KR20110100317A

KR20110100317A - 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20110100317A
Application number: KR1020117018081A
Authority: KR
Inventors: 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 미츠히로 오카츠; 노부오 시카나이
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-02-06
Filing date: 2010-02-05
Publication date: 2011-09-09
Also published as: RU2011136852A; CN102308013A; CN103334053A; CN102308013B; WO2010090349A1; US20120018028A1; RU2493286C2; CA2751705C; US8765269B2; KR101231270B1; JP2010202976A; CA2751705A1; JP4853575B2; EP2395122B1; EP2395122A1; CN103334053B; EP2395122A4

Abstract

내좌굴성능과 용접열 영향부 인성이 우수한 API X100 급 고강도 강관 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, 질량 % 로, C : 0.03 % 초과, 0.08 % 이하, Si : 0.01 ∼ 0.5 %, Mn : 1.5 ∼ 3.0 %, P : 0.015 % 이하, S : 0.005 % 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 %, Nb : 0.005 ∼ 0.025 %, Ti : 0.005 ∼ 0.025 %, N : 0.001 ∼ 0.010 %, O : 0.005 % 이하, B : 0.0003 ∼ 0.0020 %, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V 의 1 종 또는 2 종 이상, 0.19 ≤ P_CM ≤ 0.25, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물, TS 760 ∼ 930 ㎫, 5 % 이상의 균일 연신, YR 85 % 이하의 모재로, 시임 용접 금속의 성분 조성이 특정되고, 용접열 영향부에서 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상인 미크로 조직이, 하부 베이나이트 또는 면적률로 적어도 50 % 이상인 하부 베이나이트와, 상부 베이나이트 및/또는 마텐자이트를 구비한 혼합 조직으로 한다.

Description

내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL TUBE FOR LOW-TEMPERATURE USE WITH SUPERIOR BUCKLING RESISTANCE AND TOUGHNESS IN WELD HEAT-AFFECTED AREAS, AND MANUFACTURING METHOD FOR SAME}

본 발명은 API (American Petroleum Institute) X100 급의 강도를 갖는 고강도 강관 (high strength steel pipe) 에 관한 것으로서, 특히, 판두께가 20 ㎜ ∼ 40 ㎜ 정도로 지반 변동 (ground deformation) 이 격렬한 지진 지대 (seismic region) 나 동토 지대 (permafrost region) 에서 사용하는 천연가스 (natural gas) 및 원유 (crude oil) 의 수송용 강관에 바람직한 내좌굴성능 (buckling resistance) 및 용접열 영향부 (welded heat affected zone) 의 인성 (toughness) 이 우수한 것에 관한 것이다. 또한, 본 발명에 관련된 고강도 강관에는, API X100 급의 규격 모두를 만족하는 것 외에, API X100 급의 인장 강도를 가지면서, 그 밖의 일부 특성을 API 규격 범위 외로 조정한 것도 포함된다.

최근, 천연가스나 원유의 수송용으로서 사용되는 용접 강관은, 고압화에 의한 수송 효율 (transport efficiency) 의 향상이나 박육화에 의한 현지 용접 (on-site welding) 의 시공 능률 향상이 과제로 되어, 매년 고강도화됨과 함께 후육화도 진전되고 있다.

또, 강관이 사용되는 환경이 한랭하고, 또한 지반 변동 지대로 확대되고 있기 때문에, 용접부의 저온 인성 (low-temperature toughness) 이나 내좌굴성능의 향상도 과제로 되고, 이들 과제를 해결하는 후육의 X100 급의 강관 개발이 요망되고 있다.

X100 급의 강관에 사용되는 고강도 강판의 성분 설계에서는, 강도·인성을 확보하는 데 있어서, B 첨가가 유효한 것으로 되어 있지만, 강관의 경우에는 저온 균열 감수성 (cold cracking susceptibility) 등의 용접성도 만족시키는 것이 중요하고, 종래, X100 급의 강관의 성분 설계에서는, 소입열 용접 (low heat input welding) 이 되는 강관끼리를 연결하는 원주 용접부 (circumferential weld zone) 에 있어서의 저온 균열 (cold cracking) 을 방지하기 위하여, 모재 강판에 담금질성 (hardenability) 이 높은 붕소 (B) 를 첨가하지 않는 성분 설계 (chemical composition design) 가 기본으로 되어 있었다 (예를 들어, 비특허 문헌 1, 2).

그러나, 강판의 강도가 높아짐에 따라서, 시임 용접부 (seam weld zone) 의 용접 입열 (welding heat input) 에 따라서는 B 첨가에 의하여 우수한 시임 용접열 영향부의 인성이 얻어지는 것도 보고되고 (예를 들어, 비특허 문헌 3), 특허 문헌 1 에는 강관의 시임 용접부에 있어서 용접 금속 (weld metal) 에 함유되는 B 의 모재로의 확산에 의하여 용융선 (fusion line) 근방의 시임 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 것도 기재되어 있다.

한편, B 첨가계 고강도 강의 용접열 영향부에 있어서는, 용융선에서 약간 떨어진 구 (舊) 오스테나이트 입경 (prior austenite grain size) 이 150 ㎛ 이하로 작은 경우에도 인성에 유해한 섬 형상 마텐자이트 (MA 라고도 함 : Martensite-Austenite Constituent) 를 다량으로 함유하는 상부 베이나이트 조직 (upper bainite structure) 주체가 되어 인성이 저하되는 경우도 있어, 고강도 강에 있어서는 B 첨가가 용접열 영향부의 인성에 미치는 영향이 충분히 파악되어 있다고는 말하기 어렵다.

관두께 20 ㎜ 를 초과하는 후육의 X100 급 강관의 성분 설계에 있어서도, 강도·인성·변형 성능이나 원주 용접성을 확보하면서, 시임 용접부에서 우수한 용접열 영향부의 저온 인성을 확보하기 위하여, 용접열 영향부의 조직에 미치는 B 첨가의 영향이 여러 가지로 검토되고 있다.

특허 문헌 2 ∼ 5 는, 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 모두 모재 성분에 B 를 첨가하는 경우에는, 용접열 영향부의 인성을 고려하여 적정량의 첨가로 하는 것이 기재되어 있다. 또한, 특허 문헌 4, 5 에서는, 모재의 합금량을 적정하게 하는 경우, B 첨가의 유무에 따라서 상이한 파라미터식 (parameter formula) 을 구분하여 사용하는 것이 제안되어 있다.

(특허 문헌 1) 일본 공개특허공보 2006-328523호 (특허 문헌 2) 일본 공개특허공보 2008-56961호 (특허 문헌 3) 일본 공개특허공보 2004-131799호 (특허 문헌 4) 일본 공개특허공보 2003-306749호 (특허 문헌 5) 일본 공개특허공보 2003-293078호

(비특허 문헌 1) NKK 기보 No.138 (1992), pp24-31 (비특허 문헌 2) NKK Technical Review No.66 (1992) (비특허 문헌 3) 용접 학회 잡지 No.50 (1981)

최근, API X100 급의 고강도 용접 강관에는, 내좌굴성능이 요구되는 경우가 있지만, 특허 문헌 2 ∼ 5 에서는 이 점에 대하여 충분한 검토가 이루어지지 않았다. 예를 들어, 특허 문헌 2 에서는, 용접열 영향부의 인성 개선 기술이 개시되어 있으나, 모재의 변형 성능에 대해서는 검토되어 있지 않다.

특허 문헌 3 은, X80 급을 대상으로 한 것으로서, 본 발명과는, 대상으로 하는 강도 레벨이 상이하다. 특허 문헌 4 및 5 에서는, 모재부의 관축 방향 (pipe axis direction) 의 인장 시험 (tensile test) 에 있어서의 균일 연신 (uniform elongation) 을 규정하고 있으나, 후술하는 바와 같이 내좌굴성능을 향상시키기 위해서는 인장 강도에 대한 0.5 % 내력 (proof strength) 의 비율 (항복비 (YR : Yield ratio)) 을 낮게 제어하는 것이 중요한 바, 이것들에 관한 검토가 이루어지지 않았다.

한편, 라인 파이프에 사용되는 UOE 강관이나 ERW 강관과 같은 용접 강관은, 강판을 냉간에 의하여 관 모양으로 성형하고, 맞닿음부를 용접한 후에, 통상적인 방식 등의 관점에서 강관 외면에 코팅 처리가 행해지기 때문에, 제관시의 가공 변형과 코팅 처리시의 가열에 의하여 변형 시효가 발생되어 0.5 % 내력이 상승하고, 코팅 처리 후의 강관에 있어서의 항복비는 강판에 있어서의 항복비보다 커진다는 문제가 있다. 그러나, 특허 문헌 1 ∼ 5 에 기재된 기술에서는, 이 점에 대하여 해결되어 있지 않다. 이 때문에, 코팅 처리 후에도 저항복비를 갖고. 그 결과, 높은 내좌굴성능을 갖는 고강도 용접 강관이 요구되고 있었다.

본 발명은, API X100 급의 후육 강관에 사용되는 모재 강판을 대상으로 용접성 (weldability) 이나 용접열 영향부의 인성에 미치는 B 첨가의 영향을 밝히고, 인장 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하이고, 5 % 이상의 균일 연신을 갖고, 또한 인장 강도에 대한 0.5 % 내력의 비율 (항복비 (YR : Yield ratio)) 이 85 % 이하인 모재 성능을 가지면서, -30 ℃ 에 있어서의 용접 본드부의 샤르피 흡수 에너지 (charpy absorbed energy) 가 100 J 이상인 API X100 급에서 내좌굴 특성, 용접열 영향부의 인성이 우수한, 관두께 20 ㎜ 이상의 저온용 고강도 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 본 발명은, 추가로 코팅 처리 후의 내좌굴성능까지 고려하여, 코팅 처리 후의 강관에 있어서도 상기와 동등한 강도 특성 및 변형 성능을 갖는 고강도 용접 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 관두께 20 ㎜ 이상의 저온용 고강도 강관을 개발하기 위하여, 예의 연구하여 이하의 지견 (知見) 을 얻었다.

1. 강관의 시임 용접부의 용접열 영향부 (HAZ : Heat Affected Zone) 에 있어서 인성이 가장 저하되는 부위 (최취화 조직 LBZ : Local Brittle Zone 이라고 함) 는, 외면측에서는 본드 근방의 HAZ 조립 (이하, CGHAZ (Coarse-grain HAZ) 라고 함) 조직이고, 내면측의 Root 부에서는 내면의 CGHAZ 조직이 2 상역 (Ac₁ ∼ Ac₃ 점) 으로 재가열되는 ICCGHAZ (Inter-critically Coarse-grain HAZ) 조직이며, 모두 HAZ 조립역 (용융선 근방의 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 영역 : Coarse-grain HAZ, CGHAZ) 이 기인 (起因) 이 된다. 또한, Root 부와는 내면 용접 금속과 외면 용접 금속이 크로스되는 회합부 근방을 가리킨다.

2. 모재의 P_CM 값과 용접 후의 냉각에 있어서 γ (austenite) -α (ferrite) 상 변태하는 800 ℃ 로부터 500 ℃ 의 온도역의 냉각 속도 (cooling rate) 를 조정함으로써, 외면측이나 내면측에 관계없이, CGHAZ 의 미크로 조직을, 하부 베이나이트 조직 (lower bainite structure) 혹은, 경질상 (hard phase) 의 MA 를 대량으로 함유하는 상부 베이나이트나, 강도가 높은 마텐자이트 (martensite) 를 일정한 면적 분율 이하로 한 하부 베이나이트 주체의 조직으로 함으로써 인성이 향상된다. 특히, 하부 베이나이트를 적어도 면적 분율 (area fraction) 로 50 % 이상 확보한 조직으로 하면 가장 인성이 향상되고, -30 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 대폭 향상된다.

3. 상기 서술한 미크로 조직 (microstructure) 의 CGHAZ 조직을 얻기 위해서는, 모재에 대한 붕소 (B) 첨가가 가장 유효하고, 용접 입열이 80 kJ/㎝ 이하 (800 - 500 ℃ 의 냉각 속도로 4 ℃/sec 이상에 상당) 인 경우, API X100 급의 모재 강도가 확보되는 P_CM 이 0.19 ∼ 0.25 % 인 성분 조성에 있어서, 바람직한 B 첨가량의 범위는 5 ∼ 15 ppm 이다.

4. 내좌굴성능을 향상시키는 경우, 좌굴 개시시의 굽힘 압축측 (flexural compression side) 의 압축 좌굴 (compressive buckling) 의 한계 변형 (limit strain) 과 굽힘 인장측 (flexural tensile side) 의 파단 (fracture) 의 한계 변형의 향상이 필요하고, 각각 인장 강도에 대한 0.5 % 내력의 비 (항복비) 를 85 % 이하로 하고, 균일 연신을 5 % 이상으로 하는 것이 유효하다.

5. 판두께 20 ㎜ 를 초과하는 후육이고 또한 고강도인 강판에 있어서, DWTT 시험으로 대표되는 인성 평가 시험에 의하여 목표한 -20 ℃ 에서의 연성 파면율 (ductile fracture surface area retio) 85 % 이상을 달성하기 위해서는, 종래 이상으로 미크로 조직을 미세화할 필요가 있다.

6. 조대한 섬 형상 마텐자이트 조직은 파괴의 발생·전파를 촉진하고, 원하는 저온 인성을 확보하기 위해서는 섬 형상 마텐자이트나 템퍼링 마텐자이트 (tempered martensite) 의 조직 사이즈를 고정밀도로 컨트롤 (control) 하는 것이 중요하다.

7. 모재 인성의 DWTT (drop weight tear test) -20 ℃ 의 연성 파면율은 섬 형상 마텐자이트의 사이즈와 상관이 인정되고, 모재의 샤르피 흡수 에너지는 섬 형상 마텐자이트 및 모지 (母地) 의 베이나이틱 페라이트 (ferrite) 의 사이즈와 상관이 인정된다.

8. 모재 조직을 섬 형상 마텐자이트를 갖는 베이나이트 조직으로 함으로써, 내변형 시효성이 향상되고, 코팅 처리 후에도 우수한 내좌굴성을 확보할 수 있다. 이를 위해서는, 섬 형상 마텐자이트의 면적 분율을 고정밀도로 컨트롤하는 것이 중요하다.

본 발명은 상기 지견을 기초로 하여 더욱 검토하여 이루어진 것으로서, 즉 본 발명은,

1. 모재의 성분 조성이, 질량 % 로, C : 0.03 % 초과, 0.08 % 이하, Si : 0.01 ∼ 0.5 %, Mn : 1.5 ∼ 3.0 %, P : 0.015 % 이하, S : 0.003 % 이하, Al : 0.01 ∼ 0.08 %, Nb : 0.005 ∼ 0.025 %, Ti : 0.005 ∼ 0.025 %, N : 0.001 ∼ 0.010 %, O : 0.005 % 이하, B : 0.0003 ∼ 0.0020 % 를 함유하고,

추가로, Cu : 0.01 ∼ 1 %, Ni : 0.01 ∼ 1 %, Cr : 0.01 ∼ 1 %, Mo : 0.01 ∼ 1 %, V : 0.01 ∼ 0.1 % 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,

하기 식 (1) 로 계산되는 P_CM 값 (단위는 %) 이 0.19 ≤ P_CM ≤ 0.25 를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물이고,

모재의 인장 특성이, 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하의 인장 강도와 5 % 이상의 균일 연신이고, 항복비가 85 % 이하이고, 또한 시험 온도 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가, 판두께 25 ㎜ 미만인 경우에는 210 J 이상이고, 판두께 25 ㎜ 이상인 경우에는 150 J 이상인 모재부와,

시임 용접의 용접 금속의 성분 조성이, 질량 % 로, C : 0.03 ∼ 0.10 %, Si : 0.5 % 이하, Mn : 1.5 ∼ 3.0 %, P : 0.015 % 이하, S : 0.005 % 이하, Al : 0.05 % 이하, Nb : 0.005 ∼ 0.05 %, Ti : 0.005 ∼ 0.03 %, N : 0.010 % 이하, O : 0.015 ∼ 0.045 %, B : 0.0003 ∼ 0.0050 % 를 함유하고,

추가로, Cu : 0.01 ∼ 1 %, Ni : 0.01 ∼ 2.5 %, Cr : 0.01 ∼ 1 %, Mo : 0.01 ∼ 1.5 %, V : 0.1 % 이하의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,

잔부가 Fe 및 불가피한 불순물인 용접 금속부로 이루어지고,

강관의 시임 용접부에 있어서의 용융선 근방에서 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 용접열 영향부의 미크로 조직이, 하부 베이나이트, 또는 면적률로 적어도 50 % 이상인 하부 베이나이트와, 상부 베이나이트 및/또는 마텐자이트를 구비한 혼합 조직인 것을 특징으로 하는 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관.

P_CM ₍%) = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo /15 ＋ V/10 ＋ 5×B … (1)

단, 각 원소는 함유량 (질량 %) 을 나타냄

2. 강관의 길이 방향으로 내외면으로부터 1 층씩 용접한 강관의 시임 용접부에 있어서, 외면측의 용융선 근방의 용접열 영향부 경도가 하기 식 (2) 를 만족하는 것을 특징으로 하는 1 에 기재된 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관.

250 ≤ HV (98N) ≤ 350 … (2)

단, HV (98N) : 10 ㎏f 로 측정한 비커스 경도를 나타냄

3. 강관의 시임 용접부의 이음매 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하인 것을 특징으로 하는 1 또는 2 에 기재된 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관.

4. 강관의 모재부의 미크로 조직에 있어서, 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 하고, 함유하는 섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 이하이고, 또한 방위차각 15°이상의 경계로 둘러싸이는 베이나이틱 페라이트의 장축경에 있어 장축경 (long axes size) 이 20 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 1 내지 3 의 어느 하나에 기재된 내좌굴성능 및 용접열 영향부의 인성이 우수한 저온용 고강도 강관.

5. 추가로, 모재부 및/또는 용접 금속부의 화학 성분에, 질량 % 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.01 %, REM : 0.0005 ∼ 0.02 %, Zr : 0.0005 ∼ 0.03 %, Mg : 0.0005 ∼ 0.01 % 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 1 내지 4 중의 어느 하나에 기재된 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관.

6. 추가로, 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 행한 후에 있어서도 균일 연신이 5 % 이상, 항복비가 85 % 이하인 것을 특징으로 하는 4 또는 5 에 기재된 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관.

7. 1 또는 5 에 기재된 모재 성분을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 950 ℃ 초과에서의 누적 압하율 (cumulative rolling reduction) 이 10 % 이상, 750 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 75 % 이상이 되도록 650 ℃ 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 10 ℃/s 이상의 냉각 속도에서 450 ℃ 이상 650 ℃ 미만의 온도까지 가속 냉각시키고, 그 후 즉시 0.5 ℃/s 이상의 승온 속도 (heating rate) 로 가속 냉각 (accelerated cooling) 의 정지 온도 (stopping temperature) 이상 500 ∼ 750 ℃ 까지 재가열을 행하는 것을 특징으로 하는, 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관용 강판의 제조 방법.

8. 추가로, 상기 열간 압연에 있어서 750 ℃ 초과 950 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 20 % 이상인 것을 특징으로 하는, 7 에 기재된 내좌굴성능 및 용접열 영향부 인성이 우수한 저온용 고강도 강관용 강판의 제조 방법.

9. 7 또는 8 에 기재된 제조 방법에 의하여 얻어지는 강판을 통 형상으로 성형하고, 그 맞닿음부를 내외면으로부터 1 층씩 용접할 때의 내외면 각각의 용접 입열이 80 kJ/㎝ 이하이고, 외면측 및 내면측의 입열 밸런스 (heat input balance) 가 하기 식 (3) 을 만족하는 것을 특징으로 하는, 내좌굴성능 및 용접열 영향부의 인성이 우수한 저온용 고강도 용접 강관의 제조 방법.

내면 입열 ≤ 외면 입열 … (3)

10. 강관의 길이 방향으로 내외면으로부터 1 층씩 용접한 후, 0.4 % 이상, 2.0 % 이하의 확관율 (expansion ratio) 로 확관 (pipe expansion) 하는 것을 특징으로 하는 9 에 기재된 저온용 고강도 용접 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 내좌굴성능, 모재 인성 및 시임 용접부의 용접열 영향부 인성이 우수한, API X100 급의, 관두께가 20 ㎜ 이상인 저온용 고강도 강관을 얻을 수 있어 산업상 매우 유용하다.

도 1a 는 용접 이음매 샤르피 시험에 있어서의 외면 FL 노치 (notch) 의 샤르피 시험편 (1) 의 노치 위치 (2) 를 설명하는 도면이다.
도 1b 는 용접 이음매 샤르피 시험에 있어서의 Root-FL 노치의 샤르피 시험편 (3) 의 노치 위치 (2) 를 설명하는 도면이다.

본 발명에서는, 강관을 구성하는 모재의 성분 조성, 모재 미크로 조직 및 인장 강도 특성, 강관의 시임 용접부에 있어서의 용접 금속의 성분 조성, 나아가서는 강관의 세로 시임 용접부에 있어서의 용융선 근방의 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 영역의 미크로 조직을 규정한다.

[모재의 성분 조성] 설명에서 % 는 질량 % 로 한다.

C : 0.03 % 초과, 0.08 % 이하

C 는 마텐자이트 조직 등의 저온 변태 조직 (low-temperature transformation structure) 이나 제 2 상인 섬 형상 마텐자이트 조직에 있어서는 과포화 (supersaturation) 로 고용 (solid solution) 됨으로써 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.03 % 를 초과하는 첨가가 필요하지만, 0.08 % 를 초과하여 첨가하면, 강관의 원주 용접부의 경도 상승이 현저해지고, 용접 저온 균열이 발생하기 쉬워지기 때문에 상한을 0.08 % 로 한다. 또한, 항복비를 낮게 제어하는 데 있어서 필요한 경질상인 섬 형상 마텐자이트의 양을 확보하기 위해서는, 바람직하게는 0.05 % 이상 첨가한다.

Si : 0.01 ∼ 0.5 %

Si 는 탈산재 (deoxidizing agent) 로서 작용하고, 추가로 고용강화에 의하여 강재의 강도를 증가시키는 원소이지만, 0.01 % 미만에서는 그 효과가 없고, 0.5 % 를 초과하여 첨가하면 인성이 현저하게 저하되기 때문에 상한을 0.5 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 0.2 % 이다. 0.2 % 이하로 억제함으로써, 강관 시임 용접부의 CGHAZ 조직 중의 상부 베이나이트 조직에 포함되는 섬 형상 마텐자이트 (MA) 의 생성을 억제할 수 있게 되어, 이음매 HAZ 인성을 향상시킬 수 있다. 또, 0.2 % 이하로 억제함으로써, 강관 모재부 미크로 조직 중의 섬 형상 마텐자이트의 과잉된 생성을 억제하여, 모재 인성을 향상시킬 수 있다. 이 때문에, 바람직하게는 상한을 0.2 % 로 한다.

Mn : 1.5 ∼ 3.0 %

Mn 은 담금질성 향상 원소로서 작용한다. 1.5 % 이상의 첨가에 의하여 그 효과가 얻어지나, 연속 주조 프로세스에서는 중심 편석부에서의 농도 상승이 현저하고, 3.0 % 를 초과하여 첨가하면, 중심 편석부에서의 지연 파괴의 원인이 되기 때문에 상한을 3.0 % 로 한다. 보다 바람직하게는 1.6 ∼ 2.5 % 이다.

Al : 0.01 ∼ 0.08 %

Al 은 탈산 원소로서 작용한다. 0.01 % 이상의 첨가로 충분한 탈산 효과가 얻어지나, 0.08 % 를 초과하여 첨가하면 강 중의 청정도가 저하되어, 인성 열화의 원인이 되기 때문에 상한을 0.08 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.02 ∼ 0.06 % 이다.

Nb : 0.005 ∼ 0.025 %

Nb 는 열간 압연시의 오스테나이트립 재결정 영역을 확대하는 효과가 있어, 950 ℃ 이하를 미재결정 영역으로 하기 위하여 0.005 % 이상 첨가한다. 한편, 0.025 % 를 초과하여 첨가하면, HAZ 의 인성 및 모재의 인성 중에서 특히 샤르피 흡수 에너지를 현저하게 손상시키는 점에서 상한을 0.025 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.010 ∼ 0.025 % 이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.025 %

Ti 는 질화물을 형성하고, 강 중의 고용 N 량 저감에 유효하며, 석출된 TiN 은 핀닝 효과에 의하여 오스테나이트립의 조대화를 억제하여, 모재, HAZ 의 인성 향상에 기여한다. 당해 핀닝 효과를 얻기 위해서는 0.005 % 이상의 첨가가 필요하지만, 0.025 % 를 초과하여 첨가하면 탄화물을 형성하게 되고, 그 석출 경화에 의하여 인성이 현저하게 열화되기 때문에 상한을 0.025 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.008 ∼ 0.020 % 이다.

N : 0.001 ∼ 0.010 %

N 은 통상적으로 강 중의 불가피한 불순물로서 존재하지만, Ti 첨가에 의하여, TiN 을 형성한다. TiN 에 의한 핀닝 효과로, 오스테나이트립의 조대화를 억제하기 위하여 0.001 % 이상 강 중에 존재하는 것이 필요하지만, 0.010 % 를 초과하는 경우, 용접부, 특히 용접 본드 근방에서 1450 ℃ 이상으로 가열된 영역에서 TiN 이 분해되어, 고용 N 의 악영향이 현저하기 때문에 상한을 0.010 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.002 ∼ 0.005 % 이다.

B : 0.0003 ∼ 0.0020 %

B 는, 본 발명에 있어서 중요한 역할을 하는 원소이다. 본 발명에 관련된 강은 B 를 함유하기 때문에 폴리고날 페라이트의 생성이 억제된다. 이 때문에, B 를 함유하지 않은 강에 비하여, 보다 저온역에서도 오스테나이트역 압연을 실시할 수 있게 되고, 그 결과, DWTT 시험 등에 의해서 평가되는 인성이 향상된다. 또, B 는 용접열 영향부에 있어서 오스테나이트 입계에 편석되고, 담금질성을 높이는 효과가 있어, 인성에 유해한 MA 를 함유하는 상부 베이나이트의 생성을 억제하여, 하부 베이나이트 혹은 마텐자이트의 생성을 용이하게 한다.

이 효과는 0.0003 % 이상, 0.0020 % 이하의 첨가로 현저하고, 0.0020 % 를 초과하여 첨가하면, B 계 탄화물의 석출에 의하여 모재 및 용접열 영향부 모두 인성이 저하되기 때문에 상한을 0.0020 % 로 한다. 또, 0.0003 % 미만의 경우, 용접열 영향부에 있어서 상부 베이나이트 조직의 생성이 현저가 되기 때문에, 하한을 0.0003 % 로 한다. 또한, 바람직한 범위는 0.0005 % 이상 0.0015 % 이하이다. 보다 바람직하게는 0.0007 ∼ 0.0012 % 이다.

Cu, Ni, Cr, Mo, V 의 1 종 또는 2 종 이상

Cu, Ni, Cr, Mo, V 는 모두 담금질성 향상 원소로서 작용하기 때문에, 고강도화를 목적으로, 이들 원소의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가한다.

Cu : 0.01 ∼ 1 %

Cu 는, 0.01 % 이상 첨가함으로써 강의 담금질성 향상에 기여한다. 그러나, 1 % 이상 첨가하면, 인성 열화가 발생하기 때문에 상한을 1 % 로 하고, Cu 를 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 1 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.1 ∼ 0.5 % 이다.

Ni : 0.01 ∼ 1 %

Ni 는, 0.01 % 이상 첨가함으로써 강의 담금질성 향상에 기여한다. 특히, 다량 첨가해도 인성 열화를 발생시키지 않기 때문에 강인화에 유효하지만, 고가의 원소이기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는, 상한을 1 % 로 하고, Ni 를 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 1 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.1 ∼ 0.5 % 이다.

Cr : 0.01 ∼ 1 %

Cr 도 역시 0.01 % 이상 첨가함으로써 강의 담금질성 향상에 기여한다. 한편, 1 % 를 초과하여 첨가하면, 인성이 열화되기 때문에 상한을 1 % 로 하고, Cr 을 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 1 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.1 ∼ 0.5 % 이다.

Mo : 0.01 ∼ 1 %

Mo 도 역시 0.01 % 이상 첨가함으로써 강의 담금질성 향상에 기여한다. 한편, 1 % 를 초과하여 첨가하면, 인성이 열화되기 때문에 상한을 1 % 로 하고, Mo 를 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 1 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.1 ∼ 0.5 % 이다.

V : 0.01 ∼ 0.1 %

V 는 탄질화물을 형성함으로써 석출 강화하고, 특히 용접열 영향부의 연화 방지에 기여한다. 0.01 % 이상의 첨가에 의하여 이 효과가 얻어지나, 0.1 % 를 초과하여 첨가하면, 석출 강화가 현저하고 인성이 저하되기 때문에 상한을 0.1 % 로 하고, V를 첨가하는 경우에는 0.01 ∼ 0.1 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 % 이다.

O : 0.005 % 이하, P : 0.015 % 이하, S : 0.003 % 이하

본 발명에 의하여 O, P, S 는 불가피한 불순물로서 함유량의 상한을 규정한다. O 는, 조대하고, 인성에 악영향을 미치는 개재물 생성을 억제하기 위하여, 0.005 % 이하로 한다. P 는, 함유량이 많으면 중앙 편석이 현저하고, 모재 인성이 열화되기 때문에 0.015 % 이하로 한다. S 는, 함유량이 많으면 MnS 의 생성량이 현저하게 증가하고, 모재의 인성이 열화되기 때문에 0.003 % 이하로 한다. 보다 바람직하게는, O : 0.003 % 이하, P : 0.01 % 이하, S : 0.001 % 이하이다.

P_CM (%) : 0.19 ∼ 0.25

P_CM 은 C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo /15 ＋ V/10 ＋ 5×B 로 나타내는 용접 균열 감수성 지수로서, 각 원소는 함유량 (질량 %) 으로 하고, 함유하지 않는 원소는 0 으로 한다.

본 발명에서는, 모재의 인장 강도로 760 ㎫ 이상, 및, 이음매 강도로 760 ㎫ 이상을 달성하기 위하여, P_CM 을 0.19 % 이상으로 하고, 원주 용접성 확보의 관점에서 0.25 % 이하로 한다. 추가로, 보다 바람직하게는 0.23 % 이하이다.

이상이 본 발명에 관련된 강관의 모재부의 기본 성분 조성이지만, 용접부의 인성을 더욱 향상시키는 경우, Ca, REM, Zr, Mg 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가할 수 있다.

Ca, REM, Zr, Mg

Ca, REM, Zr, Mg 는 강 중에서 산황화물 혹은 탄질화물을 형성하고, 주로 용접열 영향부에 있어서의 오스테나이트립 조대화를 핀닝 효과 (pinning effect) 로 억제하여, 인성을 향상시키는 목적에서 첨가할 수 있다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.01 %

제강 프로세스에 있어서, Ca 첨가량이 0.0005 % 미만인 경우, 탈산 반응 지배로 CaS 의 확보가 어려워 인성 개선 효과가 얻어지지 않기 때문에, Ca 를 첨가하는 경우에는 Ca 의 하한을 0.0005 % 로 한다.

한편, Ca 첨가량이 0.01 % 를 초과했을 경우, 조대 CaO 가 생성되기 쉬워져, 모재를 포함하여 인성이 저하되는 데다, 레이들 (ladle) 의 노즐 폐색 (nozzle blockage) 의 원인이 되어, 생산성을 저해하기 때문에, 상한은 0.01 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.01 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.005 % 이다.

REM : 0.0005 ∼ 0.02 %

REM 은 강 중에서 산황화물 (oxysulphide) 을 형성하고, 0.0005 % 이상 첨가함으로써 용접열 영향부의 조대화를 방지하는 핀닝 효과를 가져온다. 그러나, 고가의 원소이고, 또한 0.02 % 를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되기 때문에, 상한을 0.02 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.02 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.005 % 이다.

Zr : 0.0005 ∼ 0.03 %

Zr 은 강 중에서 탄질화물 (carbonitride) 을 형성하고, 특히 용접열 영향부에 있어서 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 핀닝 효과를 가져온다. 충분한 핀닝 효과를 얻기 위해서는 0.0005 % 이상의 첨가가 필요하지만, 0.03 % 를 초과하여 첨가하면, 강 중의 청정도가 현저하게 저하되어, 인성이 저하되게 되기 때문에 상한을 0.03 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.03 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.01 % 이다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.01 %

Mg 는 제강 과정에서 강 중에 미세한 산화물로서 생성되고, 특히, 용접열 영향부에 있어서 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 핀닝 효과를 가져온다. 충분한 핀닝 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 % 이상의 첨가가 필요하지만, 0.01 % 를 초과하여 첨가하면, 강 중의 청정도가 저하되어, 인성이 저하되게 되기 때문에 상한을 0.01 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.01 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.005 % 이다.

[용접 금속의 성분 조성] 설명에서 % 는 질량 % 로 한다.

C : 0.03 ∼ 0.10 %

용접 금속에 있어서도 C 는 강의 강화 원소로서 중요한 원소이다. 특히, 이음매부의 오버 매칭 (over matching) 을 달성하기 위하여, 용접 금속부에 있어서도 인장 강도를 760 ㎫ 이상으로 할 필요가 있고, 이 강도를 얻기 위하여 0.03 % 이상 함유하고 있을 필요가 있다. 한편, 0.10 % 를 초과하면, 용접 금속의 고온 균열이 발생하기 쉬워지기 때문에 상한을 0.10 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.08 % 이다.

Si : 0.5 % 이하

Si 는 용접 금속의 탈산 그리고 양호한 작업성을 확보하기 위하여 유용하지만, 0.5 % 를 초과하면, 용접 작업성의 열화를 야기하기 때문에 상한을 0.5 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.3 % 이하이다.

Mn : 1.5 ∼ 3.0 %

Mn 은 용접 금속의 고강도화에 중요한 원소이다. 특히, 인장 강도를 760 ㎫ 이상으로 하기 위해서는 1.5 % 이상 함유시킬 필요가 있지만, 3.0 % 를 초과하면 용접성이 열화되기 때문에 상한을 3.0 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 1.6 ∼ 2.5 % 이다.

P : 0.015 % 이하, S : 0.005 % 이하

P, S 는 용접 금속 중에서는 입계에 편석되어, 그 인성을 열화시키기 때문에 상한을 각각 0.015 %, 0.005 % 로 하였다. 보다 바람직하게는, 각각 0.01 % 이하, 0.003 % 이하이다.

Al : 0.05 % 이하

Al 은 탈산 원소로서 작용하지만, 용접 금속부에 있어서는 오히려 Ti 에 의한 탈산 쪽이 인성 개선 효과가 크고, 또한 Al 산화물계의 개재물이 많아지면 용접 금속 샤르피의 흡수 에너지의 저하가 일어나기 때문에, 적극적으로는 첨가하지 않고, 그 상한을 0.05 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.03 % 이하이다.

Nb : 0.005 ∼ 0.05 %

Nb 는 용접 금속의 고강도화에 유효한 원소이다. 특히, 인장 강도를 760 ㎫ 이상으로 하기 위해서는 0.005 % 이상 함유시킬 필요가 있지만, 0.05 % 를 초과하면 인성이 열화되기 때문에 상한을 0.05 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.005 ∼ 0.04 % 이며, 더욱 바람직하게는 0.005 ∼ 0.03 % 이다.

Ti : 0.005 ∼ 0.03 %

Ti 는 용접 금속 중에서는 탈산 원소로서 작용하여, 용접 금속 중의 산소의 저감에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는 0.005 % 이상의 함유가 필요하지만, 0.03 % 를 초과했을 경우, 잉여로 된 Ti 가 탄화물을 형성하여 용접 금속의 인성을 열화시키기 때문에 상한을 0.03 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.005 ∼ 0.02 % 이다.

N : 0.010 % 이하

용접 금속 중의 고용 N 의 저감도 또한 인성 개선 효과가 있고, 특히 0.010 % 이하로 함으로써 현저하게 개선되기 때문에 상한을 0.010 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.008 % 이하이다.

O : 0.015 ∼ 0.045 %

용접 금속 중의 산소량의 저감은 인성 개선 효과가 있고, 특히 0.045 % 이하로 함으로써 현저하게 개선되기 때문에 상한을 0.045 % 로 하였다. 한편, 용접 금속 중의 산소량을 0.015 % 미만으로 하면, 용접 금속의 조직 미세화에 유효한 산화물량이 저하되고, 반대로 용접 금속의 인성이 열화되기 때문에 하한을 0.015 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.015 ∼ 0.035 % 이다.

B : 0.0003 ∼ 0.0050 %

강도 그레이드가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하인 라인 파이프용 용접관에 있어서는, 용접 금속의 미크로 조직을 미세한 베이나이트 주체 조직으로 하기 위하여 B 첨가가 유효하고, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.0003 % 이상, 0.0050 % 이하의 첨가가 필요하다. 또한, 보다 바람직한 범위는 0.0005 ∼ 0.0050 % 이고, 더욱 바람직한 범위는 0.0005 ∼ 0.0030 % 이하이다. 보다 더 바람직하게는 0.0007 ∼ 0.0020 % 이다.

Cu, Ni, Cr, Mo, V 의 1 종 또는 2 종 이상

Cu, Ni, Cr, Mo, V 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가하는 경우, Cu : 0.01 ∼ 1.0 %, Ni : 0.01 ∼ 2.5 %, Cr : 0.01 ∼ 1.0 %, Mo : 0.01 ∼ 1.5 % 로 한다.

모재와 동일하게 Cu, Ni, Cr, Mo 는 용접 금속에 있어서도 담금질성을 향상시키므로, 베이나이트 조직화를 위하여 1 종 또는 2 종 이상을 모두 0.01 % 이상 함유시킨다. 단, 그 양이 많아지면 용접 와이어로의 합금 원소 첨가량이 많아지고, 와이어 강도가 현저하게 상승하는 결과, 서브머지 아크 용접시의 와이어 송급성에 장해가 발생되기 때문에, Cu, Ni, Cr, Mo 는 각각 상한을 1.0 %, 2.5 %, 1.0 %, 1.5 % 로 하였다. 보다 바람직하게는, Cu : 0.01 ∼ 0.5 %, Ni : 0.01 ∼ 2.3 %, Cr : 0.01 % 이상 0.5 % 미만, Mo : 0.01 ∼ 1.2 % 이다. Ni 및 Mo 의 더욱 바람직한 범위는, 각각 Ni : 0.01 ∼ 2.0 %, Mo : 0.01 ∼ 1.0 % 이며, 보다 더 바람직한 범위는, 각각 Ni : 0.5 ∼ 2.0 %, Mo : 0.1 ∼ 1.0 % 이다.

V : 0.1 % 이하

적당량의 V 첨가는 인성 및 용접성을 열화시키지 않고 강도를 높이는 점에서 유효한 원소이고, 이 효과를 발휘시키기 위해서는 0.01 % 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.1 % 를 초과하면 용접 금속의 재열부의 인성이 현저하게 열화되기 때문에 상한을 0.1 % 로 하였다. 보다 바람직하게는 0.05 % 이하이다.

이상이 본 발명에 관련된 강관의 용접 금속부의 기본 성분 조성이지만, 용접 금속부의 인성을 더욱 향상시킬 경우, Ca, REM, Zr, Mg 의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가할 수 있다.

Ca, REM, Zr, Mg

Ca, REM, Zr, Mg 는 강 중에서 산황화물 혹은 탄질화물을 형성하고, 용접 금속부에 있어서의 오스테나이트립 조대화를 핀닝 효과로 억제하여, 인성을 향상시키는 목적에서 첨가할 수 있다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.01 %

한편, Ca 첨가량이 0.01 % 를 초과했을 경우, 조대 CaO 가 생성되기 쉬워지고, 인성이 저하되기 때문에 상한은 0.01 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.01 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.005 % 이다.

REM : 0.0005 ∼ 0.02 %

REM 은 강 중에서 산황화물을 형성하고, 0.0005 % 이상 첨가함으로써 용접 금속부의 오스테나이트립의 조대화를 방지하는 핀닝 효과를 가져온다. 그러나, 고가의 원소이고, 또한 0.02 % 를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되기 때문에, 상한을 0.02 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.02 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.01 % 이다.

Zr : 0.0005 ∼ 0.03 %

Zr 은 강 중에서 탄질화물을 형성하고, 용접 금속부에 있어서 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 핀닝 효과를 가져온다. 충분한 핀닝 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 % 이상의 첨가가 필요하지만, 0.03 % 를 초과하여 첨가하면, 용접 금속부의 청정도가 현저하게 저하되어, 인성이 저하되게 되기 때문에 상한을 0.03 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.03 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.01 % 이다.

Mg : 0.0005 ∼ 0.01 %

Mg 는 미세한 산화물로서 생성되고, 용접 금속부에 있어서 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 핀닝 효과를 가져온다. 충분한 핀닝 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 % 이상의 첨가가 필요하지만, 0.01 % 를 초과하여 첨가하면, 용접 금속 중의 청정도가 저하되어 인성이 저하되게 되기 때문에 상한을 0.01 % 로 하고, 첨가하는 경우에는 0.0005 ∼ 0.01 % 로 한다. 보다 바람직하게는 0.001 ∼ 0.005 % 이다.

[모재의 미크로 조직]

본 발명에서는, 우수한 내좌굴성능과, -40 ℃ 에서의 샤르피 충격 시험에서 목표하는, 판두께 25 ㎜ 미만인 경우에는 210 J 이상, 판두께 25 ㎜ 이상인 경우에는 150 J 이상의 흡수 에너지를 달성하기 위하여, 그리고, 우수한 내변형 시효 특성을 얻기 위하여, 모재의 미크로 조직을 규정하는 것이 바람직하다. 모재의 미크로 조직을 규정함으로써, DWTT 시험에 의하여 목표한 -20 ℃ 에서의 연성 파면율 85 % 이상을 달성할 수도 있다.

내좌굴성능을 갖는 강관을 얻기 위하여, 모재의 인장 강도 특성을 라운드 하우스형, 또한 높은 가공 경화 지수 (work hardening coefficient)(n 값) 를 갖는 S-S커브 (curve) 로 한다. n 값과 동등한 지표로서 항복비 (0.5 % 항복 강도 (yield strength) /인장 강도) 가 있고, 85 % 이하의 저항복비를 달성하기 위하여 연질상 (soft phase) 과 경질상을 조합하여 2 상 조직화한다.

본 발명에서는, 연질상으로서 베이나이트를, 경질상으로서 섬 형상 마텐자이트를 사용한다. 상기 항복비를 달성하기 위해서는 섬 형상 마텐자이트의 면적률을 4 % 이상이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서, 모재의 미크로 조직의 베이나이트란, 협의로는 베이나이틱 페라이트를 가리키는 것으로 한다.

섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 를 초과하면, DWTT 시험 (시험 온도 : -20 ℃) 에 있어서 85 % 이상의 연성 파면율을 달성하기가 곤란해진다. 또, 섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 를 초과하고, 또한, 방위차각 15°이상의 경계로 둘러싸이는 베이나이틱 페라이트의 장축경이 20 ㎛ 를 초과하면, 판두께 25 ㎜ 미만의 경우에는 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지 210 J 이상, 판두께 25 ㎜ 이상의 경우에는 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지 150 J 이상을 달성하기가 곤란해진다.

한편, 섬 형상 마텐자이트의 면적률이 12 % 를 초과하면, 미크로 조직의 미세화에 의하여 상기 모재 인성을 달성하는 것이 곤란하다. 또한, 상기의 섬 형상 마텐자이트의 면적률 4 ∼ 12 % 의 범위이면, 85 % 이하의 항복비를 달성할 수 있게 된다. 여기서, 섬 형상 마텐자이트의 면적률이 4 ∼ 12 % 의 범위라는 것은, 베이나이트 및 섬 형상 마텐자이트 외에, 후술하는 바와 같이 허용되는 범위 내의 잔부 조직도 포함한, 미크로 조직 전체에 대한 섬 형상 마텐자이트의 면적률이 4 ∼ 12 % 의 범위인 것을 가리키는 것이다.

또, 모재 강판의 미크로 조직을, 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 함으로써, 후술하는 바와 같이 우수한 내변형 시효 특성을 얻을 수 있다.

이것은, 후술하는 제조 프로세스에 있어서, 가속 냉각시, 및, 그 후의 재가열시에 발생되는 베이나이트 변태에 의하여, C 가 미변태 오스테나이트상으로 농화 되고, 이 C 가 농화된 미변태 오스테나이트가 섬 형상 마텐자이트로 되기 때문에, 베이나이트상의 고용 C 량이 종래 기술의 강의 경우에 비하여 적어지기 때문이다.

그 결과, 본 발명에 있어서는, 250 ℃ 에서 30 분이라는, 일반적인 강관의 코팅 공정에서는 고온, 또 장시간에 상당하는 열이력을 거쳐도, 변형 시효에 의한 항복 응력 (YS) 상승이나, 이에 수반되는 항복비의 상승이나 균일 연신의 저하를 억제할 수 있고, 종래 강이면 변형 시효에 의하여 특성 열화되는 열이력을 받아도, 본 발명 강에서는, 균일 연신 : 5 % 이상, 및, 항복비 : 85 % 이하를 확보할 수 있다.

이 때문에, 본 발명에서는, 모재 강판의 미크로 조직은 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 하고, 함유하는 섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 이하이고, 또한 방위차각 (misorientation) 15°이상의 경계로 둘러싸이는 베이나이틱 페라이트의 장축경이 20 ㎛ 이하가 되도록 규정한다.

또한, 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 한다는 것은, 전체의 95 % 이상이 그 조직인 것을 의미하고, 잔부에 펄라이트 (pearlite) 나 마텐자이트를 함유하는 것을 허용한다. 섬 형상 마텐자이트의 면적률은, 판두께 중심 위치에서 주사형 전자현미경 (electron scanning microscope)(배율 (magnification ratio) 2000 배) 으로 랜덤 (random) 하게 10 시야 이상 관찰하여 동정한다.

[용접열 영향부의 미크로 조직]

강관의 고강도화에 수반하여, 종래의 용접 입열에서는 용접열 영향부의 미크로 조직으로서 조대한 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 상부 베이나이트를 형성하기 쉬워 저온 인성이 열화된다. 그래서 조대한 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 상부 베이나이트를 일정 면적률 이하로 억제할 필요가 있다.

특히, 라스 (lath) 내에 미세한 세멘타이트 (cementite) 가 석출된 하부 베이나이트 조직은 고강도를 유지하면서, 인성이 우수한 것으로 알려져 있고, 담금질성을 높임으로써 본 조직이 얻어진다. 담금질성을 높이는 수단으로는, B 등의 성분 첨가에 의한 방법 혹은 용접 입열 저하에 의한 용접열 영향부의 γ-α 변태 구간의 냉각 속도를 증가시키는 방법을 생각할 수 있다.

한편, 샤르피 시험으로 대표되는 인성 평가 시험에 있어서, 특히 용접열 영향부의 시험에서는 여러 가지 최고 도달 온도로 가열된 열 영향부 조직이나, 용접 금속 등의 복합적인 조직을 노치 바닥에 갖고 있고, 각 열 영향부 조직의 재질뿐만 아니라, 각 열 영향부의 조직 사이즈의 영향을 수용하기 때문에 인성의 편차가 발생되기 쉽다.

이 때문에, 안정적으로 우수한 저온 인성을 확보하기 위해서는, 최취화 조직 (LBZ : Local Brittle Zone) 의 비율을 일정 분율 이하로 억제할 필요가 있다. 특히, -30 ℃ 의 시험 온도에서 100 회 이상의 이음매 HAZ 샤르피 시험을 실시했을 때의 누적 파손 확률 (cumulative failure probability) 이 1 % 이하로 되기 위해서는, 용융선 근방에서 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 용접열 영향부에 있어서, 조대한 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 상부 베이나이트 조직을 면적률로 50 % 이하로 억제하고, 면적률로 적어도 50 % 이상인 하부 베이나이트 조직을 얻는 것이 중요해진다.

[모재 강판의 제조 조건]

본 발명에서는, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 950 ℃ 초과에서의 누적 압하율이 10 % 이상, 750 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 75 % 이상이 되도록 650 ℃ 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 10 ℃/s 이상의 냉각 속도에서 450 ℃ 이상 650 ℃ 미만의 온도까지 가속 냉각시키고, 그 후 즉시 0.5 ℃/s 이상의 승온 속도로 가속 냉각 정지 온도 이상의 500 ∼ 750 ℃ 까지 재가열하여 모재 강판을 제조한다.

강판의 제조 방법의 한정 이유에 대하여 설명한다.

또한, 본 발명에 있어서, 가열 온도, 압연 종료 온도, 냉각 종료 온도 및, 재가열 온도 등의 온도는 강판의 평균 온도로 한다. 평균 온도는, 슬래브 혹은 강판의 표면 온도에서, 판두께, 열전도율 등의 파라미터를 고려하여 계산에 의하여 구한 것이다. 또, 냉각 속도는, 열간 압연 종료후, 냉각 종료 온도 (450 ∼ 650 ℃ 미만) 까지 냉각시키는 데 필요한 온도차를 그 냉각을 행하는 데 필요로 하는 시간으로 나눈 평균 냉각 속도이다.

또, 가열 속도는, 냉각 후, 재가열 온도 (500 ∼ 750 ℃) 까지의 재가열에 필요한 온도차를 재가열하는 데 필요로 한 시간으로 나눈 평균 승온 속도이다. 이하에서, 각 제조 조건에 대하여 상세하게 설명한다.

가열 온도 : 1000 ∼ 1300 ℃

열간 압연을 실시할 때, 완전히 오스테나이트화하기 위한 하한 온도는 1000 ℃ 이다. 한편, 1300 ℃ 을 초과하는 온도까지 강편을 가열하면, TiN 핀닝을 하고 있어도, 오스테나이트립 성장이 현저하고, 모재 인성이 열화되기 때문에 상한을 1300 ℃ 로 하였다. 보다 바람직하게는 1000 ∼ 1150 ℃ 이다.

950 ℃ 초과에서의 누적 압하율 : 10 % 이상

오스테나이트 재결정역에서 압연을 행함으로써, 조대 오스테나이트립의 생성 등의 혼립화가 억제된다. 누적 압하율이 10 % 미만에서는 효과를 기대할 수 없기 때문에, 950 ℃ 초과에서의 누적 압하율을 10 % 이상으로 하였다.

750 ℃ 초과 950 ℃ 이하에서의 누적 압하율 : 20 % 이상

오스테나이트미 재결정역의 비교적 고온측에서 압연을 행함으로써, 조대 오스테나이트립의 생성 등의 혼립화가 억제된다. 이 온도역에 상당하는 750 ℃ 초과 950 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 20 % 미만에서는 효과가 작기 때문에, 750 ℃ 초과 950 ℃ 이하에서의 누적 압하율을 20 % 이상으로 하는 것이 바람직하다.

750 ℃ 이하에서의 누적 압하율 : 75 % 이상

오스테나이트 미결정역의 저온측의 이 온도역에서 누적에 의하여 대압하를 행함으로써, 오스테나이트립이 신장되고, 그 후의 가속 냉각에 의하여 변태 생성되는 베이나이틱 페라이트 및 섬 형상 마텐자이트가 미세화되어 인성이 대폭 향상된다.

본 발명에서는, 저항복비를 달성하기 위하여, 제 2 상에 섬 형상 마텐자이트를 분산시키기 때문에, 특히 압하율을 75 % 이상으로 하여 베이나이트의 미세화를 촉진하여 인성 저하를 방지할 필요가 있다. 따라서, 750 ℃ 이하에서의 누적 압하율을 75 % 이상으로 하였다. 보다 바람직하게는 80 % 이상이다.

또한, 오스테나이트 미재결정역의 저온측의 이 온도역에서 누적에 의하여 대압하하는 것은 본 발명의 특징이다. 상기 서술한 바와 같이, 본 발명에 관련된 강은 B 를 함유하기 때문에 폴리고날 페라이트의 생성이 억제된다. 즉, B 를 함유하지 않는 강에 비하여, 오스테나이트 미재결정역이 보다 저온역으로 확대된다. 이 때문에, 단순히 오스테나이트 미재결정역 압연이라고 해도, 종래 강보다 낮은 온도역에서 오스테나이트립 미재결정역 압연을 실시하는 것이 가능해지기 때문에, 조직의 미세화를 통한 인성 향상 효과가 현저해지는 것이다.

압연 종료 온도 : 650 ℃ 이상

열간 압연 종료 온도가 650 ℃ 미만에서는, 그 후의 공랭 과정에서 오스테나이트 입계로부터 초석 페라이트가 생성되고, 모재 강도 저하의 원인이 되는 점에서, 초석 페라이트 생성을 억제하기 위하여, 하한 온도를 650 ℃ 로 하였다. 보다 바람직하게는 650 ∼ 700 ℃ 이다.

가속 냉각의 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상

인장 강도 760 ㎫ 이상의 고강도를 달성하기 위하여, 미크로 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 할 필요가 있다. 이를 위하여, 열간 압연 후 가속 냉각을 실시한다. 냉각 속도가 10 ℃/s 미만인 경우, 비교적 고온에서 베이나이트 변태가 개시되기 때문에 충분한 강도를 얻을 수 없다. 따라서, 가속 냉각의 냉각 속도를 10 ℃/s 이상으로 하였다. 보다 바람직하게는 12 ∼ 50 ℃/s 이다.

가속 냉각의 냉각 정지 온도 : 450 ∼ 650 ℃ 미만

이 프로세스는 본 발명에서 중요한 제조 조건이다. 본 발명에서는, 먼저 가속 냉각을 베이나이트 변태 도중 즉 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 종료한다. 그 후 즉시 재가열을 실시하고, 미변태 오스테나이트로부터 베이나이트로의 변태가 발생되지만, 이와 같이 비교적 고온으로 생성되는 베이나이트중의 베이나이틱 페라이트에서는, 그 C 고용량이 적기 때문에, C 가 주위의 미변태 오스테나이트에 배출된다. 그 때문에, 재가열시의 베이나이트 변태의 진행에 수반하여 미변태 오스테나이트 중의 C 량이 증가한다. 이 때, 오스테나이트 안정화 원소인 Mn, Si 등이 일정 이상 함유되어 있으면, 재가열 종료시라도 C 가 농축된 미변태 오스테나이트가 잔존한다. 그리고, 재가열 후의 냉각 과정 (공랭) 에서 MA 로 변태된다. 이렇게 하여, 최종적으로 모재 조직은 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직이 된다.

즉, 가속 냉각에 있어서는, 베이나이트 변태 도중의 미변태 오스테나이트가 존재하는 온도역에서 냉각을 정지시킬 필요가 있다. 냉각 정지 온도가 450 ℃ 미만에서는, 충분한 미변태 오스테나이트를 확보하기가 곤란하고, 재가열 후의 공랭시에 충분한 섬 형상 마텐자이트를 얻지 못하여 85 % 이하의 저항복비화를 달성할 수 없다.

한편, 냉각 정지 온도가 650 ℃ 이상이 되면 냉각 중에 석출되는 펄라이트에 C 가 소비되고 섬 형상 마텐자이트가 생성되지 않기 때문에, 상한을 650 ℃ 미만으로 하였다. 강도·인성 밸런스의 관점에서 보다 바람직하게는 500 ∼ 550 ℃ 이다.

냉각 정지 후의 재가열의 승온 속도 : 0.5 ℃/s 이상

가속 냉각 후 즉시 재가열함으로써, 미변태 오스테나이트에 C를 농축시키고, 그 후의 공랭 과정에서 섬 형상 마텐자이트를 생성시킬 수 있다. 또한, 여기서, 가속 냉각 후 즉시 재가열한다는 것은, 가속 냉각 정지 후, 3 분 이내에 0.5 ℃/s 이상의 승온 속도에서의 재가열을 개시하는 것을 말한다.

승온 속도가 0.5 ℃/s 미만인 경우, 베이나이트 중의 세멘타이트가 조대화되어 모재 인성이 저하되기 때문에 승온 속도는 0.5 ℃/s 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.0 ∼ 10 ℃/s 이다.

냉각 정지 후의 재가열 온도 : 500 ∼ 750 ℃

재가열 온도가 500 ℃ 미만에서는, 충분히 오스테나이트로의 C 농화가 일어나지 않아 필요로 하는 섬 형상 마텐자이트 면적률을 확보할 수 없다.

한편, 재가열 온도가 750 ℃ 을 초과하면, 가속 냉각에 의하여 변태 시킨 베이나이트가 다시 오스테나이트화되어 버려 충분한 강도가 얻어지지 않기 때문에, 재가열 온도를 750 ℃ 이하로 규정한다. 바람직하게는 700 ℃ 이하이다. 강도·인성 밸런스의 관점에서, 보다 바람직하게는 580 ∼ 680 ℃ 이다. 재가열 온도에 있어서, 특히 온도 유지 시간을 설정할 필요는 없다.

또, 재가열 후의 냉각 과정에 있어서 냉각 속도에 의하지 않고 섬 형상 마텐자이트가 생성되기 때문에, 재가열 후의 냉각은 기본적으로는 공랭으로 하는 것이 바람직하다. 여기서, 가속 냉각 후의 재가열은, 가속 냉각 장치와 동일 라인 상 (인 라인 (inline)) 에 배치한 고주파 가열 장치 (radio-frequency heating apparatus) 에서 행하면, 가속 냉각 후, 즉시 가열할 수 있어 바람직하다.

또한, 강의 제강 방법에 대해서는 특별히 한정되지 않으나, 경제성의 관점에서, 전로법에 의한 제강 프로세스와 연속 주조 프로세스에 의해 강편을 주조하는 것이 바람직하다.

이상의 제조 프로세스에 의하여, 섬 형상 마텐자이트의 면적률 및 입경을 제어하여, 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하의 인장 강도에서, 5 % 이상의 균일 연신을 갖고. 인장 강도에 대한 0.5 % 내력의 비율이 85 % 이하인 고변형 성능을 가지면서, -20 ℃ 에서의 DWTT 시험에 있어서 연성 파면율 85 % 이상, -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 판두께 25 ㎜ 미만인 경우에는 210 J 이상, 판두께 25 ㎜ 이상인 경우에는 150 J 이상의 고인성을 갖는 강판을 얻는 것이 가능해진다.

또한, 이상의 제조 프로세스에 의하여, 상기의 모재 미크로 조직으로 제어함으로써, 즉, 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 함으로써, 강관으로 한 후 250 ℃ 정도의 코팅 가열 (coating heating) 을 받아도 항복비 85 % 이하를 유지하는 것이 가능해지고, 가속 냉각 자체의 제조 프로세스에서는 얻어지지 않는 우위의 내변형 시효 특성 (strain ageing resistance) 이 얻어진다.

[강관의 제조 조건]

본 발명에 관련된 내좌굴성능 및 용접열 영향부의 인성이 우수한 저온용 고강도 강관은 상기 서술한 인장 강도 특성을 구비한 모재 강판을 통상적인 방법에 따라서, U 프레스 (U-press), O 프레스 (O-press) 에서 원통형 (pipe shape) 으로 한 후, 시임 용접 (seam welding) 하여 제조한다.

시임 용접은, 임시 부착 용접 (tack welding) 후, 내면, 외면을 1 층씩 서브머지 아크 용접 (submerged arc welding) 으로 행하고, 서브머지 아크 용접에 사용되는 플럭스 (flux) 는 특별히 제한은 없으며, 용융형 플럭스 (fused flux) 이든 소성형 플럭스 (baked flux) 이든 상관없다. 또, 필요에 따라서, 용접 전의 예열 (preheating), 혹은 용접 후의 열처리 (post weld heat treatment : 약칭 PWHT) 를 실시한다.

서브머지 아크 용접의 용접 입열 (kJ/㎝) 은, 판두께가 20 ㎜ ∼ 40 ㎜ 정도이고 상기 서술한 성분 조성에 있어서 모재 강판의 P_CM 이 0.19 ∼ 0.25 %, 입열 80 kJ/㎝ 이하의 범위 내에서, 용융선 근방에서 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 용접열 영향부의 미크로 조직으로서 하부 베이나이트, 또는 면적률로 적어도 50 % 이상인 하부 베이나이트와, 상부 베이나이트 및/또는 마텐자이트를 구비한 혼합 조직이 얻어지도록 조정한다.

이와 같은 조직으로 했을 경우, 도 1 에 나타내는 이음매 HAZ 에서 인성이 가장 열화되는 LBZ (Local Brittle Zone) 의 저온 인성의 향상에 유효하다.

또한, 도 1a 는 외면 FL 노치의 샤르피 시험편 (1), 도 1b 는 Root-FL 노치의 샤르피 시험편 (3) 을 나타낸다. 노치 위치에 있어서의 최취화 조직 (4)(LBZ) 은, 외면측 용접에서는 본드 (7) 근방의 HAZ 조립 (8)(CGHAZ) 조직 (구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상) 을 말하고, 내면측 용접의 Root 부에서는 내면의 HAZ 조립 (8)(CGHAZ) 조직이 2 상역 (Ac1 ∼ Ac3 점) 으로 가열되는 HAZ 조립 11 (ICCGHAZ) 조직을 말한다.

특히, 외면측 용접 및 내면측 용접의 입열 밸런스가 하기 식 (3) 을 만족하는 용접 조건으로 한다면, 내면측의 HAZ 조립 (CGHAZ) 부의 γ 알갱이 조대화를 억제할 수 있고, 외면측 및 Root 측의 FL (Fusion line) 위치에서 채취된 이음매 HAZ 인성을 안정적으로 달성할 수 있게 된다.

또한, 안정적으로 확보란, -30 ℃ 이하의 시험 온도에서 100 회 이상의 이음매 HAZ 샤르피 시험을 실시했을 때의 누적 파손 확률이 1 % 이하가 되는 것을 의미한다.

내면 입열 ≤ 외면 입열 … (3)

여기서, 하부 베이나이트 조직은, 라스 폭이 1 ㎛ 이하인 베이나이틱 페라이트의 라스 내에 세멘타이트를 주체로 하는 탄화물이 석출된 것을 가리키고, 상부 베이나이트는 라스 간에 섬 형상 마텐자이트 (MA) 및/또는 세멘타이트를 함유하는 것이다. 외면측의 시임 용접에 의하여 얻어지는 용융선 근방의 용접열 영향부가 상기 미크로 조직의 경우, 그 경도는 250 ≤ HV (98N) ≤ 350 이 되어, -30 ℃ 의 시험 온도에서 100 회 이상의 이음매 HAZ 샤르피 시험을 실시했을 때의 누적 파손 확률이 1 % 이하라는 우수한 용접열 영향부 인성이 달성된다.

시임 용접 후, 요구되는 진원도 (roundness) 에 따라서, 0.4 % 이상 2.0 % 이하의 확관율로 확관을 실시한다. 확관율이 0.4 % 미만이면, 특히 판두께 20 ㎜ 이상의 후육인 경우, 통상 요구되는 진원도를 달성하기가 곤란하다. 또, 확관율이 2.0 % 초과인 경우에는, 용접 금속과 용접열 영향부의 경계의 본드부로의 변형 집중이 지나치게 증대되어 확관 균열의 염려가 있다. 또, 과도한 변형 도입에 의하여 이음매 특성의 열화가 염려된다. 진원도 또는 이음매 강도·인성 확보를 향상시키는 관점에서 바람직하게는 0.5 ∼ 1.5 % 이다. 용융선 근방에서 구오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 용접열 영향부의 HAZ 조립 (CGHAZ) 의 미크로 조직은, 외면측의 표면에서부터 6 ㎜ 의 위치를 주사형 전자현미경 (배율 5000 배) 에 의하여 랜덤하게 10 시야 이상 관찰하여 동정한다.

실시예

[실시예 1]

표 1 에 나타내는 여러 가지의 화학 조성의 강을 전로 (steel converter) 에서 용제하고, 연속 주조 (continuous cast) 에 의하여 170 ∼ 250 ㎜ 두께의 주물편으로 한 후, 표 2 에 나타내는 열간 압연, 가속 냉각, 재가열 조건에서 강판 (1 ∼ 10) 을 제작하였다. 또한, 재가열은 가속 냉각 설비와 동일 라인 상에 설치한 유도 가열형의 가열 장치를 사용하여 행하였다.

추가로, 이들 강판을 U 프레스, O 프레스에 의하여 성형한 후, 서브머지 아크 용접으로 내면 시임 용접 (internal seam welding) 후, 외면 시임 용접 (external seam welding) 을 행하였다. 그 후, 0.6 ∼ 1.2 % 의 확관율로 확관하여 외경 400 ∼ 1626 ㎜ 의 강관으로 하였다. 표 3 및 표 4 에 강관 1-1 ∼ 10 의 내면 시임 용접과 외면 시임 용접의 용접 금속부 (6및 5) 의 화학 조성을 나타낸다.

얻어진 강관의 이음매 강도를 평가하기 위하여, API-5L 에 준거한 전체 두께 인장 시험편을 모재부에 대해서는 관축 방향에서, 시임 용접부에 대해서는 관의 원주 방향에서 채취하여 인장 시험을 행하였다.

또, 강관의 용접 이음매부로부터 JIS Z 2202 (1980) 의 V 노치 샤르피 충격 시험편 (1 및 3) 을 도 1a 및 도 1b 에 나타내는 외면 FL, Root-FL 의 2 가지의 위치로부터 채취하고, -30 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 또한, 노치 위치 (2) 는 HAZ 와 용접 금속이 1 : 1 의 비율로 존재하는 위치로 하였다.

CGHAZ 의 미크로 조직은, 외면측의 시임 용접의 HAZ 조립 (CGHAZ) 을 표면에서부터 6 ㎜ 의 위치를 주사형 전자현미경 (배율 5000 배) 으로 관찰하였다. HAZ 조립 (CGHAZ) 의 경도, HAZ 조립 (CGHAZ) 의 인성 (이하 HAZ 인성) 의 시험 결과를 정리하여 표 5 및 표 6 에 나타낸다.

또, 강관의 모재부의 판두께 중앙 위치로부터 JIS Z 2202 (1980) 의 V 노치 샤르피 충격 시험편을 채취하고, -40 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 게다가 API-5L 에 준거한 DWTT 시험편을 강관에서 채취하고, -20 ℃ 의 시험 온도에서 시험을 실시하여, SA 값 (Shear Area : 연성 파면율) 을 구하였다.

모재 강판의 인장 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하이고, 5 % 이상의 균일 연신을 갖고, 또 인장 강도에 대한 0.5 % 내력의 비율이 85 % 이하, 또한, 모재에 있어서의 시험 온도 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 판두께 25 ㎜ 미만인 경우 210 J 이상, 판두께 25 ㎜ 이상의 경우 150 J 이상, DWTTSA-20 ℃ 가 85 % 이상이고, 강관의 시임 용접 이음매 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하, 상기 서술한 HAZ 조립 (CGHAZ) 에 있어서의 시험 온도 -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지 100 J 이상을 본 발명의 목표 범위 내로 한다.

표 5 및 표 6 에 시험 결과를 나타낸다. 시험 No.1, 2, 3 은 모재, 용접부가, 청구항 1, 4 에 기재된 규정을 만족하는 발명예로서, 원하는 모재부의 강도·항복비·균일 연신·인성 및, 시임 용접부의 고 HAZ 인성을 나타내고, 모재부의 미크로 조직에 있어서, 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 하고, 함유하는 섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 이하이고, 또한 방위차각 15°이상의 경계로 둘러싸이는 베이나이틱 페라이트의 장축경이 20 ㎛ 이하로 되어 있었다.

또, HAZ 조립 (CGHAZ부) 의 미크로 조직에 있어서, 면적률로 적어도 50 % 이상인 하부 베이나이트와, 잔부가 상부 베이나이트 및/또는 마텐자이트를 구비한 혼합 조직이 얻어졌다.

한편, 시험 No.4, 5, 6 은 모재 성분이 제 1 항에 기재된 발명 범위 내이지만, 강판의 압연에 있어서 750 ℃ 이하의 누적 압하율이 75 % 를 밑돌고 있었기 (표 2 참조) 때문에 모재 인성이 저하되었다. 용접부의 미크로 조직은 제 1 항에 기재된 규정을 만족하고, 양호한 인성을 얻어졌다.

시험 No.7, 8, 9 는 모재 성분이 제 1 항에 기재된 발명 범위 내이지만, 용접 입열이 높고, 이음매의 HAZ 조립 (CGHAZ) 부의 미크로 조직에 있어서, 하부 베이나이트 분율이 제 1 항에 기재된 규정의 하한을 밑돌고, 상부 베이나이트 조직의 분율이 높아졌기 때문에, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.10 은 B 무첨가계로서, 상부 베이나이트 조직의 분율이 높아졌기 때문에, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.11 은, P_CM 이 본 발명의 하한을 밑돌고, 모재의 인장 강도 및 이음매의 인장 강도가 760 ㎫ 미만이 되고, 또, 이음매의 HAZ 조립 (CGHAZ) 부의 미크로 조직 중의 하부 베이나이트 분율이 낮고, HAZ 조립 (CGHAZ) 조직이 상부 베이나이트 조직으로 되어, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.12 는, P_CM 값이 본 발명의 상한을 웃돌아, HAZ 조립 (CGHAZ) 조직이 마텐자이트 조직으로 되어, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.13 은, 내면측 및 외면측 모두 용접 입열 80 kJ/㎝ 이하이지만, 내면측의 용접 입열이 외면측의 용접 입열보다 높고, Root 부의 미크로 조직에 있어서, 오스테나이트 입경이 큰 상태에서 신속한 냉각을 받기 때문에, 조대한 상부 베이나이트 조직으로 되어, Root 측의 HAZ 인성이 저하되었다.

[실시예 2]

표 7 에 나타내는 여러 가지의 화학 조성의 강을 전로 (steel converter) 에서 용제하고, 연속 주조 (continuous cast) 에 의하여 160 ∼ 250 ㎜ 두께의 주물편으로 한 후, 표 8 에 나타내는 열간 압연, 가속 냉각, 재가열 조건에서 강판 (11 ∼ 24) 을 제작하였다. 또한, 재가열은 가속 냉각 설비와 동일 라인 상에 설치한 유도 가열형의 가열 장치를 사용하여 행하였다.

또한, 이들 강판을 U 프레스, O 프레스에 의하여 성형한 후, 서브머지 아크 용접으로 내면 시임 용접 (internal seam welding) 후, 외면 시임 용접 (external seam welding) 을 행하였다. 그 후, 0.6 ∼ 1.2 % 의 확관율에 의하여 확관하여 외경 400 ∼ 1626 ㎜ 의 강관으로 하였다. 표 9 및 표 10 에 강관 (11-1 ∼ 24) 의 내면 시임 용접과 외면 시임 용접의 용접 금속부의 화학 조성을 나타낸다.

또, 강관의 용접 이음매부로부터 JIS Z 2202 (1980) 의 V 노치 샤르피 충격 시험편 (1 및 3) 을, 도 1a 및 도 1b 에 나타내는 외면 FL, Root-FL 의 2 가지의 위치에서 채취하여, -30 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 행하였다. 또한, 노치 위치 (2) 는 HAZ 와 용접 금속이 1 : 1 의 비율로 존재하는 위치로 하였다.

CGHAZ 의 미크로 조직은, 외면측의 시임 용접의 HAZ 조립 (CGHAZ) 을 표면에서부터 6 ㎜ 의 위치를 주사형 전자현미경 (배율 5000 배) 으로 관찰하였다.

HAZ 조립 (CGHAZ) 의 경도, HAZ 조립 (CGHAZ) 의 인성 (이하 HAZ 인성) 시험 결과를 정리하여 표 11 및 표 13 에 나타낸다.

또, 강관의 모재부의 판두께 중앙 위치로부터 JIS Z 2202 (1980) 의 V 노치 샤르피 충격 시험편을 채취하여, -40 ℃ 의 시험 온도에서 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 또한, API-5L 에 준거한 DWTT 시험편을 강관에서 채취하고, -20 ℃ 의 시험 온도에서 시험을 행하여, SA 값 (Shear Area : 연성 파면율) 을 구하였다.

모재 강판의 인장 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하이고, 5 % 이상의 균일 연신을 갖고. 또한 인장 강도에 대한 0.5 % 내력의 비율이 85 % 이하 또한, 모재에 있어서의 시험 온도 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가 판두께 25 ㎜ 미만인 경우 210 J 이상, 판두께 25 ㎜ 이상인 경우 150 J 이상, DWTTSA-20 ℃ 가 85 % 이상이고, 강관의 시임 용접 이음매 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하, 상기 서술한 HAZ 조립 (CGHAZ) 에 있어서의 시험 온도 -30 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지 100 J 이상을 본 발명의 목표 범위 내로 한다.

또한, 제조된 강판을 250 ℃ 에서 30 분간 유지하여, 변형 시효 처리한 후, 모재의 인장 시험 및 샤르피 시험, 용접열 영향부 (HAZ) 의 샤르피 시험을 동일하게 실시하여 평가하였다. 또한, 변형 시효 처리 후의 평가 기준은, 상기 서술한 변형 시효 처리 전의 평가 기준과 동일한 기준으로 판정하였다.

표 11, 표 12, 표 13 및 표 14 에 시험 결과를 나타낸다. 시험 No.14, 15, 16, 17, 18 은 모재 및 용접부가, 제 1, 4 항에 기재된 규정을 만족하는 발명예로서, 원하는 모재부의 강도·항복비·균일 연신·인성 및, 시임 용접부의 고 HAZ 인성을 나타내고, 모재부의 미크로 조직에 있어서, 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 하고, 함유하는 섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 이하이고, 또한 방위차각 15°이상의 경계로 둘러싸이는 베이나이틱 페라이트의 장축경이 20 ㎛ 이하로 되어 있었다.

한편, 시험 No.19, 20, 21, 22 는 모재 성분이 제 1 항에 기재된 발명 범위 내이지만, 강판의 압연에 있어서 750 ℃ 이하의 누적 압하율이 75 % 를 밑돌고 있었기 (표 8 참조) 때문에 모재 인성이 저하되었다. 용접부의 미크로 조직은 제 1 항에 기재된 규정을 만족하고, 양호한 인성이 얻어졌다.

시험 No.23, 24, 25, 26 은 모재 성분이 제 1 항에 기재된 발명 범위 내이지만 용접 입열이 높고, 이음매의 HAZ 조립 (CGHAZ) 부의 미크로 조직에 있어서, 하부 베이나이트 분율이 제 1 항에 기재된 규정의 하한을 밑돌고, 상부 베이나이트 조직의 분율이 높아졌기 때문에, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.27 은 B 무첨가계로서, 상부 베이나이트 조직의 분율이 높아졌기 때문에, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.28 은, P_CM 이 본 발명의 하한을 밑돌고, 모재의 인장 강도 및 이음매의 인장 강도가 760 ㎫ 미만이 되고, 또, 이음매의 HAZ 조립 (CGHAZ) 부의 미크로 조직 중의 하부 베이나이트 분율이 낮고, HAZ 조립 (CGHAZ) 조직이 상부 베이나이트 조직으로 되어, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다.

시험 No.29 는, P_CM 값이 본 발명의 상한을 웃돌고, HAZ 조립 (CGHAZ) 조직이 마텐자이트 조직으로 되어, 외면측, 내면측 Root 부 모두 HAZ 인성이 저하되었다. 또, 모재 인성도 열화되었다.

시험 No.30 은, 내면측 및 외면측 모두 용접 입열 80 kJ/㎝ 이하이지만, 내면측의 용접 입열이 외면측의 용접 입열보다 높고, Root 부의 미크로 조직에 있어서, 오스테나이트 입경이 큰 상태에서 신속한 냉각을 받기 때문에, 조대한 상부 베이나이트 조직으로 되어, Root 측의 HAZ 인성이 저하되었다.

또한, 시험 No.14 ∼ 18 의 본 발명예에서는, 250 ℃ 에서 30 분간 유지의 변형 시효 처리 후에도, 모재의 인장 시험 및 샤르피 시험, 용접열 영향부 (HAZ) 의 샤르피 시험 등의 결과는 변형 시효 전과 동등한 우수한 것이었다. 이에 대하여, 시험 No.31 의 비교예에 있어서는, 강판 제조시의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 필요한 MA 분율을 확보하지 못하고, 250 ℃ 에서 30 분간 유지의 변형 시효 처리 전이나 후에도, 강관 모재의 항복비의 평가 기준을 만족시키지 못했다.

1 : 외면 FL 노치의 샤르피 시험편
2 : 샤르피 시험편의 노치 위치
3 : Root-FL 노치의 샤르피 시험편
4 : 노치 위치에 있어서의 최취화 조직
5 : 외면 용접 금속
6 : 내면 용접 금속
7 : 용융선
8 : 용융선 근방의 구오스테나이트 입경 50 ㎛ 이상이 되는 HAZ 조립 영역 (CGHAZ)
9 : Ac3 점으로 가열된 위치
10 : Ac1 점으로 가열된 위치
11 : 내면의 HAZ 조립조직이, 2 상역 (Ac1 점 (10) ∼ Ac3 점 (9)) 으로 가열된 영역 (ICGHAZ)

Claims

모재의 성분 조성이, 질량 % 로,
C : 0.03 % 초과, 0.08 % 이하,
Si : 0.01 ∼ 0.5 %,
Mn : 1.5 ∼ 3.0 %,
P : 0.015 % 이하,
S : 0.003 % 이하,
Al : 0.01 ∼ 0.08 %,
Nb : 0.005 ∼ 0.025 %,
Ti : 0.005 ∼ 0.025 %,
N : 0.001 ∼ 0.010 %,
O : 0.005 % 이하,
B : 0.0003 ∼ 0.0020 %
를 함유하고, 추가로,
Cu : 0.01 ∼ 1 %,
Ni : 0.01 ∼ 1 %,
Cr : 0.01 ∼ 1 %,
Mo : 0.01 ∼ 1 %,
V : 0.01 ∼ 0.1 %
의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,
하기 식 (1) 로 계산되는 P_CM 값 (단위는 %) 이 0.19 ≤ P_CM ≤ 0.25 를 만족하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물이고,
모재의 인장 특성이, 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하의 인장 강도와 5 % 이상의 균일 연신이고, 항복비가 85 % 이하이고, 또한 시험 온도 -40 ℃ 에서의 샤르피 흡수 에너지가, 판두께 25 ㎜ 미만인 경우에는 210 J 이상이고, 판두께 25 ㎜ 이상인 경우에는 150 J 이상인 모재부와,
시임 용접의 용접 금속의 성분 조성이, 질량 % 로,
C : 0.03 ∼ 0.10 %,
Si : 0.5 % 이하,
Mn : 1.5 ∼ 3.0 %,
P : 0.015 % 이하,
S : 0.005 % 이하,
Al : 0.05 % 이하,
Nb : 0.005 ∼ 0.05 %,
Ti : 0.005 ∼ 0.03 %,
N : 0.010 % 이하,
O : 0.015 ∼ 0.045 %,
B : 0.0003 ∼ 0.0050 %
를 함유하고, 추가로,
Cu : 0.01 ∼ 1 %,
Ni : 0.01 ∼ 2.5 %,
Cr : 0.01 ∼ 1 %,
Mo : 0.01 ∼ 1.5 %,
V : 0.1 % 이하
의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고,
잔부가 Fe 및 불가피한 불순물인 용접 금속부로 이루어지고,
강관의 시임 용접부에 있어서의 용융선 근방에서 구 (舊) 오스테나이트 입경이 50 ㎛ 이상이 되는 용접열 영향부의 미크로 조직이, 하부 베이나이트, 또는 면적률로 적어도 50 % 이상인 하부 베이나이트와, 상부 베이나이트 및/또는 마텐자이트를 구비한 혼합 조직인 저온용 고강도 강관.
P_{CM (}%) = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo /15 ＋ V/10 ＋ 5×B … (1)
단, 각 원소는 함유량 (질량 %) 을 나타냄
제 1 항에 있어서,
강관의 길이 방향으로 내외면으로부터 1 층씩 용접한 강관의 시임 용접부에 있어서, 외면측의 용융선 근방의 용접열 영향부 경도가 하기 식 (2) 를 만족하는 저온용 고강도 강관.
250 ≤ HV (98N) ≤ 350 … (2)
단, HV (98N) : 10 ㎏f 로 측정한 비커스 경도를 나타냄
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
강관의 시임 용접부의 이음매 강도가 760 ㎫ 이상 930 ㎫ 이하인 저온용 고강도 강관.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
강관의 모재부의 미크로 조직에 있어서, 면적률 4 % 이상 12 % 이하의 섬 형상 마텐자이트를 함유하는 베이나이트 조직을 주체로 하고, 함유하는 섬 형상 마텐자이트의 장축경이 2 ㎛ 이하이고, 또한 방위차각 15°이상의 경계로 둘러싸이는 베이나이틱 페라이트의 장축경이 20 ㎛ 이하인 저온용 고강도 강관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 모재부 및/또는 용접 금속부의 화학 성분에, 질량 % 로,
Ca : 0.0005 ∼ 0.01 %,
REM : 0.0005 ∼ 0.02 %,
Zr : 0.0005 ∼ 0.03 %,
Mg : 0.0005 ∼ 0.01 %
의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 저온용 고강도 강관.
제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
추가로, 250 ℃ 이하의 온도에서 30 분 이하의 변형 시효 처리를 행한 후에도 균일 연신이 5 % 이상, 항복비가 85 % 이하인 것을 특징으로 하는 저온용 고강도 강관.
제 1 항 또는 제 5 항에 기재된 모재 성분을 갖는 강을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 950 ℃ 초과에서의 누적 압하율이 10 % 이상, 750 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 75 % 이상이 되도록 650 ℃ 이상의 압연 종료 온도에서 열간 압연한 후, 10 ℃/s 이상의 냉각 속도로 450 ℃ 이상 650 ℃ 미만의 온도까지 가속 냉각시키고, 그 후 즉시 0.5 ℃/s 이상의 승온 속도로 가속 냉각 정지 온도 이상의 500 ∼ 750 ℃ 까지 재가열을 행하는 저온용 고강도 강관용 강판의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
추가로, 상기 열간 압연에 있어서 750 ℃ 초과 950 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 20 % 이상인 것을 특징으로 하는 저온용 고강도 강관용 강판의 제조 방법.
제 7 항 또는 제 8 항에 기재된 제조 방법에 의하여 얻어지는 강판을 통 형상으로 성형하고, 그 맞닿음부를 내외면으로부터 1 층씩 용접할 때의 내외면 각각의 용접 입열이 80 kJ/㎝ 이하이고, 외면측 및 내면측의 입열 밸런스가 하기 식 (3) 을 만족하는 저온용 고강도 용접 강관의 제조 방법.
내면 입열 ≤ 외면 입열 … (3)
제 9 항에 있어서,
강관의 길이 방향으로 내외면으로부터 1 층씩 용접한 후, 0.4 % 이상 2.0 % 이하의 확관율로 확관하는 저온용 고강도 용접 강관의 제조 방법.