KR20080082015A - 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 - Google Patents

초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20080082015A
KR20080082015A KR1020087020802A KR20087020802A KR20080082015A KR 20080082015 A KR20080082015 A KR 20080082015A KR 1020087020802 A KR1020087020802 A KR 1020087020802A KR 20087020802 A KR20087020802 A KR 20087020802A KR 20080082015 A KR20080082015 A KR 20080082015A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
mass
less
high strength
steel sheet
ultra
Prior art date
Application number
KR1020087020802A
Other languages
English (en)
Inventor
히또시 아사히
다꾸야 하라
Original Assignee
신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤, 엑손모빌 업스트림 리서치 캄파니 filed Critical 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Publication of KR20080082015A publication Critical patent/KR20080082015A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

본 발명의 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프는 0.03 내지 0.07 질량％의 C, 0.6 질량％ 이하의 Si, 1.5 내지 2.5 질량％의 Mn, 0.015 질량％ 이하의 P, 0.003 질량％ 이하의 S, 0.1 내지 1.5 질량％의 Ni, 0.15 내지 0.60 질량％의 Mo, 0.01 내지 0.10 질량％의 Nb, 0.005 내지 0.030 질량％의 Ti, 0.06 질량％ 이하의 Al을 포함하고, 요구량의 B, N, V, Cu, Cr, Ca, REM(희토류 금속) 및 Mg 중 1개 이상을 포함하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5≤P≤4.0에서 0.8과 0.9 사이에서 (Hv-ave)/(Hv-M) 비율을 갖는 강판의 모서리들을 함께 용접함으로써 제조되며, Hv-ave는 기부 금속의 두께 방향으로의 평균이며 Hv-M은 C-함량에 따른 마텐자이트 경도이며(Hv-M = 270 + 1300C) 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며; P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + (1 + β)Mo - 1 + β(B ≥ 3 ppm일 때 β =1 이고 B < 3 ppm일 때 β = 0).
강판, 라인파이프, 초고강도, 저온 인성, 평균 비커스 경도

Description

초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 {STEEL PLATES FOR ULTRA-HIGH-STRENGTH LINEPIPES AND ULTRA-HIGH-STRENGTH LINEPIPES HAVING EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND MANUFACTURING METHODS THEREOF}
본 발명은 원유, 천연 가스 등의 수송을 위한 파이프라인으로서 사용하기 위해 우수한 저온 인성 및 900 ㎫ 이상의 원주 방향 인장 강도(TS-C: circumferential tensile strength)를 갖는 초고강도 라인파이프에 관한 것이다.
최근에, 파이프라인이 원유, 천연 가스 등을 위한 장거리 수송 수단으로서 중요성을 점차로 획득하고 있다. 현재까지, 미국 석유 협회(API: American Petroleum Institute) 규격 X80 이하가 장거리 수송 간선 라인파이프에 적용되었다. 그러나, 고강도 라인파이프가 (1) 수송 압력의 증가를 통한 수송 효율의 개선 그리고 (2) 라인파이프 직경 및 중량의 감소를 통한 부설 효율의 개선을 위해 요구된다.
특히, 900 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖고 X65의 대략 2배의 내부 압력을 견딜 수 있는 X120 그레이드 라인파이프가 동일한 크기의 낮은 그레이드의 라인파이프의 대략 2배의 가스를 수송할 수 있다. 파이프 벽 두께를 증가시킴으로써 라인파이프의 압력 수용 능력을 증가시키는 방법에 비해, 고강도 라인파이프의 사용은 재료, 수송 및 현장 용접 작업의 비용을 절약함으로써 파이프라인 건설 비용의 큰 절약을 실현시킨다.
일본 미심사 특허 공개 제2000-199036호에서 이미 개시된 바와 같이, 그 기부 재료 미세 조직이 마텐자이트/베이나이트 혼합물(하부 베이나이트)로 주로 구성되는 X120 라인파이프의 개발이 진행 중이다. 그러나, 이러한 라인파이프의 제조는 극히 정밀하고 엄격한 미세 조직 제어가 요구되기 때문에 가혹한 공정 제약 인자를 포함한다.
또한, 라인파이프의 강도의 증가는 파이프라인 건설에서 현장-용접된 파이프들 사이의 조인트(이하, 현장 용접부) 내에 형성되는 용접 금속의 강도의 증가를 필요로 한다.
일반적으로, 용접된 조인트의 용접 금속의 저온 인성은 기부 금속보다 낮고 강도가 증가할 때 추가로 감소한다. 그러므로, 라인파이프의 강도의 증가는 현장 용접부의 용접 금속의 강도의 증가를 필요로 하며, 이것은 저온 인성의 저하를 유도한다.
현장 용접부의 용접 금속의 강도가 라인파이프의 길이 방향 강도보다 낮으면, 응력이 파이프라인의 길이 방향으로 일어날 때 변형이 현장 용접부 내에 집중되고, 그에 의해 열영향부 내에서의 파괴 취약성을 증가시킨다.
통상의 파이프라인에서, 내부 압력은 원주 방향 응력을 발생시키지만 어떠한 길이 방향 응력도 유발시키지 않는다. 그러나, 지면이 결빙 및 해빙의 작용으로 인해 이동하는 불연속 툰드라 등의 지역에서 건설된 파이프라인에서, 지면의 이동 은 파이프라인을 휘게 하고 길이 방향 응력을 유발시킨다.
즉, 파이프라인의 현장 용접부의 용접 금속은 파이프의 길이 방향으로의 강도보다 큰 강도를 가져야 한다. 그러나, 본 발명이 관련되는 초고강도 라인파이프의 현장 용접부의 용접 금속은 이미 높은 강도를 갖는다. 그러므로, 추가적인 강화는 인성의 급격한 감소를 가져온다.
따라서, 파이프의 원주 방향으로의 강도를 유지하면서 내부 압력을 견디는 강도와 어떠한 관련도 갖지 않는 파이프의 길이 방향으로의 강도가 감소되면 이러한 문제점이 완화될 것이다.
본 발명의 발명자가 일본 미심사 특허 공개 제2004-052104호에서 제안하였던 고강도 강관은 본 발명에 따른 파이프와 미세 조직이 상이하다. 이러한 조직 차이는 미결정화 영역 내에서의 가공량 그리고 제조 조건의 차이에 기인한다.
본 발명은 지면이 계절에 따라 이동하고 현장 용접부의 저온 인성 그리고 파이프의 길이 방향 휨 저항력을 양립 가능하게 하는 불연속 툰드라 등의 지역에서 건설된 파이프라인을 위해 적합한 초고강도 라인파이프를 제공한다.
구체적으로 말하면, 본 발명은 그 길이 방향으로의 인장 강도만 저하시킴으로써 900 ㎫ 이상의 원주 방향 인장 강도(TS-C)를 갖는 초고강도 라인파이프(API X120과 동등함) 그리고 이러한 라인파이프를 제조하는 방법을 제공한다. 또한, 본 발명은 초고강도 라인파이프의 제조를 위한 강판 그리고 이러한 강판을 제조하는 방법을 제공한다.
그 길이 방향 인장 강도를 증가시키지 않으면서 900 ㎫ 이상의 원주 방향 인장 강도를 갖는 초고강도 라인파이프를 얻기 위해, 본 발명의 발명자는 강판이 충족시켜야 하는 요건을 연구하였다.
이 연구는 우수한 압력 수용 능력, 저온 인성 및 휨 저항력을 갖는 초고강도 라인파이프의 제조를 위한 강판 그리고 이러한 강판을 제조하는 방법의 발명, 그리고 추가로 이러한 강판으로 제조된 라인파이프 그리고 이러한 라인파이프를 제조하는 방법의 발명을 유도하였다.
본 발명의 요지는 다음과 같다:
(1) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판이며,
C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.10 질량％ 이하를 포함하며,
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
B: 3 ppm 미만
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하며,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
상기 강판의 미세 조직 내에서 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-avep와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M 사이의 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)은 0.8과 0.9 사이에 있으며, 폭 방향 인장 강도 TS-Tp는 880 ㎫과 1080 ㎫ 사이에 있으며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1,
Hv-M = 270 + 1300C,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(2) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판이며,
C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.10 질량％ 이하
B: 3 ppm 내지 0.0025 질량％를 포함하고,
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
N: 0.001 내지 0.006 질량％
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
상기 강판의 미세 조직 내에서 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-avep와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M 사이의 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)은 0.8과 0.9 사이에 있으며, 폭 방향 인장 강도 TS-Tp는 880 ㎫과 1080 ㎫ 사이에 있으며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo,
Hv-M = 270 + 1300C,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(3) (1)에 있어서, N: 0.001 내지 0.006 질량％를 함유하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(4) (3)에 있어서, 관계 Ti - 3.4 N > 0이 충족되는(원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타냄) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(5) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, -20 ℃에서의 V-노치 샤르피 수치는 200J 이상인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(6) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 길이 방향 인장 강도 TS - Lp는 폭 방향 인장 강도 TS - Tp의 0.95배 이하인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(7) (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 있어서, 압연 방향으로의 0.2％ 오프셋 항복 강도 YS - Lp 대 압연 방향으로의 인장 강도 TS - Lp의 비율인 압연 방향으로의 항복 비 (YS - Lp)/(TS - Lp)는 0.8 이하인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
(8) 심-용접 강판에 의해 준비되는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프이며,
C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.06 질량％ 이하를 포함하며,
B: 0.0025 질량％ 이하
N: 0.001 내지 0.006 질량％
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
상기 라인파이프의 미세 조직 내에서, 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
기부 금속의 두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-ave와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M 사이의 비율 (Hv-ave)/(Hv-M)은 0.8과 0.9 사이에 있으며, 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + (1 + β)Mo - 1+β,
여기에서 B ≥ 3 ppm일 때 β =1 이고 B < 3 ppm일 때 β = 0이며,
Hv-M = 270 + 1300C,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(9) 심-용접 강판에 의해 준비되는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프이며,
C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.10 질량％ 이하를 포함하고,
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
B: 3 ppm 미만
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
상기 라인파이프의 미세 조직 내에서, 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
기부 금속의 두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-ave와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M* 사이의 비율 (Hv-ave)/(Hv-M*)은 0.75와 0.9 사이에 있으며, 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1,
Hv-M* = 290 + 1300C,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(10) 심-용접 강판에 의해 준비되는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프이며,
C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.10 질량％ 이하
B: 3 ppm 내지 0.0025 질량％를 포함하며,
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
N: 0.001 내지 0.006 질량％
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하며,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
상기 라인파이프의 미세 조직 내에서, 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
기부 금속의 두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-ave와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M* 사이의 비율 (Hv-ave)/(Hv-M*)은 0.75와 0.9 사이에 있으며, 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo,
Hv-M* = 290 + 1300C,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(11) (9)에 있어서, N: 0.001 내지 0.006 질량％를 함유하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(12) (11)에 있어서, 관계 Ti - 3.4 N > 0이 충족되는(원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타냄) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(13) (8) 내지 (12) 중 어느 하나에 있어서, -20 ℃에서의 V-노치 샤르피 수치는 200J 이상인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(14) (8) 내지 (12) 중 어느 하나에 있어서, 라인파이프의 길이 방향으로의 인장 강도는 그 원주 방향으로의 인장 강도의 0.95배 이하인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
(15) C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.10 질량％ 이하를 포함하고,
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
B: 3 ppm 미만
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 갖는 슬래브를 1000과 1250 ℃ 사이로 가열하는 단계와,
재결정화 영역 내에서 거친 압연을 수행하는 단계와,
75％ 이상의 누적 압연 감소율로 900 ℃ 이하에서 미재결정화 오스테나이트 영역 내에서 압연을 수행하는 단계와,
판 두께의 중심이 1 내지 10 ℃/초의 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각되도록 오스테나이트 영역으로부터 가속 냉각을 적용함으로써, 변성 상부 베이나이트를 70% 이상 포함하는 미세 조직을 형성하는 단계를 포함하며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
(16) C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.10 질량％ 이하
B: 3 ppm 내지 0.0025 질량％를 포함하며,
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
N: 0.001 내지 0.006 질량％
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하며,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 갖는 슬래브를 1000과 1250 ℃ 사이로 가열하는 단계와,
재결정화 영역 내에서 거친 압연을 수행하는 단계와,
75％ 이상의 누적 압연 감소율로 900 ℃ 이하에서 미재결정화 오스테나이트 영역 내에서 압연을 수행하는 단계와,
판 두께의 중심이 1 내지 10 ℃/초의 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각되도록 오 스테나이트 영역으로부터 가속 냉각을 적용함으로써, 변성 상부 베이나이트를 70% 이상 포함하는 미세 조직을 형성하는 단계를 포함하며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
(17) (15)에 있어서, 슬래브는 N: 0.001 내지 0.006 질량％를 추가로 함유하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
(18) (17)에 있어서, 관계 Ti - 3.4 N > 0이 충족되는(원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타냄) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
(19) 강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 (15) 내지 (18) 중 어느 하나에 기재된 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 강판을 제조하는 방법에 의해 제조된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
그 모서리들을 함께 심-용접함으로써 파이프를 형성하는 단계를 포함하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
(20) 강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 UO 공정에 의해 (15) 내지 (18) 중 어느 하나에 기재된 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 강판을 제조하는 방법에 의해 제조된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
내부측 및 외부측의 양쪽 모두로부터 서브머지드 아크 용접을 적용하여 그 모서리들을 함께 접합함으로써 파이프를 형성하는 단계와,
용접된 파이프를 팽창시키는 단계를 포함하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
(21) C: 0.03 내지 0.07 질량％
Si: 0.6 질량％ 이하
Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
P: 0.015 질량％ 이하
S: 0.003 질량％ 이하
Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
Al: 0.06 질량％ 이하를 포함하며,
B: 0.0025 질량％ 이하
N: 0.001 내지 0.006 질량％
V: 0.10 질량％ 이하
Cu: 1.0 질량％ 이하
Cr: 1.0 질량％ 이하
Ca: 0.01 질량％ 이하
REM: 0.02 질량％ 이하
Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 갖는 슬래브를 1000과 1250 ℃ 사이로 가열하는 단계와,
재결정화 영역 내에서 거친 압연을 수행하는 단계와,
75％ 이상의 누적 압연 감소율로 900 ℃ 이하에서 미재결정화 오스테나이트 영역 내에서 압연을 수행하는 단계와,
판 두께의 중심이 1 내지 10 ℃/초의 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각되도록 오스테나이트 영역으로부터 가속 냉각을 적용함으로써, 변성 상부 베이나이트를 70% 이상 포함하는 미세 조직을 형성하는 단계를 포함하며,
강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 이처럼 제조된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
그 모서리들을 함께 용접함으로써 파이프를 형성하는 단계를 포함하며,
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + (1 + β)Mo - 1+β,
여기에서 B ≥ 3 ppm일 때 β =1 이고 B < 3 ppm일 때 β = 0이며,
원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
(22) (21)에 있어서, 강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 UO 공정에 의해 가속 냉각이 적용된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
내부측 및 외부측의 양쪽 모두로부터 서브머지드 아크 용접을 적용하여 함께 그 모서리들을 접합하는 단계와,
용접된 파이프를 팽창시키는 단계를 추가로 포함하는 우수한 저온 인성을 갖 는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
본 발명은 현장 용접부에서 우수한 저온 인성을 제공하고 지면이 계절에 따라 이동하는 불연속 툰드라 및 다른 지역에서 파이프라인을 위해 적용 가능한 우수한 길이 방향 저항을 제공하는 초고강도 라인파이프를 제공한다.
파이프라인의 길이 방향으로 축적되는 응력에 의해 유발되는 파괴를 견디는 강도를 확보하기 위해, 현장 용접부의 강도는 파이프라인의 길이 방향 강도 이상이어야 한다.
파이프라인의 길이 방향 강도가 현장 용접부의 강도보다 크면, 현장 용접부가 국부적으로 변형되고 그 다음에 파괴될 가능성이 감소한다. 반면에, 파이프라인의 길이 방향 강도가 과도하게 크면, 현장 용접부의 강도의 증가가 저온 인성을 저하시킨다.
이러한 문제점을 해결하기 위해, 본 발명의 발명자는 900 ㎫ 이상의 원주 방향 인장 강도 (TS-C) 그리고 감소된 길이 방향 인장 강도 (TS-L)을 갖는 초고강도 라인파이프를 개발하기 시작하였다.
초고강도 라인파이프용 강판의 미세 조직과 압연 방향 및 폭 방향으로의 강판의 강도 사이의 관계를 조사함으로써, 본 발명의 발명자는 길이 방향 인장 강도(압연 방향에 대해 길이 방향인 인장 강도)가 그 미세 조직을 변성 상부 베이나이트 조직으로 변태시킴으로써 효과적으로 감소될 수 있다는 것을 밝혀냈다.
추가로, 압연 방향에 대해 폭 방향인 인장 강도는 폭 방향 인장 강도로서 기술된다.
여기에서, 변성 상부 베이나이트 조직은 저온 변태 조직의 래스 조직 특성을 갖고 탄화물 그리고 하부 베이나이트에서보다 조대한 제2 상의 마텐자이트-오스테나이트(MA: martensite-austenite) 성분을 형성하는 조직을 의미한다.
도1은 본 발명에 따른 변성 상부 베이나이트의 미세 조직을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판의 주사 전자 현미경 사진을 도시하고 있다. 비교를 위해, 도2는 마텐자이트 및 베이나이트의 혼합된 미세 조직(이하, 하부 베이나이트 조직)을 갖는 종래의 X120 그레이드 라인파이프용 강판의 주사 전자 현미경 사진을 도시하고 있다.
도1 및 도2의 주사 전자 현미경 사진들 사이의 비교는 변성 상부 베이나이트와 하부 베이나이트 조직들 사이의 미세 조직 차이를 명백하게 설명하지 못하므로, 도3은 개략도를 도시하고 있다.
도3의 (b)에 도시된 바와 같이, 변성 상부 베이나이트 내의 래스는 하부 베이나이트[도3의 (a) 참조]에서보다 넓고 하부 베이나이트와 달리 그 내에 미세한 시멘타이트를 함유하지 않고 래스들 사이에 MA 성분을 갖는다.
변성 상부 베이나이트와 입상 베이나이트[도3의 (c) 참조] 사이의 비교는 입상 베이나이트가 변성 상부 베이나이트에서보다 조대한 MA 성분을 갖고 변성 상부 베이나이트와 달리 입상 페라이트를 함유한다는 것을 밝히고 있다.
변성 상부 베이나이트는 주사 전자 현미경 사진에 의해 하부 베이나이트와 구별될 수 있지만, 미세 조직 사진에 의해 그 사이의 정량적인 비율을 결정하는 것은 어렵다. 그러므로, 본 발명에서, 변성 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트는 변성 상부 베이나이트가 하부 베이나이트 정도로 굳지 않다는 사실을 이용하여 비커스 경도를 비교함으로써 구별된다.
본 발명에 따른 강들의 화학 조성과 관련하여, 하부 베이나이트의 경도는 탄소 함량에 의존하는 마텐자이트의 경도 Hv-M과 동일하다.
강판의 Hv-M은 다음의 방정식으로부터 유도될 수 있다:
Hv-M = 270 + 1300C
강판의 미세 조직 내의 변성 상부 베이나이트가 대략 70％를 초과하면, 강판의 경도 Hv-avep가 Hv-M보다 낮아지며 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)이 0.8 내지 0.9 사이의 범위 내에 속한다.
강판의 경도 Hv-avep는 압연 방향에 평행한 단면에서 그 두께를 가로질러 1 ㎜의 간격으로 10 ㎏f의 하중을 가함으로써 측정되는 경도의 평균이다.
경도 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)이 0.8과 0.9 사이에 있을 때, 강판의 폭 방향 인장 강도 (TS-Tp)가 880 내지 1080 ㎫ 사이의 범위 내에 속한다. 이러한 강판으로부터 제조된 라인파이프는 900 ㎫ 이상의 원주 방향 인장 강도 (TS-C) 따라서 X120 그레이드 라인파이프에 대해 요구되는 압력 수용 능력을 갖는다.
튜브 형태로의 성형으로부터 기인하는 반응력이 감소되기 때문에 그 폭 방향 인장 강도가 1080 ㎫ 이하인 강판은 우수한 성형성을 갖는다.
변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 본 발명에 따른 강판은 우수한 충격 성질을 갖는다.
라인파이프는 빠른 연성 파괴를 정지시키는 성질을 가질 것이 요구된다. 이러한 요건을 충족시키기 위해, -20 ℃에서의 라인파이프에 대한 V-노치 샤르피 충격 수치는 200J 이상이어야 한다.
변성 상부 베이나이트가 대략 70％를 초과하는 것을 고려하며 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)이 0.8 내지 0.9 사이에 있는 본 발명의 강은 -20 ℃에서 200J 이상의 V-노치 샤르피 충격 수치를 갖는다.
변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 본 발명의 강에서, 길이 방향 인장 강도 (TS-Lp)는 폭 방향 인장 강도(TS-Tp)보다 작으며, 전자는 후자의 0.95배 미만으로 유지된다.
하부 베이나이트로 주로 구성되는 종래의 초고강도 강에서, 길이 방향 인장 강도는 폭 방향 인장 강도와 실질적으로 동일하다.
강판의 압연 방향이 라인파이프의 길이 방향과 일치하도록 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 본 발명의 강판을 파이프 형태로 성형함으로써 제조된 라인파이프는 원주 방향으로의 강도를 변화되지 않게 유지하면서 길이 방향으로의 강도를 저하시킨다.
이것은 현장 용접부의 용접 금속을 라인파이프의 길이 방향 강도보다 강하게 하고 현장 용접부에서 저온 인성을 확보하는 것을 용이하게 한다.
길이 방향 인장 강도 (TS-Lp)를 폭 방향 인장 강도 (TS-Tp)에 비해 가능하면 작게 하는 것이 바람직하지만, 전자를 후자의 0.90배 미만으로 하는 것은 현실적으로 어렵다.
YS가 강판의 0.2％ 오프셋 항복 강도이며 TS가 그 인장 강도인 항복비 YS/TS가 낮으면, 강판을 파이프 형태로 성형하는 공정에서의 성형성이 증가한다.
(YS-Lp)가 강판의 압연 방향으로의 0.2％ 오프셋 항복 강도이며 (TS-Lp)가 그 인장 강도인 항복비 (YS-Lp)/(TS-Lp)가 낮으면, 라인파이프의 길이 방향으로의 항복비가 또한 작아진다.
그러므로, 파이프라인의 현장 용접부에 근접한 라인파이프의 기부 금속은 현장 용접부의 용접 금속보다 변형되기 쉬워진다.
지진, 지각 운동 등이 파이프라인의 길이 방향으로의 변형을 유발시킬 때, 라인파이프의 기부 금속이 변형되고 그에 의해 파이프라인의 파괴의 발생을 억제한다. 이러한 효과를 얻기 위해, 강판의 압연 방향으로의 항복비 (YS-Lp)/(TS-Lp)를 0.80 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
다음에, 본 발명에 따른 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 초고강도 라인파이프용 강판으로부터 제조된 라인파이프가 기술될 것이다.
X120 그레이드 라인파이프에 대해 요구되는 내부 압력 저항을 확보하기 위해, 그 원주 방향 인장 강도 (TS-C)를 900 ㎫ 이상으로 하는 것이 필요하다.
반면에, 원주 방향 인장 강도가 1100 ㎫을 초과하면, 라인파이프의 제조가 매우 어려워진다. 산업적인 제어의 이러한 어려움을 고려하여, 라인파이프의 원주 방향 인장 강도의 상한을 1000 ㎫로 설정하는 것이 바람직하다.
강판이 라인파이프로 성형될 때 소성 변형의 영향 하에서 가공-경화되므로, 라인파이프의 경도 Hv-ave가 강판에서보다 높아진다. 때때로, 가공 경화는 강판의 경도로부터 대략 20만큼 본 발명에 따른 초고강도 라인파이프의 경도 Hv-ave를 증가시킨다.
라인파이프의 미세 조직 내의 변성 상부 베이나이트의 양이 탄소 함량에 의존하는 마텐자이트의 경도 Hv-M을 기초로 하여 정량화되면, Hv-M이 가공 경화를 고려하지 않기 때문에 변성 상부 베이나이트의 양이 과소 평가된다.
그러므로, 본 발명에 따른 초고강도 라인파이프의 경우에, 변성 상부 베이나이트의 양은 탄소 함량에 따라 마텐자이트의 경도에 20을 더하는 다음의 방정식 "Hv-M*"으로부터 가공-경화된 하부 베이나이트 조직의 경도를 유도함으로써 그리고 비율 Hv-ave/Hv-M*을 사용함으로써 정량화될 수 있다.
Hv-M* = 290 + 1300C
Hv-ave/Hv-M*의 수용 가능한 범위는 0.75 내지 0.90이지만, 바람직한 하한은 0.80이다.
라인파이프의 경도 Hv-ave는 라인파이프의 길이 방향 단면에서 그 두께를 가로질러 1 ㎜의 간격으로 10 ㎏f의 하중을 가함으로써 측정되는 경도의 평균이다.
또한, 본 발명에 따른 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 강판으로부터 제조된 초고강도 라인파이프는 전술된 강판에서와 똑같이 우수한 저온 인성을 갖는다. -20 ℃에서의 라인파이프의 V-노치 샤르피 충격 수치는 200J 이상이다.
그 길이 방향 인장 강도 (TS-Lp)가 폭 방향 인장 강도 (TS-Tp)의 0.95배 이하인 강판으로부터 제조된 본 발명에 따른 초고강도 라인파이프는 전술된 강판과 같이 그 원주 방향 인장 강도 (TS-C)의 0.95배 이하의 길이 방향 인장 강도 (TS-L)을 가질 수 있다.
TS-L이 가능하면 TS-C보다 작은 것이 바람직하지만, TS-L을 TS-C의 0.9배 이하로 하는 것은 현실적으로 어렵다.
다음에, 본 발명에 따른 초고강도 강판 및 라인파이프의 성분 원소가 제한되는 이유가 아래에서 설명된다. 이 설명에서 사용되는 ％는 질량％를 의미한다.
C는 0.03과 0.07％ 사이로 제한된다. C는 강의 강도를 증가시키는 데 매우 효과적이므로, 적어도 0.03％의 C는 강판 및 라인파이프의 강도를 본 발명의 타겟 범위 내로 가져오기 위한 것이다.
그러나, 과도한 C는 기부 금속 및 열영향부(HAZ: heat-affected zone)의 저온 인성 및 현장 용접성을 상당히 악화시키므로, 상한은 0.07％로 설정된다. C-함량의 바람직한 상한은 0.06％이다.
Si는 탈산 그리고 강도의 향상을 위해 첨가된다. 그러나, Si의 과도한 첨가는 HAZ의 인성 그리고 용접성을 상당히 악화시키므로, 상한은 0.6％로 설정된다. 강은 Al 및 Ti의 첨가에 의해 충분히 탈산될 수 있으므로, Si의 첨가가 반드시 요구되는 것은 아니다.
Mn은 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 본 발명에 따른 강의 세부 조직을 얻고 우수한 저온 인성과 우수한 강도를 균형화하는 필수 원소이다. 1.5％ 이상의 첨가량이 필요하다.
그러나, Mn의 과도한 첨가는 강의 경화능을 증가시키고, 그에 의해 HAZ의 인성 그리고 현장 용접성을 악화시키고, 연속 주조 슬래브에서 중심 편석을 촉진시키고, 그에 의해 기부 재료의 저온 인성을 악화시킨다. 그러므로, 상한은 2.5％로 설정된다.
불순물 원소 P 및 S의 함량은 0.015％ 이하 및 0.003％ 이하로 각각 제한된다. 이것은 주로 기부 금속 및 HAZ의 저온 인성을 추가로 향상시키기 위한 것이다.
P-함량의 감소는 연속 주조 슬래브에서 중심 편석을 감소시키고 입계 파괴를 방지함으로써 저온 인성을 향상시킨다. S-함량의 감소는 열간 압연에 의해 길어지는 MnS를 감소시킴으로써 연성 및 인성을 향상시킨다.
Mo이 첨가되는 이유는 강의 경화능을 향상시키고 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 원하는 미세 조직을 얻기 위한 것이다. Mo의 첨가는 경화능을 추가로 향상시키고 그에 의해 B 첨가의 효과를 향상시킨다.
Mo 및 Nb의 조합 첨가는 제어 압연에서 오스테나이트의 재결정화를 억제함으로써 오스테나이트 조직을 미세화한다. 이러한 효과를 보증하기 위해, 적어도 0.15％의 Mo이 첨가될 것이 요구된다.
그러나, Mo의 과도한 첨가는 HAZ의 인성 그리고 현장 용접성을 악화시키고 B의 경화능 향상 효과를 손상시키므로, 첨가량의 상한은 0.60％로 설정된다.
Mo과 Nb의 조합 첨가는 제어 압연에서 오스테나이트의 재결정화를 억제함으로써 변성 상부 베이나이트 조직을 미세화 및 안정화할 뿐만 아니라 석출 경화 그리고 경화능의 향상에 기여함으로써 강을 강화하기도 한다.
B와 Nb의 조합 첨가는 경화능 증가 효과를 상승적으로 향상시킨다. 0.01％ 이상의 Nb의 첨가량은 열영향부의 과도한 연화를 방지한다. 그러나, Nb의 과도한 첨가는 HAZ의 인성 그리고 현장 용접성에 악영향을 주므로, 첨가량의 상한은 0.10％로 설정된다.
Ti은 B의 경화능 향상 효과에 불리한 N의 고용체를 고정한다. Al-함량이 0.005％ 이하 정도로 낮을 때, 특히 Ti 형태의 산화물이 입내 페라이트 생성핵으로서 역할하고 HAZ의 조직을 미세화한다. 이들 효과를 보증하기 위해, Ti 첨가량은 0.005％ 이상이어야 한다.
TiN의 미세한 석출은 슬래브 재가열 중 그리고 HAZ 내에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 미세 조직을 미세화하고, 그에 의해 기부 금속 및 HAZ의 저온 인성을 향상시킨다. 이러한 효과를 보증하기 위해, 3.4N(질량％)을 초과하는 Ti의 양을 첨가하는 것이 바람직하다.
그러나, 과도한 Ti 첨가는 TiC의 석출 경화 그리고 TiN의 조대화에 의해 저온 인성을 악화시키므로, 상한은 0.030％로 설정된다.
또한, 대개 탈산제로서 강 내에 함유되는 Al이 미세 조직 미세화 효과를 갖는다. 그러나, Al 첨가량이 0.10％를 초과하면 Al계 비금속 개재물이 증가하고 강의 청정도를 손상시키므로, 상한은 0.10％로 설정된다.
Al 첨가량의 바람직한 상한은 0.06％이다. 충분한 탈산이 Ti 및 Si를 첨가함으로써 수행되면, Al을 첨가할 필요가 없다.
Ni을 첨가하는 목적은 그 현장 용접성을 악화시키지 않으면서 본 발명에 따른 저탄소강의 저온 인성, 강도 및 다른 성질을 향상시키기 위한 것이다.
Ni의 첨가는 압연 조직 특히 연속 주조 슬래브의 중심 편석 영역 내에 저온 인성에 불리한 경화 조직을 형성할 가능성이 Mn, Cr 및 Mo의 첨가보다 낮다. 0.1％ 이상의 Ni의 첨가가 HAZ의 인성을 향상시키는 데 효과적인 것으로 밝혀졌다.
HAZ 인성의 향상을 위해 특히 효과적인 Ni 첨가량은 0.3％ 이상이다. 그러나, Ni의 과도한 첨가는 비용 효율성을 손상시킬 뿐만 아니라 HAZ 인성 및 현장 용접성을 악화시키기도 하므로, 상한은 1.5％로 설정된다.
또한, Ni 첨가는 연속 주조 및 열간 압연 중 구리-균열의 방지를 위해 효과적이다. Ni 첨가량은 Cu의 1/3 이상인 것이 바람직하다.
B, N, V, Cu, Cr, Ca, 희토류 금속(REM: rare-earth metal) 및 Mg 중 1개 이상을 첨가하는 목적이 후술될 것이다. 기본 성분에 추가하여 전술된 원소 중 1개 이상을 첨가하는 주 목적은 본 발명에 따른 강의 우수한 특성을 손상시키지 않으면서 강도 및 인성을 추가로 향상시키고 제조 가능한 크기의 범위를 확장시키기 위한 것이다.
B는 그 소량의 첨가가 강의 경화능을 극적으로 향상시키기 때문에 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 미세 조직을 얻는 데 매우 효과적인 원소이다.
나아가, B는 Nb과 함께 존재할 때 Mo의 경화능 향상 효과를 높이고 경화능을 상승적으로 증가시킨다. 그러나, B의 과도한 첨가는 저온 인성을 악화시킬 뿐만 아니라 B의 경화능 향상 효과를 파괴시키기도 하므로, 첨가량의 상한은 0.0025％로 설정된다.
N는 슬래브 재가열 중 그리고 TiN을 형성함으로써 HAZ 내에 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 기부 금속 및 HAZ의 저온 인성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해, N를 0.001％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.
그러나, 과도한 N는 슬래브 표면 결함으로 생성시킴으로써 그리고 용해성-N를 형성하여 HAZ의 인성을 악화시킴으로써 B 첨가의 경화능 향상 효과를 손상시키므로, N 첨가량의 상한은 0.006％로 설정하는 것이 바람직하다.
V은 Nb과 실질적으로 유사하지만 그만큼 강력하지는 않은 효과를 갖는다. 여전히, 초고강도 강으로의 V의 첨가는 효과적이며 Nb 및 V의 조합 첨가는 본 발명에 따른 강철의 우수한 특성을 추가로 향상시킨다. 수용 가능한 상한은 HAZ의 인성 그리고 현장 용접성의 관점으로부터 0.10％이지만, 특히 바람직한 범위는 0.03과 0.08％ 사이에 있다.
Cu 및 Cr은 기부 금속 및 HAZ의 강도를 증가시키지만 과도하게 첨가될 때 HAZ 인성 그리고 현장 용접성을 상당히 악화시킨다. 그러므로, Cu 및 Cr 첨가량의 상한을 각각 1.0％로 설정하는 것이 바람직하다.
Ca 및 REM은 황화물 특히 MnS의 형상을 제어함으로써 저온 인성을 향상시킨다. 그러나, 0.01％를 초과하는 Ca 또는 0.02％를 초과하는 REM의 첨가는 큰 클러스터 및 개재물을 형성하는 대량의 CaO-CaS 또는 REM-CaS를 생성시키며 이것은 강의 청정도를 파괴시킬 뿐만 아니라 현장 용접성에 대해 악영향을 주기도 한다.
그러므로, Ca 첨가량의 상한은 0.01％ 또는 바람직하게는 0.06％로 설정되며 REM의 상한은 0.02％로 설정된다.
또한, S 및 O 함량을 각각 0.001％ 및 0.002％ 미만으로 유지하고 ESSP = (Ca)[1 - 124(O)]/1.25S의 수치를 0.5 ≤ ESSP ≤ 10.0의 범위 내로 유지하는 것이 초고강도 라인파이프를 위해 특히 효과적이다.
Mg은 미세 분산 산화물을 형성하고 HAZ 내에서의 결정 조대화를 억제함으로써 저온 인성을 향상시킨다. 0.006％를 초과하는 Mg의 첨가는 조대한 산화물을 형성하고 인성을 악화시킨다.
개별 원소의 첨가에 대한 위의 제한에 추가하여, 경화능의 지표인 P 수치를 2.5 ≤ P ≤ 4.0으로 유지하는 것이 필요하다. 이것은 본 발명에 따른 초고강도 강판 및 라인파이프에 의해 목표로 정해진 강도와 저온 인성 사이의 균형을 확보하는 데 필요하다.
P 수치의 하한이 2.5로 설정되는 이유는 라인파이프의 원주 방향 인장 강도를 900 ㎫ 이상으로 유지함으로써 우수한 저온 인성을 얻기 위한 것이다. P 수치의 상한이 4.0으로 설정되는 이유는 우수한 HAZ 인성 및 현장 용접성을 유지하기 위한 것이다.
P 수치는 개별 원소의 첨가량(질량％ 단위)을 포함하는 다음의 방정식으로부터 유도될 수 있다:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + (1 + β)Mo - 1 + β
여기에서 B ≥ 3 ppm일 때 β = 1이며 B < 3 ppm일 때 β = 0이다.
3 ppm 미만의 B가 첨가되면, P 수치가 다음의 방정식으로부터 유도된다:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1
3 ppm 이상의 B가 첨가되면, P 수치가 다음의 방정식으로부터 유도된다:
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo
미세한 변성 상부 베이나이트로 주로 구성되는 미세 조직을 갖는 강판을 제조하기 위해, 강의 조성뿐만 아니라 제조 조건도 적절한 범위 내에서 유지하는 것이 필요하다.
우선, 연속 주조 슬래브는 재결정화 온도 영역 내에서 열간-가공되며 재결정화된 결정립은 미재결정화 영역 내에서 압연을 수행함으로써 두께 방향으로 평탄화된 오스테나이트 결정으로 변태된다. 미재결정화 영역 내에서의 압연은 재결정화 온도보다 낮고 미재결정화 온도 영역 내에 있는 냉각될 때 페라이트 변태가 시작되는 온도보다 높은 미재결정화 및 오스테나이트 온도 범위 내에서 열간-압연이 수행된다.
다음에, 얻어진 강판은 조대한 입자상 베이나이트가 형성되는 속도보다 높고 하부 베이나이트 및 마텐자이트가 형성되는 속도보다 낮은 적절한 냉각 속도로 오스테나이트 영역으로부터 냉각된다.
연속 주조 또는 1차 압연에 의해 제조된 슬래브는 1000 ℃와 1250 ℃ 사이까지 가열된다. 온도가 1000 ℃ 미만이면, 첨가된 원소가 충분한 고용체를 형성하지 않으며 주조된 조직이 충분히 미세화되지 않는다. 온도가 1250 ℃를 초과하면, 결정립이 조대화된다.
가열된 슬래브에는 가열 온도 이하이고 900 ℃를 초과하는 재결정화 온도에서 거친 압연이 적용된다. 이러한 거친 압연의 목적은 미재결정화 영역 내에서의 후속 압연 전에 결정립을 가능하면 미세하게 하는 것이다.
거친 압연에 후속하여, 75％ 이상의 누적 압연 감소율로의 미재결정화 영역 내에서의 압연이 900 ℃ 이하의 미재결정화 온도 영역 그리고 700 ℃ 이상의 오스테나이트 영역 내에서 수행된다. 본 발명에 따른 강은 많은 Nb 및 다른 합금 원소를 함유하므로, 900 ℃ 이하의 온도는 재결정화 영역 내에 있다. 미재결정화 영역 내에서의 압연은 오스테나이트 영역 내에서 700 ℃ 이상에서 종료되어야 한다.
강판의 폭 방향 인장 강도 TS-Tp를 길이 방향 인장 강도 TS-Lp보다 크게 하여 궁극적으로 라인파이프의 원주 방향 인장 강도 TS-C를 그 길이 방향 인장 강도 TS-L보다 크게 하기 위해, 압연 방향으로의 결정립의 신장 백분율을 증가시키는 것이 필요하다.
강판의 TS-Lp를 TS-Tp의 0.95배 이하로 하고 라인파이프의 TS-L을 TS-C의 0.95배 이하로 하기 위해, 누적 압연 감소율을 80％를 초과하게 하는 것이 바람직하다.
그 다음에, 강판은 그 두께의 중심에서 1 내지 10 ℃/초의 냉각 속도로 700 ℃ 이상에서의 오스테나이트 영역으로부터 500 ℃ 이하까지 냉각된다.
강판의 두께의 중심에서의 냉각 속도가 10 ℃/초를 초과하면, 강판의 표면 영역이 하부 베이나이트로 된다. 냉각 속도가 20 ℃/초 이상으로 되면, 그 전체의 단면이 하부 베이나이트로 된다.
냉각 속도가 1 ℃/초 미만이면, 강판이 입자상 베이나이트로 되고 인성을 상실한다. 냉각 속도가 과도하게 빠르거나 과도하게 느리면, 강판의 TS-Lp가 TS-Tp의 0.95배 미만으로 되지 않으며 라인파이프의 TS-L이 TS-C의 0.95배 미만으로 되지 않는다.
강판의 TS-Lp와 TS-Tp 사이의 차이 그리고 라인파이프의 TS-L과 TS-C 사이의 차이의 원인은 주로 미재결정화 영역 내에서의 압연에 있는 것으로 생각된다. 그러므로, 강판의 TS-Lp를 TS-Tp의 0.90배 미만으로 하고 라인파이프의 TS-L을 TS-C의 0.90배 미만으로 하는 것은 어렵다.
나아가, 냉각 속도가 제어되는 온도 범위의 하한을 오스테나이트로부터 변성 상부 베이나이트로의 변태가 종료되는 500 ℃ 이하로 또는 바람직하게는 300 ℃와 450 ℃ 사이로 하는 것이 필요하다.
강관은 파이프의 압연 방향이 길이 방향과 일치하도록 전술된 바와 같이 얻어진 강판을 파이프 형태로 성형한 다음에 그 모서리들을 용접함으로써 제조된다.
본 발명에 따른 라인파이프는 직경이 대체로 450 내지 1500 ㎜이고 벽 두께 가 10 내지 40 ㎜이다. 전술된 크기 범위 내에서 강관을 효율적으로 제조하는 확립된 방법은 강판이 우선 U자-형상 그리고 그 다음에 O자-형상으로 성형되는 UO 공정, 모서리들을 가용접하는 단계, 내부측 및 외부측의 양쪽 모두로부터 이들을 서브머지드 아크 용접하는 단계 그리고 그 다음에 진원도를 증가시키는 팽창을 포함한다.
팽창에 의해 진원도를 증가시키기 위해, 라인파이프는 소성 영역 내로 변형되어야 한다. 본 발명에 따른 고강도 라인파이프의 경우에, 팽창률은 바람직하게는 대략 0.7％ 이상이다.
팽창률 = (팽창 후의 원주 길이 - 팽창 전의 원주 길이)/(팽창 전의 원주 길이)로서 정의된다.
팽창률이 2％를 초과하면, 기부 금속의 인성 그리고 용접성이 소성 변형의 결과로서 크게 악화된다. 그러므로, 팽창률은 0.7％와 2.0％ 사이에서 유지하는 것이 바람직하다.
[예]
강판은 300 톤의 기본 산소로를 사용하고 강을 슬래브로 연속 주조하고 1100 ℃까지 슬래브를 재가열하고 재결정화 영역 내에서 압연을 수행하고 900 ℃와 750 ℃ 사이에서 80％의 누적 압연 감소율로 제어-압연을 적용하여 18 ㎜까지 두께를 감소시키고 냉각이 300 ℃와 500 ℃ 사이에서 종료되도록 판의 두께의 중심에서 1 내지 10 ℃/초의 속도로 수냉을 적용함으로써 표1에 도시된 화학 조성을 갖는 강을 준비함으로써 제조된다.
강판은 UO 공정에서 파이프 형태로 성형되며 모서리는 가용접되고 그 다음에 서브머지드 아크 용접된다. 용접된 파이프는 965 ㎜의 외경을 갖는 파이프로 1％만큼 팽창된다. 서브머지드 아크 용접은 3개의 전극으로, 1.5 m/분의 속도로 그리고 2.8 kJ/㎜의 열 입력으로 내부측 및 외부측의 양쪽 모두로부터 각각 1회의 통과로 가해진다.
시험 시편은 이처럼 제조된 강판 및 강관으로부터 취해지고 인장 및 샤르피 충격 시험이 적용된다. 인장 시험은 API 5L에 따라 수행된다. 최대-두께의 시편은 강판의 길이 및 폭 그리고 강관의 길이에 평행하게 취해지고 인장 시험이 적용된다.
원주 방향으로의 인장 시험에 대해, 최대-두께 원호형 스트립이 취해지고 프레스-가공에 의해 평탄화되고 최대-두께 스트립 시편으로 제작된다. 시편에는 항복 강도가 0.2％ 오프셋 항복 강도의 관점에서 결정되는 인장 시험이 적용된다.
샤르피 충격 시험은 그 길이가 강판의 폭 그리고 강관의 원주 길이와 일치하는 최대-크기 2 ㎜ V-노치 시험 시편을 사용함으로써 -30 ℃에서 수행된다. 샤르피 충격 수치가 -30 ℃에서 200J 이상이면, 200J 이상의 샤르피 충격 수치가 -20 ℃에서 얻어질 수 있다.
표2는 제조 조건 그리고 강판의 성질을 도시하고 있으며 표3은 강관의 성질을 도시하고 있다.
이 제조 조건 하에서의 화학 조성의 강 A 내지 강 E를 사용함으로써 제조되고 양쪽 모두가 본 발명에 의해 특정된 범위 내에 있는 예 1 내지 예 8의 강판 및 강관은 타겟 범위 내의 강도 그리고 높은 저온 인성을 갖는다.
비교를 위해 시험되는 예 9의 강판 및 강관은 그 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있지만 냉각 속도가 본 발명의 범위보다 빠른 강 D로 제조되지만, Hv-ave/Hv-M 및 Hv-ave/Hv-M*는 본 발명의 범위의 외측에 있다. 비교를 위해 시험되는 예 10의 강판 및 강관은 그 화학 조성이 본 발명의 범위 내에 있지만 냉각 속도가 본 발명의 범위보다 느린 강 C로 제조되지만, TS-Tp 및 TS-C는 본 발명의 범위의 외측에 있다.
비교를 위해 시험되고 높은 탄소 함량을 갖고 니켈 첨가가 없는 강 G로 제조되는 예 11은 낮은 저온 인성을 갖는다.
Figure 112008060441322-PAT00001
Figure 112008060441322-PAT00002
Figure 112008060441322-PAT00003
본 발명은 현장 용접부에서 우수한 저온 인성을 제공하고 지면이 계절에 따 라 이동하는 불연속 툰드라 및 다른 지역에서 파이프라인을 위해 적용 가능한 우수한 길이 방향 저항을 제공하는 초고강도 라인파이프를 제공한다. 그러므로, 본 발명은 상당히 현저한 산업상 기여도를 갖는다.
도1은 변성 상부 베이나이트 조직을 도시하고 있다.
도2는 혼합된 마텐자이트/베이나이트(하부 베이나이트) 조직을 도시하고 있다.
도3은 하부 베이나이트, 변성 상부 베이나이트 및 입자상 베이나이트 조직을 개략적으로 도시하고 있으며, (a)는 하부 베이나이트를 도시하고 있으며, (b)는 변성 상부 베이나이트를 도시하고 있으며, (c)는 입자상 베이나이트를 도시하고 있다.

Claims (22)

  1. 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판이며,
    C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.10 질량％ 이하를 포함하고,
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    B: 3 ppm 미만
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
    상기 강판의 미세 조직 내에서 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
    두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-avep와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M 사이의 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)은 0.8과 0.9 사이에 있으며, 폭 방향 인장 강도 TS-Tp는 880 ㎫과 1080 ㎫ 사이에 있으며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1,
    Hv-M = 270 + 1300C,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
  2. 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판이며,
    C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.10 질량％ 이하
    B: 3 ppm 내지 0.0025 질량％를 포함하고,
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    N: 0.001 내지 0.006 질량％
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
    상기 강판의 미세 조직 내에서 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
    두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-avep와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M 사이의 비율 (Hv-avep)/(Hv-M)은 0.8과 0.9 사이에 있으며, 폭 방향 인장 강도 TS-Tp는 880 ㎫과 1080 ㎫ 사이에 있으며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo,
    Hv-M = 270 + 1300C,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
  3. 제1항에 있어서, N: 0.001 내지 0.006 질량％를 함유하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
  4. 제3항에 있어서, 관계 Ti - 3.4 N > 0이 충족되는(원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타냄) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, -20 ℃에서의 V-노치 샤르피 수치는 200J 이상인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 길이 방향 인장 강도 TS - Lp는 폭 방향 인장 강도 TS - Tp의 0.95배 이하인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판.
  7. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 압연 방향으로의 0.2％ 오프셋 항복 강도 YS - Lp 대 압연 방향으로의 인장 강도 TS - Lp의 비율인 압연 방향으로의 항복비 (YS - Lp)/(TS - Lp)는 0.8 이하인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라 인파이프용 강판.
  8. 심-용접 강판에 의해 준비되는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프이며,
    C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.06 질량％ 이하를 포함하고,
    B: 0.0025 질량％ 이하
    N: 0.001 내지 0.006 질량％
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
    상기 라인파이프의 미세 조직 내에서, 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
    기부 금속의 두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-ave와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M 사이의 비율 (Hv-ave)/(Hv-M)은 0.8과 0.9 사이에 있으며 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + (1 + β)Mo - 1 + β,
    여기에서 B ≥ 3 ppm일 때 β =1 이고 B < 3 ppm일 때 β = 0이며,
    Hv-M = 270 + 1300C,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  9. 심-용접 강판에 의해 준비되는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프이며,
    C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.10 질량％ 이하를 포함하고,
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    B: 3 ppm 미만
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
    상기 라인파이프의 미세 조직 내에서, 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
    기부 금속의 두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-ave와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M* 사이의 비율 (Hv-ave)/(Hv-M*)은 0.75와 0.9 사이에 있으며 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1,
    Hv-M* = 290 + 1300C,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  10. 심-용접 강판에 의해 준비되는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프이며,
    C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.10 질량％ 이하
    B: 3 ppm 내지 0.0025 질량％를 포함하며,
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    N: 0.001 내지 0.006 질량％
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하며,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 가지며,
    상기 라인파이프의 미세 조직 내에서, 변성 상부 베이나이트가 70％이상 포함되고,
    기부 금속의 두께 방향으로의 평균 비커스 경도 Hv-ave와 탄소 함량에 의해 결정되는 마텐자이트 경도 Hv-M* 사이의 비율 (Hv-ave)/(Hv-M*)은 0.75와 0.9 사이에 있으며 원주 방향 인장 강도 TS-C는 900 ㎫과 1100 ㎫ 사이에 있으며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo,
    Hv-M* = 290 + 1300C,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  11. 제9항에 있어서, N: 0.001 내지 0.006 질량％를 함유하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  12. 제11항에 있어서, 관계 Ti - 3.4 N > 0이 충족되는(원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타냄) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  13. 제8항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, -20 ℃에서의 V-노치 샤르피 수치는 200J 이상인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  14. 제8항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 라인파이프의 길이 방향으로의 인장 강도는 그 원주 방향으로의 인장 강도의 0.95배 이하인 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프.
  15. C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.10 질량％ 이하를 포함하고,
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    B: 3 ppm 미만
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하고,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 갖는 슬래브를 1000과 1250 ℃ 사이로 가열하는 단계와,
    재결정화 영역 내에서 거친 압연을 수행하는 단계와,
    75％ 이상의 누적 압연 감소율로 900 ℃ 이하에서 미재결정화 오스테나이트 영역 내에서 압연을 수행하는 단계와,
    판 두께의 중심이 1 내지 10 ℃/초의 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각되도록 오스테나이트 영역으로부터 가속 냉각을 적용함으로써, 변성 상부 베이나이트를 70% 이상 포함하는 미세 조직을 형성하는 단계를 포함하며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo - 1,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
  16. C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.10 질량％ 이하
    B: 3 ppm 내지 0.0025 질량％를 포함하며,
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    N: 0.001 내지 0.006 질량％
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하며,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 갖는 슬래브를 1000과 1250 ℃ 사이로 가열하는 단계와,
    재결정화 영역 내에서 거친 압연을 수행하는 단계와,
    75％ 이상의 누적 압연 감소율로 900 ℃ 이하에서 미재결정화 오스테나이트 영역 내에서 압연을 수행하는 단계와,
    판 두께의 중심이 1 내지 10 ℃/초의 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각되도록 오스테나이트 영역으로부터 가속 냉각을 적용함으로써, 변성 상부 베이나이트를 70% 이상 포함하는 미세 조직을 형성하는 단계를 포함하며,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
  17. 제15항에 있어서, 슬래브는 N: 0.001 내지 0.006 질량％를 추가로 함유하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
  18. 제17항에 있어서, 관계 Ti - 3.4 N > 0이 충족되는(원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타냄) 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프용 강판을 제조하는 방법.
  19. 강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 제15항 내지 제18항 중 어느 한 항에 기재된 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 강판을 제조하는 방법에 의해 제조된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
    그 모서리들을 함께 심-용접함으로써 파이프를 형성하는 단계를 포함하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
  20. 강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 UO 공정에 의해 제15항 내지 제18항 중 어느 한 항에 기재된 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 강판을 제조하는 방법에 의해 제조된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
    내부측 및 외부측의 양쪽 모두로부터 서브머지드 아크 용접을 적용하여 그 모서리들을 함께 접합함으로써 파이프를 형성하는 단계와,
    용접된 파이프를 팽창시키는 단계를 포함하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
  21. C: 0.03 내지 0.07 질량％
    Si: 0.6 질량％ 이하
    Mn: 1.5 내지 2.5 질량％
    P: 0.015 질량％ 이하
    S: 0.003 질량％ 이하
    Ni: 0.1 내지 1.5 질량％
    Mo: 0.15 내지 0.60 질량％
    Nb: 0.01 내지 0.10 질량％
    Ti: 0.005 내지 0.030 질량％
    Al: 0.06 질량％ 이하를 포함하며,
    B: 0.0025 질량％ 이하
    N: 0.001 내지 0.006 질량％
    V: 0.10 질량％ 이하
    Cu: 1.0 질량％ 이하
    Cr: 1.0 질량％ 이하
    Ca: 0.01 질량％ 이하
    REM: 0.02 질량％ 이하
    Mg: 0.006 질량％ 이하 중 1개 이상을 포함하며,
    잔부가 철 및 불가피한 불순물로 구성되고, 2.5와 4.0 사이에 있는 아래에서 한정되는 수치 P를 갖는 슬래브를 1000과 1250 ℃ 사이로 가열하는 단계와,
    재결정화 영역 내에서 거친 압연을 수행하는 단계와,
    75％ 이상의 누적 압연 감소율로 900 ℃ 이하에서 미재결정화 오스테나이트 영역 내에서 압연을 수행하는 단계와,
    판 두께의 중심이 1 내지 10 ℃/초의 속도로 500 ℃ 이하까지 냉각되도록 오스테나이트 영역으로부터 가속 냉각을 적용함으로써, 변성 상부 베이나이트를 70% 이상 포함하는 미세 조직을 형성하는 단계와,
    강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 이처럼 제조된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
    그 모서리들을 함께 용접함으로써 파이프를 형성하는 단계를 포함하고,
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + (1 + β)Mo - 1 + β,
    여기에서 B ≥ 3 ppm일 때 β =1 이고 B < 3 ppm일 때 β = 0이며,
    원소의 심볼은 개별 원소의 질량％를 나타내는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
  22. 제21항에 있어서, 강판의 압연 방향이 제조될 파이프의 길이 방향과 일치하도록 UO 공정에 의해 가속 냉각이 적용된 강판을 파이프 형태로 성형하는 단계와,
    내부측 및 외부측의 양쪽 모두로부터 서브머지드 아크 용접을 적용하여 함께 그 모서리들을 접합하는 단계와,
    용접된 파이프를 팽창시키는 단계를 추가로 포함하는 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프를 제조하는 방법.
KR1020087020802A 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법 KR20080082015A (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2003-00423329 2003-12-19
JP2003423329 2003-12-19

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020067014384A Division KR20060114364A (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020097016371A Division KR101062087B1 (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20080082015A true KR20080082015A (ko) 2008-09-10

Family

ID=34708757

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020087020802A KR20080082015A (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법
KR1020067014384A KR20060114364A (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법
KR1020097016371A KR101062087B1 (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법

Family Applications After (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020067014384A KR20060114364A (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법
KR1020097016371A KR101062087B1 (ko) 2003-12-19 2004-12-17 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법

Country Status (8)

Country Link
US (1) US7736447B2 (ko)
EP (1) EP1697553B1 (ko)
JP (1) JP4671959B2 (ko)
KR (3) KR20080082015A (ko)
CN (1) CN1894434B (ko)
CA (1) CA2550490C (ko)
RU (1) RU2331698C2 (ko)
WO (1) WO2005061749A2 (ko)

Families Citing this family (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101105113B1 (ko) * 2004-12-27 2012-01-16 주식회사 포스코 저온인성 및 내식성이 우수한 저항복비 라인파이프용열연강판의 제조방법
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP5442456B2 (ja) 2007-02-27 2014-03-12 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 軸方向の大きい塑性歪みに適応する炭素鋼構造およびパイプライン中の耐食合金溶接部
JP5202862B2 (ja) * 2007-03-28 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 耐低温割れ性に優れた溶接金属を有する高強度溶接鋼管およびその製造方法
JP5217773B2 (ja) * 2007-09-19 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた引張強度が５７０ＭＰａ以上７６０ＭＰａ以下の低温用高強度溶接鋼管およびその製造方法
JP4819185B2 (ja) * 2008-11-06 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
BRPI0921647B1 (pt) * 2008-11-06 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para produção de chapa de aço e tubo de aço para oleoduto
CN102203303B (zh) * 2008-11-07 2013-06-12 新日铁住金株式会社 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
JP5423323B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5423324B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
US8641836B2 (en) * 2009-10-28 2014-02-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate for line pipe excellent in strength and ductility and method of production of same
CN101906557A (zh) * 2010-09-15 2010-12-08 江苏天业合金材料有限公司 一种超低温焊接合金钢及其生产方法
BR112013010765B1 (pt) * 2010-11-05 2018-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation placa de aço de alta resistência e método de produção da mesma
RU2456368C1 (ru) * 2011-02-08 2012-07-20 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли (Минпромторг России) Высокопрочная стойкая при динамическом воздействии сталь и способ производства листов из нее
CN103069020B (zh) 2011-04-19 2017-03-15 新日铁住金株式会社 油井用电焊钢管以及油井用电焊钢管的制造方法
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости
CN102380694B (zh) * 2011-09-15 2013-07-24 南京钢铁股份有限公司 一种高强管线钢埋弧焊纵焊缝的焊接工艺
JP5924058B2 (ja) 2011-10-03 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
RU2479638C1 (ru) * 2012-02-17 2013-04-20 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к60
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP5516784B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
RU2605396C2 (ru) * 2012-04-09 2016-12-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочные стальные трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, сваренные электрической контакной сваркой, стальная полоса для труб, сваренных электрической контакной сваркой, и способы их изготовления
RU2600460C2 (ru) * 2012-06-28 2016-10-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Труба из высокоуглеродистой стали с превосходными обрабатываемостью в холодном состоянии, технологичностью и прокаливаемостью и способ ее изготовления
JP5516659B2 (ja) * 2012-06-28 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 中温域の長期耐軟化性に優れた高強度電縫鋼管及びその製造方法
WO2014027682A1 (ja) * 2012-08-15 2014-02-20 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用鋼板、その製造方法、及び熱間プレス鋼板部材
CN102899562B (zh) * 2012-10-29 2014-08-27 首钢总公司 一种复相型低碳贝氏体高强度中厚钢板及其生产方法
KR101424889B1 (ko) * 2012-11-29 2014-08-04 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
US20140261919A1 (en) * 2013-03-14 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
KR101613669B1 (ko) * 2013-10-07 2016-04-19 동국제강주식회사 라인파이프용 강판의 제조방법
RU2558029C1 (ru) * 2014-07-09 2015-07-27 Юлия Алексеевна Щепочкина Керамическая масса
US20180030557A1 (en) * 2015-03-06 2018-02-01 Jfe Steel Corporation High-strength electric resistance welded steel pipe and method for producing the same
RU2612109C2 (ru) * 2015-04-27 2017-03-02 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Стальной лист и его применение для трубы магистрального трубопровода
JP6558252B2 (ja) * 2016-01-15 2019-08-14 日本製鉄株式会社 油井用高強度電縫鋼管
WO2017221690A1 (ja) * 2016-06-22 2017-12-28 Ｊｆｅスチール株式会社 厚肉高強度ラインパイプ用熱延鋼板、ならびに、厚肉高強度ラインパイプ用溶接鋼管およびその製造方法
CN106011361B (zh) * 2016-07-08 2018-07-31 华北理工大学 提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法
CN106521330B (zh) * 2016-10-12 2018-02-06 河钢股份有限公司邯郸分公司 一种低屈强比q550d低合金高强结构钢及其生产方法
RU2632496C1 (ru) * 2016-11-28 2017-10-05 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" Способ электродуговой многоэлектродной сварки под слоем флюса продольных стыков толстостенных труб большого диаметра
RU2640685C1 (ru) * 2017-02-13 2018-01-11 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Способ изготовления стального листа для труб с повышенной деформационной способностью
RU2656189C1 (ru) * 2017-02-13 2018-05-31 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Труба с повышенной деформационной способностью и высокой вязкостью сварного соединения и способ ее изготовления
KR102031451B1 (ko) * 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
US11401568B2 (en) 2018-01-30 2022-08-02 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, and method for producing line pipe
CN109609943A (zh) * 2018-11-21 2019-04-12 天津市朋展钢管有限公司 一种埋弧焊钢管的加工方法
CN111020408A (zh) * 2019-12-31 2020-04-17 包头钢铁（集团）有限责任公司 厚规格耐低温韧性天然气输送管热轧钢带及其制备方法
KR102393785B1 (ko) * 2020-09-16 2022-05-03 현대제철 주식회사 마르텐사이트 강재의 경도 예측 방법 및 시스템
CN112981248A (zh) * 2021-02-05 2021-06-18 江苏联峰能源装备有限公司 一种用于制造x80大无缝钢管的连铸大圆坯及其生产方法
CN115369327B (zh) * 2022-09-15 2023-11-28 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土微合金化低温用结构管及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS601929B2 (ja) * 1980-10-30 1985-01-18 新日本製鐵株式会社 強靭鋼の製造法
JPH0794687B2 (ja) 1989-03-29 1995-10-11 新日本製鐵株式会社 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたｈｔ８０鋼の製造方法
US5634988A (en) * 1993-03-25 1997-06-03 Nippon Steel Corporation High tensile steel having excellent fatigue strength at its weld and weldability and process for producing the same
KR100206151B1 (ko) 1995-01-26 1999-07-01 다나카 미노루 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강
US5755895A (en) * 1995-02-03 1998-05-26 Nippon Steel Corporation High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness
JP3526722B2 (ja) * 1997-05-06 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた超高強度鋼管
JP3526723B2 (ja) 1997-05-06 2004-05-17 新日本製鐵株式会社 耐低温割れ性に優れた超高強度鋼管
BR9811051A (pt) 1997-07-28 2000-08-15 Exxonmobil Upstream Res Co Placa de aço, e, processo para preparar a mesma
JPH11172330A (ja) 1997-12-12 1999-06-29 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた高強度鋼板の製造法
JP3466450B2 (ja) 1997-12-12 2003-11-10 新日本製鐵株式会社 高強度高靭性ベンド管およびその製造法
TW454040B (en) 1997-12-19 2001-09-11 Exxon Production Research Co Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP3519966B2 (ja) 1999-01-07 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
JP4210010B2 (ja) * 1999-10-21 2009-01-14 新日本製鐵株式会社 高靱性高張力鋼の製造方法
JP3785376B2 (ja) * 2002-03-29 2006-06-14 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性及び変形能に優れた鋼管及び鋼管用鋼板の製造法
WO2003099482A1 (fr) 2002-05-24 2003-12-04 Nippon Steel Corporation Tuyau en acier uoe presentant une excellente resistance aux impacts, et procede de fabrication du tuyau en acier uoe
JP3968011B2 (ja) 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101062087B1 (ko) 2011-09-02
JP2007519819A (ja) 2007-07-19
CN1894434B (zh) 2010-06-02
CA2550490A1 (en) 2005-07-07
JP4671959B2 (ja) 2011-04-20
CA2550490C (en) 2011-01-25
US20070125462A1 (en) 2007-06-07
WO2005061749A2 (en) 2005-07-07
RU2006126090A (ru) 2008-01-27
EP1697553A2 (en) 2006-09-06
CN1894434A (zh) 2007-01-10
US7736447B2 (en) 2010-06-15
KR20060114364A (ko) 2006-11-06
KR20090092349A (ko) 2009-08-31
WO2005061749A3 (en) 2006-08-10
EP1697553B1 (en) 2018-10-24
RU2331698C2 (ru) 2008-08-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101062087B1 (ko) 초고강도 라인파이프용 강판 및 우수한 저온 인성을 갖는 초고강도 라인파이프, 및 그 제조 방법
JP4969915B2 (ja) 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
US6532995B1 (en) Super-high-strength line pipe excellent in low temperature toughness and production method thereof
KR101410588B1 (ko) 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관 및 저온 인성이 우수한 후육 용접 강관의 제조 방법, 후육 용접 강관 제조용 강판
JP4853575B2 (ja) 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP5217556B2 (ja) 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
WO2011065578A1 (ja) 高い圧縮強度および高い靭性に優れたラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP2004052104A (ja) 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
JPWO2005080621A1 (ja) バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管およびその製造方法
WO2011030768A1 (ja) 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP4072009B2 (ja) 圧潰強度の高いｕｏｅ鋼管の製造方法
JP5055736B2 (ja) 溶接熱影響部靭性に優れた高強度蒸気配管用鋼板の製造方法
JP2006233263A (ja) 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法
JP4171267B2 (ja) 溶接部靱性に優れた高強度溶接鋼管およびその製造方法
JP4523908B2 (ja) 低温靱性に優れた引張強さ９００ＭＰａ級以上の高強度ラインパイプ用鋼板およびそれを用いたラインパイプならびにそれらの製造方法
JP3258207B2 (ja) 低温靭性の優れた超高張力鋼
JP2005015823A (ja) 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管及びその製造方法
JP3244986B2 (ja) 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
JP3244981B2 (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼
JP2002285283A (ja) 高速延性破壊特性に優れた超高強度鋼管
JP6819835B1 (ja) ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法
JP2009084599A (ja) 変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
JPH09316534A (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法
JPH08209288A (ja) 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼

Legal Events

Date Code Title Description
A107 Divisional application of patent
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E601 Decision to refuse application
A107 Divisional application of patent
J201 Request for trial against refusal decision
WITB Written withdrawal of application
J301 Trial decision

Free format text: TRIAL DECISION FOR APPEAL AGAINST DECISION TO DECLINE REFUSAL REQUESTED 20090805

Effective date: 20090910