바우싱거 효과에 의한 압축 항복 강도 저하를 회복시키는 방법으로서, 특허문헌 2에는 강관 외표면을 내표면보다 높은 온도로 가열함으로써, 외면측의 인장 변형을 받은 부분의 바우싱거 효과를 회복하여 내면측의 압축의 가공 경화를 유지하는 방법이, 또한, 특허문헌 3에는 Nb, Ti를 첨가한 강의 강판 제조 공정에서 열간 압연 후의 가속 냉각을 Ar3점 이상의 온도에서 300℃ 이하까지 행하고, UOE 프로세스에서 강관으로 한 후에 가열을 행하는 방법이 각각 제안되어 있다.
한편, 확관 후에 가열을 행하지 않고 강관의 성형 방법에 의해 압축 강도를 높이는 방법으로서는, 특허문헌 4에 O 프레스에서의 성형 시의 압축률을 그 후의 확관율보다도 크게 하는 방법이 개시되어 있다.
또한, 특허문헌 5에는, 압축 강도가 낮은 용접부 근방과 용접부로부터 180°의 위치의 직경이 강관의 최대 지름이 되도록 함으로써 내콜랩스 성능을 높이는 방법이 개시되어 있다.
추가로, 특허문헌 6에는 가속 냉각 후에 재가열을 행하여 강판 표층부의 경질 제2상 분율을 저감함으로써 바우싱거 효과에 의한 항복 응력 저하가 작은 강판이 제안되어 있다.
또한, 특허문헌 7에는 가속 냉각 후의 재가열 처리에 있어서 강판 중심부의 온도 상승을 억제하면서 강판 표층부를 가열하는, 판두께가 30㎜ 이상의 고강도 내사워 라인 파이프용 강판의 제조 방법이 제안되어 있다.
일본공개특허공보 평9-49025호 일본공개특허공보 2003-342639호 일본공개특허공보 2004-35925호 일본공개특허공보 2002-102931호 일본공개특허공보 2003-340519호 일본공개특허공보 2008-56962호 일본공개특허공보 2009-52137호
특허문헌 1에 기재된 방법에 의하면, 확관에 의해 도입된 전위가 회복되어 압축 강도가 상승한다. 그러나, 확관 후에 5분 이상 통전 가열을 계속할 필요가 있어, 생산성이 뒤떨어진다.
특허문헌 2에 기재된 방법에서는, 강관의 외표면과 내표면의 가열 온도와 가열 시간을 따로 따로 관리하지 않으면 안되어, 이것은 실제의 제조상 곤란하고, 대량 생산 공정에 있어서 품질을 관리하는 것은 매우 곤란하다. 또한, 특허문헌 3에 기재된 방법은 강판 제조에 있어서의 가속 냉각 정지 온도를 300℃ 이하의 낮은 온도로 할 필요가 있다. 이 때문에, 강판의 왜곡이 커져 UOE 프로세스에서 강관으로 한 경우의 진원도가 저하한다. 나아가서는 Ar3점 이상부터 가속 냉각을 행하기 위해서는 비교적 높은 온도에서 압연을 행할 필요가 있어 인성이 열화한다는 문제가 있다.
특허문헌 4에 기재된 방법에 의하면, 실질적으로 관둘레 방향의 인장 예(豫)왜곡(tensile pre-strain)이 없기 때문에 바우싱거 효과가 발현되지 않아 높은 압축 강도가 얻어진다. 그러나, 확관율이 낮으면 강관의 진원도를 유지하는 것이 곤란해져, 강관의 내콜랩스 성능이 열화할 우려가 있다.
실제의 파이프 라인의 부설 시에 있어서 내콜랩스 성능이 문제가 되는 것은, 해저에 도달한 파이프가 굽힘 변형을 받는 부분(새그밴드부(sag-bend portion))이다. 파이프 라인은 강관의 용접부의 위치와는 관계 없이 원주 용접되어 해저에 부설된다. 이 때문에, 가령, 특허문헌 5에 기재된 바와 같이, 강관 단면의 최대 지름의 부분이 심(seam) 용접부가 되도록 조관 가공 및 용접을 실시하여 강관을 제조해도, 실제의 파이프 라인 부설 시에 있어서의 심 용접부의 위치를 특정할 수 없는 점에서, 특허문헌 5의 기술은 실제상 아무런 효과를 발휘하지 않는다.
특허문헌 6에 기재된 강판은, 재가열 시에 강판의 중심부까지 가열을 행할 필요가 있고, DWTT(Drop Weight Tear Test: 낙중 인렬 시험) 성능의 저하를 초래할 우려가 있기 때문에, 심해용의 후육의(thick-walled) 라인 파이프로의 적용은 곤란하다. 또한, 강판의 후육화의 관점에서도 개선의 여지가 있다. 또한, 강관의 내콜랩스 성능은, 파이프 내표층에서의 탄성 한계(elastic limit)에 가까운 압축 유동 응력과 상관이 있다. 특허문헌 6에서는, 판두께 1/4 위치에서 내콜랩스 성능을 평가하고 있다. 그러나, 판두께 1/4 위치에서 높은 압축 강도가 얻어져도, 실제의 강관의 한계 콜랩스압에 대한 효과는 작다.
특허문헌 7에 기재된 방법에 의하면, DWTT(Drop Weight Tear Test: 낙중 인렬 시험) 성능의 저하를 억제하면서 강판 표층부의 경질 제2상 분율이 저감된다. 이 때문에, 강판 표층부의 경도를 저감하여 재질 불균형이 작은 강판이 얻어질뿐만 아니라, 경질 제2상 저감에 의한 바우싱거 효과의 저하도 기대된다. 그러나, 특허문헌 7에 기재된 기술은 강판 표면을 550℃ 이상으로 가열하기 때문에, 표층에서의 압축 강도가 저하하여, 내콜랩스 성능이 열화할 우려가 있다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 후육이고, 해저 파이프 라인으로 적용하기 위해 필요한 압축 강도와 우수한 저온 인성과 DWTT 성능을 갖고, 내콜랩스 성능이 우수한 라인 파이프용 강재 및 그의 제조 방법, 그리고, 필요한 압축 강도와 우수한 저온 인성과 DWTT 성능을 갖고, 내콜랩스 성능이 우수한 라인 파이프 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 내콜랩스 성능이 우수하다는 것은, 라인 파이프용 강재의 경우, 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상인 것을 의미하고, 라인 파이프의 경우, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상인 것을 의미한다.
본 발명자들은, 내콜랩스 성능을 향상시키기 위해 예의 검토한 결과, 이하의 인식을 얻었다.
(a) 바우싱거 효과에 의한 압축 강도 저하는, 이상(異相) 계면이나 경질 제2상에서의 전위 집적에 의한 역응력(배응력이라고도 함)의 발생이 원인이고, 그의 방지에는, 첫째로 전위의 집적 장소가 되는 연질상과 경질상의 계면을 적게 하기 위해, 균질인 조직으로 하는 것이 효과적이다. 그 때문에, 금속 조직은, 연질인 폴리고날 페라이트나 경질인 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제한 베이나이트를 주체로 한 조직으로 함으로써, 바우싱거 효과에 의한 압축 강도 저하를 억제할 수 있다.
(b) 가속 냉각에 의해 제조되는 고강도강, 특히 해저 파이프 라인에 사용되는 것과 같은 후육의 강판은, 필요한 강도를 얻기 위해 합금 원소를 많이 함유하기 때문에 퀀칭성(hardenability)이 높고, 섬 형상 마르텐사이트(Martensite-Austenite constituent: 이하, 간단히 MA라고 칭하기도 함)의 생성을 완전히 억제하는 것은 곤란하다. 그러나, 성분 제어에 의한 MA 형성 억제, 가속 냉각 후의 재가열 등에 의해 MA를 시멘타이트로 분해함으로써, 바우싱거 효과에 의한 압축 강도 저하를 억제할 수 있다. 한편, 필요 이상의 재가열은 압축 강도 저하를 초래하기는 하지만, 표층에서의 재가열 온도를 제어함으로써, 필요한 압축 강도가 얻어진다.
(c) 일반적으로, 압축 강도는 0.5％ 압축 강도로 평가되고 있지만, 내콜랩스 성능은, 파이프 내표층에서의 탄성 한계에 가까운 0.23％ 압축 강도와 상관이 있고, 파이프 내면에서 관두께 1/8 위치까지의 0.23％ 압축 강도를 높임으로써, 우수한 내콜랩스 성능이 얻어진다.
본 발명은, 상기한 인식에, 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.
[1] 질량％로, C: 0.030∼0.10％, Si: 0.01∼0.15％, Mn: 1.0∼2.0％, Nb: 0.005∼0.050％, Ti: 0.005∼0.025％, Al: 0.08％ 이하를 함유하고, 추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.1％ 이하의 1종 이상을 함유하고, (1)식으로 나타나는 Ceq값이 0.35 이상, (2)식으로 나타나는 Pcm값이 0.20 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직이, 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상이고, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하이고,
강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프용 강재.
Ceq값＝C+Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 ···(1)
Pcm값＝C+Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10 ···(2)
단, (1)∼(2)식의 원소 기호는 함유 원소의 질량％를 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
[2] 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0035％를 추가로 함유하는, [1]에 기재된 라인 파이프용 강재.
[3] [1] 또는 [2]에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1000∼1200℃의 온도로 가열하고,
미재결정 온도역의 누적 압하율이 60％ 이상이고, 또한, 압연 종료 온도가 Ar3 변태점 이상 (Ar3 변태점＋60℃) 이하에서 열간 압연을 행한 후,
Ar3 변태점 이상의 온도에서 10℃/s 이상의 냉각 속도로 200∼450℃까지 가속 냉각을 행하고,
이어서 판두께 1/8 위치에서 350℃ 이상이고, 또한 강재 표면에서 530℃ 이하가 되도록 재가열을 행하는,
강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프용 강재의 제조 방법.
[4] 질량％로, C: 0.030∼0.10％, Si: 0.01∼0.15％, Mn: 1.0∼2.0％, Nb: 0.005∼0.050％, Ti: 0.005∼0.025％, Al: 0.08％ 이하를 함유하고, 추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.1％ 이하의 1종 이상을 함유하고, (1)식으로 나타나는 Ceq값이 0.35 이상, (2)식으로 나타나는 Pcm값이 0.20 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
파이프 내표면으로부터 관두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직이, 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상이고, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하이고,
파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프.
Ceq값＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 ···(1)
Pcm값＝C+Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10 ···(2)
단, (1)∼(2)식의 원소 기호는 함유 원소의 질량％를 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
[5] 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0035％를 추가로 함유하는, [4]에 기재된 라인 파이프.
[6] 추가로 코팅층을 갖는, [4] 또는 [5]에 기재된 라인 파이프.
[7] [1] 또는 [2]에 기재된 라인 파이프용 강재를, 냉간 성형에 의해 파이프 형상으로 하고, 맞댐부를 심 용접 후, 확관율이 1.2％ 이하로 확관하여 파이프를 제조하는, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프의 제조 방법.
[8] [3]에 기재된 방법으로 제조된 라인 파이프용 강재를, 냉간 성형에 의해 파이프 형상으로 하고, 맞댐부를 심 용접 후, 확관율이 1.2％ 이하로 확관하여 파이프를 제조하는, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프의 제조 방법.
[9] 확관 후, 파이프 표면이 200℃ 이상이 되는 가열을 포함하는 코팅 처리를 행하는, [7] 또는 [8]에 기재된 라인 파이프의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 내콜랩스 성능이 우수한 라인 파이프용 강재를 얻을 수 있다. 본 발명은, 심해 파이프 라인으로의 사용에 적합하다.
또한, 본 발명에 의하면, 강관 성형에서의 특수한 성형 조건이나, 조관 후의 열처리를 필요로 하지 않고, 저온 인성이 우수한, 압축 강도가 높은 후육의 라인 파이프를 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하에, 본 발명의 실시 형태를 설명한다. 또한, 성분 원소의 함유량을 나타내는 「％」는, 특별히 언급이 없는 한 「질량％」를 의미한다.
1. 라인 파이프용 강재 혹은 라인 파이프의 화학 성분에 대해서
C: 0.030∼0.10％
C는, 가속 냉각에 의해 제조되는 강판의 강도를 높이기 위해 가장 유효한 원소이다. 그러나, 0.030％ 미만에서는 충분한 강도를 확보할 수 없기 때문에, C 함유량은 0.030％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.040％ 이상이다. 한편, 0.10％를 초과하면 인성을 열화시킬 뿐만 아니라, MA의 생성이 촉진되기 때문에, 압축 강도의 저하를 초래한다. 따라서, C 함유량을 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.098％ 이하이다.
Si: 0.01∼0.15％
Si는 탈산을 위해 함유시킨다. 그러나, 0.01％ 미만에서는 탈산 효과가 충분하지 않기 때문에, Si 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.03％ 이상이다. 한편, 0.15％를 초과하면 인성을 열화시킬 뿐만 아니라, MA 생성이 촉진되어, 압축 강도의 저하를 초래하기 때문에, Si 함유량을 0.15％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.10％ 이하이다.
Mn: 1.0∼2.0％
Mn: 1.0∼2.0％로 한다. Mn은 강도 및 인성 향상을 위해 함유한다. 그러나, 1.0％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않기 때문에, Mn 함유량은 1.0％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.5％ 이상이다. 한편, 2.0％를 초과하면 인성의 열화를 초래하기 때문에, Mn 함유량 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.95％ 이하이다.
Nb: 0.005∼0.050％
Nb는 조직의 미세화에 의해 인성을 향상시키고, 추가로 탄화물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 그러나, 0.005％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않기 때문에, Nb 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, 0.050％를 초과하면 용접 열영향부 인성의 열화를 초래하기 때문에, Nb 함유량을 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.040％ 이하이다.
Ti: 0.005∼0.025％
Ti는 TiN의 피닝 효과(pinning effect)에 의해, 슬래브(slabs) 가열 시의 오스테나이트 조대화(coarsening)를 억제하여, 인성을 향상시킨다. 그러나, 0.005％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않기 때문에, Ti 함유량은 0.005％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.008％ 이상이다. 한편, 0.025％를 초과하면 인성의 열화를 초래하기 때문에, Ti 함유량을 0.025％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.023％ 이하이다.
Al: 0.08％ 이하
Al은 탈산제로서 함유한다. 이 효과를 발휘하기 위해, Al 함유량은 0.01％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, 0.08％를 초과하면 강의 청정도가 저하하여, 인성의 열화를 초래한다. 따라서, Al 함유량을 0.08％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.05％ 이하이다.
추가로, 본 발명에서는, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 1.0％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.1％ 이하의 1종 이상을 함유한다.
Cu: 0.5％ 이하
Cu는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 그러나, 0.5％를 초과하면 용접부의 HAZ 인성이 열화한다. 따라서, Cu를 함유하는 경우는 0.5％ 이하로 한다. 한편, 하한은 특별히 한정되지 않고, Cu를 함유하는 경우의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ni: 1.0％ 이하
Ni는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 그러나, 1.0％를 초과하면 용접부의 HAZ 인성이 열화할 우려가 있다. 따라서, Ni를 함유하는 경우는 1.0％ 이하로 한다. 한편, 하한은 특별히 한정되지 않고, Ni를 함유하는 경우의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Cr: 1.0％ 이하
Cr은, 퀀칭성을 높임으로써 강도의 상승에 유효한 원소이다. 그러나, 1.0％를 초과하면 용접부의 HAZ 인성을 열화시킨다. 따라서, Cr을 함유하는 경우는 1.0％ 이하로 한다. 한편, 하한은 특별히 한정되지 않고, Cr을 함유하는 경우의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.5％ 이하
Mo는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 그러나, 0.5％를 초과하면 용접부의 HAZ 인성이 열화할 우려가 있다. 따라서, Mo를 함유하는 경우는 0.5％ 이하로 한다. 한편, 하한은 특별히 한정되지 않고, Mo를 함유하는 경우의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
V: 0.1％ 이하
V는, Nb나 Ti와 마찬가지로 복합 탄화물을 생성하여, 석출 강화에 의한 강도 상승에 매우 유효한 원소이다. 그러나, 0.1％를 초과하면 용접부의 HAZ 인성이 열화할 우려가 있다. 따라서, V를 함유하는 경우는 0.1％ 이하로 한다. 한편, 하한은 특별히 한정되지 않고, V를 함유하는 경우의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
추가로 본 발명에서는, (1)식으로 나타나는 Ceq값이 0.35 이상, (2)식으로 나타나는 Pcm값이 0.20 이하인 것을 특징으로 한다.
Ceq값: 0.35 이상
Ceq값: 0.35 이상으로 한다. Ceq값은 하기 (1)식으로 나타난다. Ceq값은 모재 강도와 상관이 있고, 강도의 지표로서 이용된다. Ceq값이 0.35 미만에서는 인장 강도 570㎫ 이상의 고강도가 얻어지지 않는다. 따라서, Ceq값을 0.35 이상으로 한다. 바람직하게는 0.36 이상이다.
Ceq값＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 …(1)
단, (1)식의 원소 기호는 함유 원소의 질량％를 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
Pcm값: 0.20 이하
Pcm값: 0.20 이하로 한다. Pcm값은 하기 (2)식으로 나타난다. Pcm값은 용접성의 지표로서 이용되고, Pcm값이 높을수록 용접 HAZ부의 인성이 열화한다. 특히 후육 고강도강에서는, 그 영향이 현저해지기 때문에, Pcm값을 엄격하게 제한할 필요가 있다. 따라서, Pcm값을 0.20 이하로 한다. 바람직하게는 0.19 이하이다.
Pcm값＝C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10 …(2)
단, (2)식의 원소 기호는 함유 원소의 질량％를 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
본 발명에서는, 필요에 따라서 이하의 원소를 함유해도 좋다.
Ca: 0.0005∼0.0035％
Ca는, 황화물계 개재물의 형태를 제어하여, 연성을 개선하기 위해 유효한 원소이다. Ca 함유량이 0.0005％ 이상인 경우에 이 효과가 발휘되기 때문에, Ca를 함유시키는 경우에는 함유량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ca를 0.0035％를 초과하여 함유시켜도 효과가 포화하여, 오히려 청정도가 저하하여 인성을 열화시킬 우려가 있다. 따라서, Ca를 함유시키는 경우에는, 함유량을 0.0035％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 작용 효과를 해치지 않는 범위이면, 상기 이외의 원소의 함유를 문제로 하지 않는다.
2. 라인 파이프용 강재 혹은 라인 파이프의 금속 조직에 대해서
본 발명에 있어서, 강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서의, 또는, 파이프 내표면으로부터 관두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직을 규정한다. 본 발명에서는, 강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직을 제어함으로써, 압축 강도를 높일 수 있어, 우수한 내콜랩스 성능을 갖는 라인 파이프용 강재 또는 라인 파이프가 얻어진다.
베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상
본 발명의 금속 조직은, 바우싱거 효과에 의한 압축 강도 저하를 억제하는 관점에서, 베이나이트 주체로 한다. 또한, 본 발명의 금속 조직이 베이나이트 주체라는 것은, 금속 조직 전체에 대하여, 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상인 것을 말한다. 바우싱거 효과에 의한 압축 강도 저하를 억제하기 위해서는, 이상 계면이나 경질 제2상에서의 전위 집적을 피하기 위해, 베이나이트 단상의 금속 조직인 것이 바람직하지만, 베이나이트 이외의 잔부 조직이 15％ 이하라면 허용된다.
폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하
바우싱거 효과를 억제하여 높은 압축 강도를 얻기 위해서는 연질인 폴리고날 페라이트상이나 경질인 섬 형상 마르텐사이트가 없는 균일한 조직으로 하고, 변형 시의 조직 내부에서 발생하는 국소적인 전위의 집적을 억제하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 전술한 바와 같이 베이나이트 주체의 조직으로 함과 함께, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하로 규정한다. 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율은 0％라도 좋다. 또한, 폴리고날 페라이트의 면적 분율은 0％라도 좋다.
본 발명의 금속 조직은, 상기의 구성을 구비하면, 베이나이트, 폴리고날 페라이트, 섬 형상 마르텐사이트 이외의 그 외의 상을 포함해도 좋다. 또한, 그 외의 상으로서, 예를 들면, 펄라이트, 시멘타이트, 마르텐사이트 등이 있다. 이들 그 외의 상은 적은 쪽이 바람직하고, 강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서, 면적 분율로 5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 있어서, 강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치보다도 판두께 중앙 근처의 부분, 또는, 파이프 내표면으로부터 관두께 1/8 위치보다도 관두께 중앙 근처의 부분에 있어서의 금속 조직은 특별히 한정되지 않지만, 강도나 인성 등의 밸런스의 관점에서, 베이나이트가 70％ 이상인 것이 바람직하고, 75％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 잔부 조직으로서는, 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 섬 형상 마르텐사이트(MA) 등이, 합계로 30％ 이하, 보다 바람직하게는 합계로 25％ 이하이면, 허용된다.
본 발명에 있어서, 강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직이 상기와 같으면, 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압축 강도 및 파이프 내면에서 관두께 1/8 위치까지의 압축 강도를 높일 수 있고, 그 결과, 우수한 내콜랩스 성능이 얻어진다.
3. 라인 파이프용 강재의 제조 방법
본 발명의 라인 파이프용 강재의 제조 방법은, 전술한 화학 성분을 함유하는 강 슬래브를, 가열하여 열간 압연을 행한 후, 가속 냉각을 실시하고, 계속하여 템퍼링(재가열)을 행한다. 이하에, 제조 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 강재(강판)의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 강판의 판두께 방향의 평균 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.
강 슬래브 가열 온도: 1000∼1200℃
강 슬래브 가열 온도는, 1000℃ 미만에서는 NbC의 고용이 불충분하고, 그 후의 석출에 의한 강화가 얻어지지 않음과 함께, 조대한 미고용 탄화물에 의해 내HIC 성능이 열화한다. 한편, 1200℃를 초과하면, DWTT 특성이 열화한다. 따라서, 강 슬래브 가열 온도는 1000∼1200℃로 규정한다. 바람직하게는, 1000℃ 이상이고, 바람직하게는 1150℃ 이하이다.
미재결정 온도역의 누적 압하율: 60％ 이상
가열된 강 슬래브를 열간 압연하는 공정에 있어서, 재결정 온도역에서의 압연에 이어서, 미재결정 온도역에서의 압연을 실시한다. 재결정 온도역에서의 압연 조건은 특별히 한정되지 않는다. 높은 모재 인성을 얻기 위해서는, 열간 압연 공정에 있어서 미재결정 온도역에서 충분한 압하를 행할 필요가 있다. 그러나, 미재결정 온도역의 누적 압하율이 60％ 미만에서는, 결정립의 미세화 효과가 불충분하기 때문에, 충분한 DWTT 성능이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 미재결정 온도역의 누적 압하율을 60％ 이상으로 한다. 미재결정 온도역의 누적 압하율은, 바람직하게는 63％ 이상이다.
압연 종료 온도: Ar3 변태점 이상 (Ar3 변태점＋60℃) 이하
바우싱거 효과에 의한 강도 저하를 억제하기 위해서는, 금속 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하여 폴리고날 페라이트 등의 연질인 조직의 생성을 억제할 필요가 있다. 그 때문에, 열간 압연은, 폴리고날 페라이트가 생성되지 않는 온도역인 Ar3 변태점 이상의 온도역에서 실시하는 것이 필요하다. 따라서, 압연 종료 온도는 Ar3 변태점 이상으로 규정하고, 바람직하게는 (Ar3 변태점＋10℃) 이상이다. 또한, 높은 모재 인성을 얻기 위해서는 Ar3 변태점 이상의 온도역 중에서도 저온역에서 압연을 실시할 필요가 있기 때문에, 압연 종료 온도의 상한을 (Ar3 변태점＋60℃)로 한다. 압연 종료 온도는 바람직하게는 (Ar3 변태점＋50℃) 이하이다.
또한, Ar3 변태점은, 하기 (3)식에 의해 구할 수 있다.
Ar3(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo …(3)
냉각 개시 온도: Ar3 변태점 이상
냉각 개시 온도가 Ar3 변태점 미만에서는, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％를 초과하고, 바우싱거 효과에 의한 강도 저하 때문에, 충분한 압축 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 냉각 개시 온도는 Ar3 변태점 이상으로 규정한다. 바람직하게는, (Ar3 변태점＋10℃) 이상이다.
냉각 속도: 10℃/s 이상
냉각 속도를 10℃/s 이상으로 행하는 가속 냉각은, 고강도이고 고인성의 강판을 얻기 위해서 불가결한 프로세스이고, 높은 냉각 속도로 냉각함으로써 변태 강화에 의한 강도 상승 효과가 얻어진다. 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는 충분한 강도가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, C의 확산이 발생하기 때문에 미변태 오스테나이트로 C의 농화가 일어나, MA의 생성량이 많아진다. 전술과 같이, MA 등의 경질 제2상의 존재에 의해, 바우싱거 효과가 촉진되기 때문에, 압축 강도의 저하를 초래한다. 그러나, 냉각 속도가 10℃/s 이상이면 냉각 중의 C의 확산이 적어, MA의 생성도 억제된다. 따라서, 가속 냉각 시의 냉각 속도는 10℃/s 이상으로 규정한다. 바람직하게는, 20℃/s 이상이다. 또한, 냉각 속도가 과대하면 마르텐사이트 등 경질인 조직이 생성되어, 인성이나, 바우싱거 효과 촉진에 의한 압축 강도의 저하를 초래하기 때문에, 냉각 속도는 200℃/s 이하인 것이 바람직하다.
냉각 정지 온도: 200∼450℃
압연 종료 후의 가속 냉각으로 200∼450℃까지 급냉함으로써, 베이나이트상을 생성시켜 균일한 조직이 얻어진다. 그러나, 냉각 정지 온도가 200℃ 미만에서는, 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 과잉으로 생성되어, 바우싱거 효과에 의한 압축 강도 저하나, 인성의 열화를 초래한다. 한편, 냉각 정지 온도가 450℃를 초과하면, 펄라이트가 생성되어, 충분한 강도가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 바우싱거 효과에 의해 압축 강도의 저하를 초래한다. 따라서, 냉각 정지 온도는 200∼450℃로 규정한다. 바람직하게는, 250℃ 이상이고, 바람직하게는 430℃ 이하이다.
재가열 온도: 판두께 1/8 위치에서 350℃ 이상이고, 또한 강재 표면에서 530℃ 이하
상기 가속 냉각의 후, 재가열한다. 후강판의 가속 냉각에서는 강판 표층부의 냉각 속도가 빠르고 또한 강판 내부에 비해 강판 표층부가 낮은 온도까지 냉각된다. 그 때문에, 강판 표층부에는 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 생성되기 쉽다. MA와 같은 경질상은 바우싱거 효과를 촉진하기 때문에, 가속 냉각 후에 강판 표층부를 가열하여 MA를 분해함으로써 바우싱거 효과에 의한 압축 강도의 저하를 억제하는 것이 가능해진다. 그러나, 판두께 1/8 위치에서 350℃ 미만에서는 MA의 분해가 충분하지 않고, 또한 강재 표면에서 530℃를 초과하면, 강도의 저하가 발생하기 때문에, 소정의 강도를 얻는 것이 곤란해진다. 또한, 내콜랩스 성능은 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압축 강도와 상관이 있고, 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 재가열 온도를 제어함으로써 MA를 분해하면서 강도를 확보할 수 있다. 따라서, 판두께 1/8 위치에서 350℃ 이상이고, 또한 강재 표면에서 530℃ 이하로 규정한다. 바람직하게는, 판두께 1/8 위치에서 370℃ 이상 또한 강재 표면에서 520℃ 이하이다.
가속 냉각 후에 있어서의, 재가열의 수단은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 분위기 로 가열, 가스 연소, 유도 가열 등을 이용할 수 있다. 또한, 경제성, 제어성 등을 고려하면, 유도 가열이 바람직하다.
4. 라인 파이프의 제조 방법
본 발명의 강판(강재), 혹은, 전술의 방법에 의해 제조된 강판(강재)을 이용하여, 강관(라인 파이프)을 얻을 수 있다. 강재의 성형 방법으로서는, UOE 프로세스나 프레스 벤드(벤딩 프레스라고도 칭함) 등의 냉간 성형에 의해 강관 형상으로 성형하는 방법을 들 수 있다. UOE 프로세스에서는, 소재가 되는 강판(강재)의 폭방향 단부에 개선(groove) 가공을 실시한 후, C자 형상의 프레스기를 이용하여 강판의 폭방향 단부의 단 굽힘을 행하고, 계속하여, U자 형상 및 O자 형상의 프레스기를 이용하여 강판의 폭방향 단부끼리가 대향하도록 강판을 원통 형상으로 성형한다. 이어서, 강판의 대향하는 폭방향 단부를 맞대어 용접한다. 이 용접을 심 용접이라고 부른다. 이 심 용접에 있어서는, 원통 형상의 강판을 구속하고, 대향하는 강판의 폭방향 단부끼리를 맞대어 가부착 용접(tack welding)하는 가부착 용접 공정과, 서브 머지 아크 용접법에 의해 강판의 맞댐부의 내외면에 심 용접을 실시하는 본 용접 공정의, 2단계의 공정을 갖는 방법이 바람직하다. 심 용접을 행한 후에, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도의 향상을 위해, 확관을 행한다. 확관 공정에 있어서 확관율(확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비)은, 1.2％ 이하로 한다. 이는, 확관율이 지나치게 크면 바우싱거 효과에 의해 압축 강도의 저하가 커지기 때문이고, 확관율은 1.0％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 용접 잔류 응력을 저감하고, 또한, 강관의 진원도를 향상시키는 관점에서, 확관율은 0.4％ 이상인 것이 바람직하고, 0.6％ 이상인 것이 보다 바람직하다.
확관 후, 방식(防蝕)을 목적으로 하여 코팅 처리를 실시할 수 있다. 코팅 처리로서는, 예를 들면, 확관 후의 강관(파이프)을 200℃ 이상의 온도역으로 가열한 후, 강관 외면 혹은 내면에, 예를 들면 공지의 수지를 도포하면 좋다.
프레스 벤드의 경우에는, 강판에 3점 굽힘을 반복함으로써 순차 성형하고, 거의 원형의 단면 형상을 갖는 강관을 제조한다. 그 후는, 전술의 UOE 프로세스와 마찬가지로, 심 용접을 실시한다. 프레스 벤드의 경우에도, 심 용접의 후, 확관을 실시해도 좋다.
5. 라인 파이프용 강재
본 발명의 라인 파이프용 강재는, 상기의 성분 조성 및 금속 조직을 가짐과 함께, 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하이다. 본 발명의 라인 파이프용 강재는, 강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상인 것에 의해, 내콜랩스 성능이 우수하다. 또한, 0.23％ 압축 강도는, 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
6. 라인 파이프
본 발명의 라인 파이프는, 상기의 성분 조성 및 금속 조직을 가짐과 함께, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하이다. 본 발명의 라인 파이프는, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상인 것에 의해, 내콜랩스 성능이 우수하다. 또한, 상기의 성분 조성 및 금속 조직을 가짐과 함께, 코팅 처리에 의해 코팅층을 갖는 본 발명의 라인 파이프는, 파이프 내표면에서 관 두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 390㎫ 이상, 콜랩스압이 40㎫ 이상으로, 내콜랩스 성능이 우수하다. 여기에서, 파이프 장축 위치란, 파이프의 둘레 방향에 있어서의 위치를 생각하는 경우의, 파이프의 최소 반경의 위치로부터 90도 회전한 위치인 것이다. 또한, 0.23％ 압축 강도는, 실시예에 기재된 방법에 의해 측정할 수 있다.
실시예
표 1에 나타내는 화학 성분의 강(강종 A∼J)을 연속 주조법에 의해 슬래브로 했다. 가열한 슬래브를 열간 압연에 의해 압연한 후, 즉시 수냉형의 냉각 설비를 이용하여 가속 냉각을 행하고, 유도 가열로 혹은 가스 연소로를 이용하여 재가열을 행하고, 판두께 40㎜의 후강판(No.1∼23)을 제조했다. 또한, 가열 온도, 압연 종료 온도, 냉각 개시 온도, 냉각 정지 온도는 강판의 평균 온도로 하고, 재가열 온도는 표면 및 판두께 1/8 위치에서의 온도로 했다. 평균 온도 및 판두께 1/8 위치에서의 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도에서, 판두께, 열전도율 등의 파라미터 계산에 의해 구했다.
추가로, 이들 강판을 이용하여, UOE 프로세스에 의해, 관두께: 39㎜, 외경: 813㎜의 파이프를 제조했다. 심 용접은 내외면 각 1패스의 4전극 서브 머지 아크 용접으로 행하고, 용접 시의 입열은 강판의 판두께에 따라서 100kJ/㎝의 범위로 했다. 용접 후의 파이프에 대하여, 확관율: 0.6∼1.5％의 확관을 실시했다. 또한, 확관 후의 파이프에 230℃에서 코팅 처리도 행했다. 강판 제조 조건 및 강관 제조 조건(확관율)을 표 2에 나타낸다.
이상과 같이 하여 제조한 강판의 압축 특성에 대해서는, 강판의 표면에서 판두께 1/8의 위치까지의 압축 시험편을 채취하여 평가했다. 구체적으로는, 강판의 압연 수직 방향을 길이 방향으로 한 압축 시험편 채취용의 강판 소편에 대해서, 강판의 반대측의 표면으로부터 절삭 가공 혹은 연삭 가공을 실시하여 강판 소편을 판두께 1/8까지 두께 줄임 가공한 후, 평행부의 두께가 2.5㎜, 폭이 2.5㎜, 길이가 4.0㎜의 직사각형 시험편을 채취했다. 이 시험편에 대해서, 조관(pipe production)을 모의하기 위해, 압축 왜곡을 2.5％ 부여하고, 이어서 인장 왜곡을 1.0％ 부여했다. 조관 모의를 행한 시험편을 이용하여, 압축 방향으로 하중을 부하하는 압축 시험을 행하여, 얻어진 압축 응력-압축 왜곡 곡선 상의 압축 왜곡이 0.23％에서의 응력을 0.23％ 압축 강도로서 평가했다.
이상과 같이 하여 제조한 파이프의 인장 특성은, API 5L에 준거한 관둘레 방향의 전두께 시험편을 시험편으로 하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도에 의해 평가했다. 파이프의 압축 특성은, 파이프 장축 위치에 있어서 내면측의 관둘레 방향으로부터 채취한 시험편을 이용하여 평가했다. 구체적으로는, 관둘레 방향을 길이 방향으로 한 압축 시험편 채취용의 파이프편에 대해서, 파이프의 외면측으로부터 절삭 가공 혹은 연삭 가공을 실시하여 강판 소편을 판두께 1/8까지 두께 줄임 가공한 후, 평행부의 두께가 2.5㎜, 폭이 2.5㎜, 길이가 4.0㎜의 직사각형 시험편을 채취했다. 이 시험편에 대해서, 압축 방향으로 하중을 부하하는 압축 시험을 행하여, 얻어진 응력-왜곡 곡선 상의 왜곡이 0.23％에서의 응력을 0.23％ 압축 강도로서 평가했다. 내콜랩스 성능은, 7m로 절단한 파이프에 압력 용기 내에서 서서히 수압을 부하하고, 수압이 저하하기 시작한 압력을 콜랩스압으로서 평가했다. 또한, 압축 성능과 내콜랩스 성능은, 확관 후(조관 그대로)와 230℃에서의 코팅 처리 후(230℃ 가열 후)에서 측정했다.
또한, 파이프의 관둘레 방향에서 채취한 DWTT 시험편에 의해 연성 파면율이 85％가 되는 온도를 85％ SATT로서 구했다.
조인트의 HAZ 인성은, 연성 파면율이 50％가 되는 온도를 vTrs로서 구했다. 절결 위치는, 샤르피 시험편의 노치 바닥 중앙에 용융선이 있고, 노치 바닥에 용접 금속과 모재(함(含)용접 열영향부)가 1:1이 되는 위치로 했다.
금속 조직은, 파이프의 내표면에서 판두께 1/8의 위치로부터 샘플을 채취하고, 파이프 길이 방향에 평행한 단면을 연마 후 나이탈에 의한 에칭을 행하여 광학 현미경으로 관찰을 행했다. 그리고, 200배로 촬영한 사진 3매를 이용하여 화상 해석에 의해 베이나이트 및 폴리고날 페라이트의 면적 분율을 구했다. MA의 관찰은, 베이나이트 및 폴리고날 페라이트의 면적 분율을 측정한 샘플을 이용하여, 나이탈 에칭 후에 전해 에칭(2단 에칭)을 행하고, 그 후 주사 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰을 행했다. 그리고, 1000배로 촬영한 사진 3매로부터 화상 해석에 의해 MA의 면적 분율을 구했다.
또한, 실시예에서는 파이프에 있어서의 금속 조직을 특정했지만, 이 결과는 강판의 금속 조직으로서 취급할 수 있다.
금속 조직 및 기계적 특성의 결과를 표 3에 나타낸다.
표 3에 있어서, No.1∼9는 모두, 인장 강도가 570㎫ 이상, 0.23％ 압축 강도가 강판 그대로 340㎫ 이상, 조관 그대로 340㎫ 이상 또한 230℃ 가열 후에 390㎫ 이상, 콜랩스압이 조관 그대로 35㎫ 이상 또한 230℃ 가열 후에 40㎫ 이상이고, DWTT 성능은 85％ SATT가 －10℃ 이하, HAZ 인성이 －20℃ 이하로, 평가 결과가 모두 양호했다.
한편, No.10∼19는, 성분 조성이 본 발명의 범위 내이지만, 제조 방법이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 소망하는 금속 조직이 얻어지지 않는다. 그 결과, 인장 강도, 0.23％ 압축 강도 또는 DWTT 특성 중 어느 것이 뒤떨어져 있다. No.20∼23은 화학 성분이 본 발명 외이기 때문에, 인장 강도, 압축 강도, DWTT 특성 또는 HAZ 인성 중 어느 것이 뒤떨어져 있다.
본 발명에 의하면, 고강도와 우수한 저온 인성을 갖고, API-X70 그레이드 이상의 파이프가 얻어져, 높은 내콜랩스 성능이 요구되는 심해용 라인 파이프에 적용할 수 있다.

Claims (10)

  1. 질량％로, C: 0.030∼0.10％,
    Si: 0.01∼0.15％,
    Mn: 1.0∼2.0％,
    Nb: 0.005∼0.050％,
    Ti: 0.005∼0.025％,
    Al: 0.08％ 이하를 함유하고,
    추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하,
    Ni: 1.0％ 이하,
    Cr: 1.0％ 이하,
    Mo: 0.5％ 이하,
    V: 0.1％ 이하의 1종 이상을 함유하고, (1)식으로 나타나는 Ceq값이 0.35 이상, (2)식으로 나타나는 Pcm값이 0.20 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    강재 표면으로부터 판두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직이, 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상이고, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하이고,
    강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프용 강재.
    Ceq값＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 ···(1)
    Pcm값＝C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10 ···(2)
    단, (1)∼(2)식의 원소 기호는 함유 원소의 질량％를 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
  2. 제1항에 있어서,
    질량％로, Ca: 0.0005∼0.0035％를 추가로 함유하는, 라인 파이프용 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강을 1000∼1200℃의 온도로 가열하고,
    미재결정 온도역의 누적 압하율이 60％ 이상이고, 또한, 압연 종료 온도가 (Ar3 변태점＋10℃) 이상 (Ar3 변태점＋60℃) 이하에서 열간 압연을 행한 후,
    Ar3 변태점 이상의 온도에서 10℃/s 이상의 냉각 속도로 200∼450℃까지 가속 냉각을 행하고,
    이어서 판두께 1/8 위치에서 350℃ 이상이고, 또한 강재 표면에서 530℃ 이하가 되도록 재가열을 행하는,
    강재 표면에서 판두께 1/8 위치까지의 압연 수직 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프용 강재의 제조 방법.
  4. 질량％로, C: 0.030∼0.10％,
    Si: 0.01∼0.15％,
    Mn: 1.0∼2.0％,
    Nb: 0.005∼0.050％,
    Ti: 0.005∼0.025％,
    Al: 0.08％ 이하를 함유하고,
    추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하,
    Ni: 1.0％ 이하,
    Cr: 1.0％ 이하,
    Mo: 0.5％ 이하,
    V: 0.1％ 이하의 1종 이상을 함유하고, (1)식으로 나타나는 Ceq값이 0.35 이상, (2)식으로 나타나는 Pcm값이 0.20 이하이고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
    파이프 내표면으로부터 관두께 1/8 위치에 있어서의 금속 조직이, 베이나이트의 면적 분율이 85％ 이상이고, 폴리고날 페라이트의 면적 분율이 10％ 이하이고, 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 5％ 이하이고,
    파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프.
    Ceq값＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 ···(1)
    Pcm값＝C＋Si/30＋(Mn＋Cu＋Cr)/20＋Ni/60＋Mo/15＋V/10 ···(2)
    단, (1)∼(2)식의 원소 기호는 함유 원소의 질량％를 나타내고, 함유하지 않는 경우는 0으로 한다.
  5. 제4항에 있어서,
    질량％로, Ca: 0.0005∼0.0035％를 추가로 함유하는, 라인 파이프.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    추가로 코팅층을 갖는, 라인 파이프.
  7. 제1항 또는 제2항에 기재된 라인 파이프용 강재를, 냉간 성형에 의해 파이프 형상으로 하고, 맞댐부를 심 용접 후, 확관율이 1.2％ 이하로 확관하여 파이프를 제조하는, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프의 제조 방법.
  8. 제3항에 기재된 방법으로 제조된 라인 파이프용 강재를, 냉간 성형에 의해 파이프 형상으로 하고, 맞댐부를 심 용접 후, 확관율이 1.2％ 이하로 확관하여 파이프를 제조하는, 파이프 내표면에서 관두께 1/8 위치까지, 또한, 파이프 장축 위치에서의 둘레 방향의 0.23％ 압축 강도가 340㎫ 이상, 콜랩스압이 35㎫ 이상이고, DWTT 시험에 있어서의 연성 파면율이 85％ 이상이 되는 온도가 －10℃ 이하인 라인 파이프의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서,
    확관 후, 파이프 표면이 200℃ 이상이 되는 가열을 포함하는 코팅 처리를 행하는, 라인 파이프의 제조 방법.
  10. 제8항에 있어서,
    확관 후, 파이프 표면이 200℃ 이상이 되는 가열을 포함하는 코팅 처리를 행하는, 라인 파이프의 제조 방법.
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