KR20120083934A

KR20120083934A - 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20120083934A
Application number: KR20127015921A
Authority: KR
Inventors: 노부유키 이시카와; 아키히코 다니자와; 히토시 스에요시; 마사유키 호리에; 야스미츠 기요토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2009-11-25
Filing date: 2010-11-25
Publication date: 2012-07-26
Also published as: KR20150013361A; WO2011065578A1; EP2505681A4; US20120305122A1; EP2505681B1; KR101699818B1; CN102666899A; EP2505681A1; JP5561120B2; KR101511615B1; JP2011132601A

Abstract

강판의 금속 조직을 최적화함으로써, 바우싱거 효과에 의한 항복 응력 저하를 억제하고, 모재 및 용접 열영향부의 인성도 우수한, 후육(heavy wall thickness)의 라인파이프용 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다. 구체적으로는, 질량％로, C: 0.03?0.08％, Si: 0.10％ 이하, Mn: 1.00?2.00％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0030％ 이하, Al: 0.06％ 이하, Nb: 0.005?0.020％, Ti: 0.005?0.025％, N: 0.0010?0.0060％를 함유하고, Ti(％)/N(％)이 2?4으로, Ceq값이 0.30 이상이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강관이며, 모재의 금속 조직의 베이나이트, 섬(島) 형상 마르텐사이트(MA), 세멘타이트의 분율 등과 용접 열영향부의 금속 조직을 특정한 것을 특징으로 하는, 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법이다.

Description

높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법{WELDED STEEL PIPE FOR LINEPIPE WITH SUPERIOR COMPRESSIVE STRENGTH AND SUPERIOR TOUGHNESS, AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 원유(crude oil)나 천연 가스(natural gas) 등의 수송용의 라인파이프(linepipe)에 관한 것으로, 특히, 높은 내(耐)콜랩스 성능(collapse resistant performance)이 요구되는 후육(厚肉;heavy wall thickness)의 심해용 라인파이프(line pipe for deep sea)로의 사용에 적합한, 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 압축 강도(compressive strength)는, 특별히 언급하지 않는 한, 압축 항복 강도(compressive yield strength) 혹은, 0.5％ 압축 내력(compressive proof strength)을 말한다. 또한, 인장 항복 강도(tensile yield strength)는, 특별히 언급하지 않는 한, 인장 항복 강도(tensile yield strength) 혹은, 0.5％ 인장 내력을 말하며, 인장 강도(tensile strength)는, 통상의 정의대로 인장 시험시의 최대 응력을 말한다.

최근의 에너지 수요의 증대(increase in demand for energy)에 수반하여, 원유나 천연 가스 파이프라인의 개발이 왕성하게 이루어지고 있어, 가스전(gas field)이나 유전의 원격지화나 수송 루트의 다양화 때문에, 해양을 통과하는 파이프라인도 많이 개발되고 있다. 해저 파이프라인(offshore pipeline)에 사용되는 라인파이프에는 수압(water pressure)에 의한 콜랩스(collapse;압궤)를 방지하기 위해, 육상 파이프라인(onshore pipeline)보다도 관 두께(wall thickness)가 두꺼운 것이 이용되고, 또한 높은 진원도(roundness)가 요구되지만, 라인파이프의 재질로서는 외압(external pressure)에 의해 관둘레 방향(circumferential direction of pipe)으로 발생하는 압축 응력(compression stress)에 대항하기 위해 높은 압축 강도가 필요하게 된다.

해저 파이프라인의 설계에는 DNV 규격(Det Norske Veritas standard)(OS F- 101)이 적용되는 경우가 많지만, 본 규격에서는 외압에 의한 콜랩스 압력을 결정하는 인자로서 파이프의 관경(pipe diameter)(D), 관 두께(t), 진원도(f₀) 및 재료의 인장 항복 강도(tensile yield strength)(fy)를 이용하여 콜랩스 압력(collapse pressure)이 구해진다. 그러나, 파이프의 사이즈와 인장 강도가 동일하더라도, 파이프의 제조 방법에 따라 압축 강도가 변화하는 점에서, 인장 항복 강도에는 제조 방법에 따라서 상이한 계수(coefficient)(αfab)가 곱해지게 된다. 이 DNV 규격 계수는 심리스(seamless) 파이프의 경우에는 1.0 즉 인장 항복 강도를 그대로 적용할 수 있지만, UOE 프로세스로 제조된 파이프의 경우는 계수로서 0.85가 주어지고 있다. 이것은, UOE 프로세스에서 제조된 파이프의 압축 강도가 인장 항복 강도보다도 저하되기 때문이지만, UOE 강관은 조관의 최종 공정에서 확관 프로세스(pipe expanding process)가 있어 관둘레 방향으로 인장 변형이 주어진 후에 압축을 받게 되기 때문에, 바우싱거 효과(Bauschinger effect)에 의해 압축 강도가 저하하는 것이 그 요인이 되고 있다. 따라서, 내콜랩스 성능을 높이기 위해서는, 파이프의 압축 강도를 높이는 것이 필요하지만, 냉간 성형(cold forming)에서 확관 프로세스를 거쳐서 제조되는 강관의 경우는, 바우싱거 효과에 의한 압축 항복 강도 저하가 문제가 되고 있었다.

UOE 강관의 내콜랩스성 향상에 관해서는 많은 검토가 이루어지고 있으며, 특허문헌 1에는 통전 가열(Joule heating)로 강관을 가열하여 확관을 행한 후에 일정 시간 이상 온도를 유지하는 방법이 개시되어 있다. 이 방법에 의하면, 확관에 의해 도입된 전위(dislocation)가 제거?분산되기 때문에, 고항복점을 얻는 것이지만, 확관 후에 5분 이상 온도 유지하기 위해, 통전 가열을 계속할 필요가 있기 때문에, 생산성(productivity)이 뒤떨어진다.

또한, 특허문헌 1과 동일하게 확관 후에 가열을 행하여 바우싱거 효과에 의한 압축 항복 강도의 저하를 회복시키는 방법으로서, 특허문헌 2에서는 강관 외표면을 내표면보다 높은 온도에 가열함으로써, 가공 경화에 의해 상승한 내면측의 압축 항복 강도를 유지하고, 바우싱거 효과에 의해 저하한 외표면측의 압축 항복 강도를 상승시키는 방법이 제안되고 있다.

또한, 특허문헌 3에는 Nb-Ti 첨가강의 강판 제조 공정(steel plate manufacturing process)에서 열간 압연(hot rolling) 후의 가속 냉각(accelerated cooling)을 Ar₃ 온도 이상에서 300℃ 이하까지 행하여, UOE 프로세스에서 강관으로 한 후에 80?550℃로 가열을 행하는 방법이 각각 제안되고 있다.

그러나, 특허문헌 2의 방법에서는 강관의 외표면(outer surface)과 내표면(inner surface)의 가열 온도와 가열 시간을 각각 관리하는 것은 실(實)제조상, 특히 대량 생산 공정(mass production process)에 있어서 품질을 관리하는 것은 매우 곤란하고, 또한, 특허문헌 3의 방법은 강판 제조에 있어서의 가속 냉각의 정지 온도를 300℃ 이하의 낮은 온도로 할 필요가 있기 때문에, 강판의 왜곡(distortion)이 커져 UOE 프로세스에서 강관으로 한 경우의 진원도가 저하되고, 추가로 Ar₃ 온도 이상으로부터 가속 냉각을 행하기 위해 비교적 높은 온도에서 압연을 행할 필요가 있어 인성(fracture toughness)이 열화한다는 문제가 있었다.

한편, 확관 후에 가열을 행하지 않고 강관의 성형 방법에 따라 압축 강도를 높이는 방법으로서는, 특허문헌 4에 O성형(O shape forming) 시의 압축률(compression rate)을 그 후의 확관율(expansion rate)보다도 크게 하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 4의 방법에 의하면 실질적으로 관둘레 방향의 인장 사전 왜곡(tensile pre-strain)이 없기 때문에 바우싱거 효과가 발현되지 않고 높은 압축 강도가 얻어진다. 그러나, 확관율이 낮으면 강관의 진원도를 유지하는 것이 곤란해져 강관의 내콜랩스 성능을 열화시키게 될 수도 있다.

또한, 특허문헌 5에는, 심(seam) 용접부와 용접부의 축 대칭부(용접부로부터 180°의 위치, 외표면측의 압축 강도가 낮은 개소)를 단점(end point)으로 하는 직경이 강관의 최대 지름이 되도록 함으로써 내콜랩스 성능을 높이는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 실제의 파이프라인의 부설(pipeline construction) 시에 있어서 콜랩스가 문제가 되는 것은 해저에 도달한 파이프가 굽힘 변형(bending deformation)을 받는 부분(새그벤드부(sag bend portion))으로, 강관의 심 용접부의 위치와는 관계없이 원주 용접(girth weld)되어 해저(sea bed)에 부설되기 때문에, 심 용접부(seam weld)의 단점이 장경(長徑;major axis)이 되도록 해도 실제상으로는 아무런 효과를 발휘하지 않는다.

또한, 특허문헌 6에는 가속 냉각 후에 재가열을 행하여 강판 표층부의 경질인 제2 상(相)의 분율을 저감시키고, 추가로, 표층부와 판 두께 중심부의 경도차를 작게 하여, 판 두께 방향으로 균일한 강도 분포로 함으로써 바우싱거 효과에 의한 항복 응력 저하가 작은 강판이 제안되고 있다.

또한, 특허문헌 7에는 가속 냉각 후의 재가열 처리에 있어서 강판 중심부의 온도 상승을 억제하면서 강판 표층부를 가열하는, 판 두께가 30㎜ 이상의 고강도 내사우어 라인파이프용 강판의 제조 방법이 제안되고 있다. 이에 따르면, DWTT 성능(Drop Weight Tear Test property)의 저하를 억제하면서 강판 표층부의 경질인 제2 상의 분율이 저감되기 때문에, 강판 표층부의 경도가 저감하여 재질 불균일이 작은 강판이 얻어질 뿐만 아니라, 경질인 제2 상의 분율의 저감에 의한 바우싱거 효과의 저하도 기대된다.

그러나, 특허문헌 6에서는 가열시에 강판의 중심부까지 가열을 행할 필요가 있어, DWTT 성능의 저하를 초래하기 때문에 심해용의 후육의 라인파이프로의 적용은 곤란했다. 또한, 바우싱거 효과는 결정 입경이나 고용 탄소량(amount of solid solution carbon) 등, 여러 가지 조직 인자(microstructure factor)의 영향을 받기 때문에, 특허문헌 7에 기재된 기술과 같이, 단순히 경질인 제2 상의 저감만으로는 압축 강도가 높은 강관은 얻어지지 않고, 추가로 개시되어 있는 재가열 조건에서는, 세멘타이트의 응집 조대화나 Nb나 C 등의 탄화물 형성 원소의 석출 및 그에 수반하는 고용 C의 저하에 의해, 우수한 인장 강도, 압축 강도 및 DWTT 성능의 밸런스를 얻는 것이 곤란했다.

일본공개특허공보 평9-49025호 일본공개특허공보 2003-342639호 일본공개특허공보 2004-35925호 일본공개특허공보 2002-102931호 일본공개특허공보 2003-340519호 일본공개특허공보 2008-56962호 일본공개특허공보 2009-52137호

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 후육의 해저 파이프라인에 적용하기 위해 필요한 고강도와 우수한 인성을 갖는 라인파이프로서, 강관 성형에서의 특수한 성형 조건이나, 조관(pipe making) 후의 열처리를 필요로 하지 않고, 강판의 금속 조직(microstructure)을 최적화함으로써, 바우싱거 효과에 의한 항복 응력 저하를 억제하여, 압축 강도를 높임과 함께, 모재 및 용접 열영향부의 인성도 우수한, 후육(heavy wall thickness)의 라인파이프용 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 바우싱거 효과 억제에 의한 압축 강도 향상과, 강도?인성을 양립시키기 위해 여러 가지 실험을 시도한 결과, 이하의 인식을 얻기에 이르렀다.

(1) 바우싱거 효과에 의한 압축 강도의 저하는 이상 계면(interface between different phases)이나 경질인 제2 상에서의 전위의 집적에 의한 역 응력(back stress)(배 응력이라고도 함)의 발생이 원인으로서, 그 방지로는, 우선 전위의 집적 장소가 되는 페라이트-베이나이트 계면이나 섬(島) 형상 마르텐사이트(MA) 등의 경질인 제2 상을 저감시키는 것이 효과적이다. 그러기 위해, 금속 조직은 연질인 페라이트상과 경질인 MA의 분율을 저감하고, 베이나이트를 주체로 한 조직으로 함으로써, 바우싱거 효과에 의한 압축 강도의 저하를 억제할 수 있다.

(2) 가속 냉각에 의해 제조되는 고강도 강, 특히 해저 파이프라인에 사용되는 바와 같은 후육의 강판은, 필요한 강도를 얻기 위해 합금 원소(alloy elements)를 많이 함유하기 위해 담금질성(hardenability)이 높아, MA의 생성을 완전하게 억제하는 것은 곤란하다. 그러나, 베이나이트 조직을 미세화하여 생성하는 MA를 미세하게 분산시키고, 또한, 가속 냉각 후의 재가열 등에 의해 MA를 세멘타이트로 분해함으로써, 제2 상에 의한 바우싱거 효과를 저감할 수 있다.

(3) 강재의 C량과 Nb 등의 탄화물 형성 원소(carbide formation elements)의 첨가량을 적정화하고, 고용 C를 충분히 확보함으로써, 전위와 고용 C의 상호 작용을 촉진함으로써, 하중의 반전시의 전위의 이동을 저해하여 역 응력에 의한 압축 강도의 저하가 억제된다.

(4) 모재 인성, 특히 DWTT 성능을 높이기 위해서는, 강판의 열간 압연시의 압연 온도를 저하하여 조직을 미세화하는 것이 유효하지만, 압연 온도가 지나치게 낮으면 페라이트상이 생성되고, 가속 냉각 후의 조직이 베이나이트와 페라이트의 혼합된 조직이 되어 바우싱거 효과가 커진다. 페라이트 생성을 억제하기 위해서는 압연 종료 온도와 가속 냉각 개시 온도를 일정 온도 이상으로 엄격하게 관리할 필요가 있다. 이러한 제약 조건에서 모재의 DWTT 성능을 높이기 위해서는, 가속 냉각 정지 후의 공냉시에 생성되는 세멘타이트의 양을 저감하는 것이 유효하다. 즉, 가속 냉각 정지 온도를 일정 온도 이하로 관리함으로써, 냉각 정지시의 미변태 오스테나이트량을 저감하고, 그 후의 공냉에서의 세멘타이트의 생성을 억제할 수 있어, 높은 모재 DWTT 성능이 얻어진다.

(5) 강관의 심 용접부의 용접 열영향부(welded heat affected zone)(이하 「HAZ」라고 칭하는 경우도 있음)에는, 용접시에 1400℃를 초과하는 온도까지 가열된 조립역부(coarse-grained heat-affected zone)(CGHAZ), 및 조립역 HAZ가 다음의 용접에 의해 2상 역에 가열된 부분(intercritically reheated coarse grained heat affected zone)(ICCGHAZ)이 형성되고, 그 만큼에 있어서 특히 MA의 생성이 현저해지기 때문에 HAZ 인성이 열화된다. 이러한 인성 저하를 억제하기 위해서는, 용접 열영향부의 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하여 MA의 양을 일정량 이하로 억제하는 것이 효과적이다. 그러기 위해, MA의 생성을 촉진하는 Si 및 Nb의 첨가량을 엄격하게 제한하는 것이 필요하다. 또한, 열영향부의 경도을 억제하는 것도 HAZ 인성 향상에 유효하고, 그러기 위해 마이크로 편석(micro segregation)에 의해 국소적인 경화부를 형성하기 쉬운 P의 함유량도 엄격하게 억제하는 것이 매우 효과적이다. 상기의 HAZ 인성에 영향을 미치는 성분 원소를 제한하는 것에 더하여, 열영향에 의한 HAZ부의 결정립 조대화를 억제하기 위해서는 TiN 석출물을 이용하는 것이 효과적이며, 그 효과는 Ti와 N을 일정 범위로 제한함으로써 최대화할 수 있다.

본 발명은, 상기의 지견에 기초하여 이루어진 것으로,

제1 발명은,

질량％로, C: 0.03?0.08％, Si: 0.10％ 이하, Mn: 1.00?2.00％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0030％ 이하, Al: 0.06％ 이하, Nb: 0.005?0.020％, Ti: 0.005?0.025％, N: 0.0010?0.0060％를 함유하고, C(％)－0.065 Nb(％)가 0.025 이상, Ti(％)/N(％)가 2?4로서, 하기식으로 나타나는 Ceq값이 0.30 이상이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강관이며, 모재의 금속 조직이 베이나이트 분율: 80％ 이상, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하, 세멘타이트의 분율: 5％ 이하, 베이나이트의 평균 입경: 5㎛ 이하이며, 용접 열영향부의 금속 조직이 베이나이트 분율: 90％ 이상, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하인 것을 특징으로 하는, 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관.

Ceq＝C(％)＋Mn(％)/6＋{Cr(％)＋Mo(％)＋V(％)}/5＋{Cu(％)＋Ni(％)}/15

제2 발명은,

추가로 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하, Ca: 0.0005?0.0035％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고, C(％)－0.065Nb(％)－0.025Mo(％)－0.057V(％)가 0.025 이상인 것을 특징으로 하는 제1 발명에 기재된 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관.

제３ 발명은,

제1 발명 또는 제2 발명에 기재된 성분을 갖는 강을, 950?1200℃로 가열하고, 미재결정 온도역(no-recrystallization temperature range)의 압하율(rolling reduction)이 60％ 이상, 압연 종료 온도가 Ar₃?(Ar₃＋70℃)의 열간 압연을 행하고, 이어서, (Ar₃－30℃) 이상의 온도로부터 10℃／초 이상의 냉각 속도로, 300℃ 초과?420℃까지 가속 냉각을 행함으로써 제조된 강판을 이용하고, 냉간 성형에 의해 강관 형상으로 하여, 맞댐부를 심 용접하고, 다음으로 확관율이 0.4?1.2％인 확관을 행하는 것을 특징으로 하는, 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법.

제4 발명은,

상기 가속 냉각에 이어서, 강판 표면 온도가 500?700℃이고, 그리고 강판 중심 온도가 550℃ 미만이 되는 재가열을 행하는 것을 특징으로 하는, 제3 발명에 기재된 높은 압축 강도 및 높은 인성이 우수한 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 해저 파이프라인에 적용하기 위해 필요한 고강도와 우수한 인성을 갖고, 높은 압축 강도로 더욱 인성이 우수한 라인파이프용 강관이 얻어진다.

도 1은 표 2 및 표 3의 No.7(강종 D)에 있어서, 확관율을 변화시킨 경우의, 압축 강도를 나타낸 도면이다.
도 2는 표 2 및 표 3의 No.9(강종 E)의 강판으로부터 잘라낸 환봉 인장 시험편에 반복하여 재하(load)를 가함으로써, 구한 확관율 상당의 반전전 사전 왜곡과 배 응력의 관계를 나타낸 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하에 본 발명을 실시하기 위한 형태에 대해서 설명한다. 우선, 본 발명의 구성 요건의 한정 이유에 대해서 설명한다.

1. 화학 성분에 대해서

먼저 본 발명의 높은 강도 및 높은 인성을 가진 강판이 함유하는 화학 성분의 한정 이유를 설명한다. 또한 성분％는 모두 질량％를 의미한다. 또한, 본 발명에서는, 이하에 규정된 각 화학 성분 등의 수치 범위의 다음의 자릿수의 수치는, 0이다. 예를 들면, C: 0.03?0.08％는 C: 0.030?0.080％이며, Al: 0.06％ 이하는 Al: 0.060％ 이하인 것을 의미한다. 또한, 입경 사이즈도 5㎛ 이하는, 5.0㎛ 이하인 것을 의미한다. 또한, MA 등의 분율 3％ 이하는, 3.0％ 이하인 것을 의미한다.

C: 0.03?0.08％

C는, 가속 냉각에 의해 제조되는 강판의 강도를 높이기 위해 가장 유효한 원소이다. 그러나, 0.03％ 미만에서는 충분한 강도를 확보하지 못하고, 0.08％를 초과하면 인성을 현저하게 열화시킨다. 또한, 0.08％를 초과하여 함유하면 모재나 용접 열영향부에 있어서의 MA 생성을 조장하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, C량을 0.03?0.08％의 범위 내로 한다.

Si : 0.10％ 이하

Si는 탈산을 위해 첨가하지만, 이 효과는 0.01％ 이상에서 발휘되지만, 0.10％를 초과하면 용접 열영향부의 MA 생성이 많아지고, 용접부 인성을 현저하게 열화시킨다. 따라서 Si량은 0.10％ 이하의 범위로 한다. 더욱 높은 HAZ 인성이 요구되는 경우는, 0.08％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.05％ 이하로 하는 것이 한층 더 바람직하다.

Mn : 1.00?2.00％

Mn는 강의 강도 및 인성의 향상을 위해 첨가하지만 1.00％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 2.00％를 초과하면 용접성이 열화한다. 따라서, Mn량은 1.00?2.00％의 범위로 한다. 더욱 바람직하게는, 1.30?2.00％이다. 한편, Mn은, HAZ 조직 중의 입계 페라이트의 생성을 억제함으로써 인성을 개선하는 효과가 있기 때문에, HAZ 인성 확보를 위해서는 1.5％ 이상 첨가하고 있는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 1.50 초과?2.00％이다.

P: 0.010％ 이하

P는 강 중에 불가피적 불순물로서 존재하고, 고용 강화에 의해 강도를 증가시키는 원소이지만, 특히 마이크로 편석에 의해 국소 경화역을 생성하기 쉽기 때문에, 특히 HAZ 인성을 열화시킨다. 본 발명에서는, 용접 열영향부의 경도을 저감시켜, HAZ 인성을 향상시키기 때문에, P의 함유량을 0.010％ 이하로 한다. HAZ 인성 향상을 위해서는, P 함유량은 낮을수록 좋고, 보다 높은 HAZ 인성이 요구되는 경우는, 0.006％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.0030％ 이하

S는, 강 중에 있어서는 일반적으로 MnS계의 개재물이 되고, 모재의 인성을 열화시킨다. 이 경향은, S량이 0.0030％를 초과하면 현저해진다. 따라서, S량을 0.0030％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0020％ 이하로 한다. 또한, 내HIC 성능이 필요해지는 바와 같은 경우는, 0.0010％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.06％ 이하

Al은 탈산제로서 첨가된다. 이 효과는 0.01％ 이상에서 발휘되지만, 0.06％를 초과하면 청정도의 저하에 의해 연성을 열화시킨다. 따라서, Al량은 0.06％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.010?0.040％이다.

Nb : 0.005?0.020％

Nb는, 열간 압연시의 오스테나이트 미재결정 영역을 확대하는 효과가 있고, 특히 950℃까지 미재결정 영역으로 하기 위해서는, 0.005％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, Nb의 첨가량을 증대시키면 대입(大入) 열용접 열영향부 조직에 섬 형상 마르텐사이트를 생성하고, 추가로 다층 용접시의 재열용접 열영향부에서는 석출 취화를 일으킴으로써 인성이 현저하게 열화하기 때문에, 상한을 0.020％로 한다. Nb의 첨가량은, HAZ 인성의 관점에서는 낮을수록 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.005?0.010％이다.

Ti : 0.005?0.025％

Ti는 질화물을 형성하여, 강 중의 고용 N량의 저감에 유효하다. 석출한 TiN은 피닝(pinning) 효과로 열간 압연 전의 슬래브 가열시의 모재 및 대입 열용접시의 용접 열영향부의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 모재 및 용접 열영향부의 인성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상의 첨가가 필요하지만, 0.025％를 초과하여 첨가하면, 조대화된 TiN이나 탄화물의 석출에 의해 모재 및 HAZ 인성이 열화하기 때문에 상한을 0.025％로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.005?0.020％이다.

N: 0.0010?0.0060％

N은 통상, 강 중에 불가피적 불순물로서 존재하지만, 전술한 바와 같이 Ti 첨가에 의해, 오스테나이트 조대화를 억제하는 TiN을 형성하기 때문에 그 함유량을 규정한다. 필요로 하는 피닝 효과를 얻기 위해, 0.0010％ 이상 강 중에 존재하는 것이 필요하지만, 0.0060％를 초과하는 경우는, 고용 N의 증대에 의한 모재 및 용접 열영향부의 인성 열화가 현저하기 때문에, 상한을 0.0060％로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.0020?0.0050％이다.

C(％)－0.065 Nb (％): 0.025 이상

본 발명은 고용 C와 전위와의 상호 작용에 의해 역 응력 발생을 억제함으로써 바우싱거 효과를 저감하고, 강관의 압축 강도를 높이는 것으로, 유효한 고용 C를 확보하는 것이 중요해진다. 일반적으로, 강 중의 C는 세멘타이트나 MA로서 석출하는 것 외에, Nb 등의 탄화물 형성 원소와 결합하여 탄화물로서 석출하고, 고용 C량이 감소한다. 이때, C 함유량에 대하여 Nb 함유량이 지나치게 많으면 Nb 탄화물의 석출량이 많아 충분한 고용 C가 얻어지지 않는다. 그러나, C(％)－0.065 Nb(％)가 0.025 이상이면 충분한 고용 C가 얻어지기 때문에, C 함유량과 Nb 함유량의 관계식인, C(％)－0.065 Nb(％)를 0.025 이상으로 규정한다. 더욱 바람직하게는, 0.028 이상이다.

C(％)－0.065 Nb (％)－0.025 Mo (％)－0.057 V(％): 0.025 이상

본 발명의 선택 원소인 Mo 및 V도 Nb와 동일하게 탄화물을 형성하는 원소로서, 이들 원소도 첨가하는 경우는 충분한 고용 C가 얻어지는 범위에서 첨가할 필요가 있다. 그러나, C(％)－0.065 Nb(％)－0.025 Mo(％)－0.057 V(％)로 나타나는 관계식의 값이 0.025 미만에서는 고용 C가 부족하기 때문에, C(％)－0.065 Nb(％)－0.025 Mo(％)－0.057 V(％)를 0.025 이상으로 규정한다. 더욱 바람직하게는, 0.028 이상이다. 또한, 함유량이, 불가피 불순물 레벨의 원소(첨가하지 않는 원소)에 대해서는, 0％로 계산한다.

Ti (％)/N(％): 2?4

Ti량과 N량과의 비인 Ti/N을 4 이하로 함으로써, Ti 질화물이 주조시에 미세 분산 석출하기 때문에, 용접 열영향부에 있어서 오스테나이트의 입성장을 전면적으로 억제하는 것이 가능하다. 한편, Ti/N이 2 미만의 경우에는, 상대적으로 Ti가 부족하게 되는 점에서 고용된 N이 인성에 악영향을 미치기 때문에, Ti/N을 2?4로 한다. 더욱 바람직하게는, 1.50?3.50이다.

본 발명에서는 상기의 화학 성분 외에, 이하의 원소를 선택 원소로서 임의로 첨가할 수 있다.

Cu : 0.50％ 이하

Cu는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 이 효과는 0.10％ 이상에서 발휘되지만, 0.50％를 초과하여 첨가하면 용접성이 열화한다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우는 0.50％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.40％ 이하이다.

Ni : 1.0％ 이하

Ni는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 이 효과는 0.10％ 이상에서 발휘되지만, 1.0％를 초과하여 첨가하면 용접부의 인성이 열화하고, 연속 주조시의 슬래브 표면 균열을 조장한다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우는 1.0％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.80％ 이하이다.

Cr : 0.50％ 이하

Cr은, 담금질성을 높임으로써 강도의 상승에 유효한 원소이다. 이 효과는 0.10％ 이상에서 발휘되지만, 0.50％를 초과하여 첨가하면 용접부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Cr을 첨가하는 경우는 0.50％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.30％ 이하이다.

Mo : 0.50％ 이하

Mo는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이다. 이 효과는 0.05％ 이상에서 발휘되지만, 0.50％를 초과하여 첨가하면 용접부의 인성이 열화된다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우는 0.50％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.30％ 이하이다.

V: 0.10％ 이하

V는 인성을 열화시키지 않고 강도를 상승시키는 원소이다. 이 효과는 0.010％ 이상에서 발휘되지만, 0.10％를 초과하여 첨가하면 Nb와 동일하게 탄화물로서 석출하여 고용 C를 감소시키기 때문에, V를 첨가하는 경우는, 0.10％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.060％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, 0.040％ 이하이다.

Ca : 0.0005?0.0035％

Ca는 황화물계 개재물의 형태를 제어하고, 연성을 개선하기 위해 유효한 원소이지만, 0.0005％ 미만에서는 그 효과가 없고, 0.0035％를 초과하여 첨가해도 효과가 포화하여, 오히려 청정도의 저하에 의해 인성을 열화시킨다. 따라서, Ca량은 0.0005?0.0035％의 범위로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.0015?0.0035％ 이하이다.

Ceq 값: 0.30 이상

Ceq는 강의 담금질성 지수로서, Ceq값이 높을수록 강재의 인장 강도 및 압축 강도가 높아진다. Ceq값이 0.30 미만에서는 20㎜를 초과하는 후육의 강관에 있어서 충분한 강도를 확보할 수 없기 때문에, Ceq값은 0.30 이상으로 한다. 또한, 30㎜를 초과하는 육후의 강관에 있어서 충분히 강도를 확보하기 위해서는, 0.36 이상으로 하는 것이 좋다. 또한 Ceq가 높을수록 저온 균열 감수성이 증가하고, 용접 균열을 조장하여, 부설 선상(船上) 등의 가혹한 환경에서도 예열 없이 용접하기 위해, 상한을 0.42로 한다. 또한, 함유량이, 불가피 불순물 레벨의 원소(첨가하지 않는 원소)에 대해서는, 0％로 계산한다.

또한, 본 발명의 강의 잔부는 실질적으로 Fe이고, 상기 이외의 원소 및 불가피 불순물에 대해서는, 본 발명의 효과를 손상시키지 않는 한 함유할 수 있다.

2. 금속 조직에 대해서

본 발명에 있어서의 금속 조직의 한정 이유를 이하에 설명한다. 이하, 금속 조직 및 MA의 분율은 전부 면적 분율을 의미한다. 또한, 강판의 금속 조직의 특정은 강관의 내면측의 판 두께 1/4의 위치로부터 시료를 채취하여, 연마 후 나이탈에 의한 에칭을 행하여 광학 현미경의 관찰에 의해 행할 수 있다. 그리고, 200배로 촬영한 사진 3?5매를 이용하여 화상 해석에 의해 베이나이트, 페라이트, 가공 페라이트(rolled ferrite) 등의 각각의 금속 조직의 면적 분율을 구할 수 있다. 일반적으로 가속 냉각을 적용하여 제조된 강판의 금속 조직은, 강판의 판 두께 방향에서 상이한 경우가 있다. 한편, 외압을 받는 강관의 콜랩스는 둘레 길이의 작은 강관 내면측의 소성 변형이 먼저 발생함으로써 일어나기 때문에, 압축 강도로서는 강관의 내면측의 특성이 중요해지고, 일반적으로 압축 시험편은 강관의 내면측으로부터 채취된다. 따라서, 여기에서 금속 조직은 강관 내면측의 조직을 규정하는 것이며, 강관의 성능을 대표하는 위치로서, 내면측의 판 두께 1/4의 위치의 조직으로 한다.

베이나이트 분율: 80％ 이상

바우싱거 효과를 억제하고 높은 압축 강도를 얻기 위해서는 연질인 페라이트상이나 경질인 제2 상이 적은 균일한 조직으로 하고, 변형시의 조직 내부에서 발생하는 국소적인 전위의 집적을 억제하는 것이 필요하다. 그 때문에, 베이나이트 주체의 조직으로 한다. 그 효과를 얻기 위해서는 베이나이트의 분율이 80％ 이상 필요하다. 또한, 높은 압축 강도가 필요한 경우는 베이나이트 분율을 90％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하

섬 형상 마르텐사이트(MA)는 매우 경질인 상이며, 변형시에 국소적인 전위의 집적을 촉진하고, 바우싱거 효과에 의해 압축 강도의 저하를 초래하기 때문에, 그 분율을 엄격하게 제한할 필요가 있다. 그러나, MA의 분율이 3％ 이하에서는 그 영향이 작고 압축 강도의 저하도 발생하지 않기 때문에, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율을 3％ 이하로 규정한다. MA의 분율은, 나이탈 에칭 후에 전해 에칭(2단 에칭)을 행하고, 후술하는 바와 같이 그 후 주사형 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰을 행하여 면적 분율을 구할 수 있다.

세멘타이트의 분율: 5％ 이하

가속 냉각에 의해 제조되는 강판에서는, 가속 냉각 정지 후의 공냉시에 생성되는 세멘타이트는, 파괴의 기점이 되기 때문에 모재 인성, 특히 DWTT 성능을 열화시킨다. 본 발명에 있어서는 우수한 DWTT 성능을 얻기 위해, 모재의 세멘타이트 분율을 5％ 이하로 규정한다.

여기에서, 모재의 세멘타이트 분율은 후술하는 바와 같이 나이탈 에칭 후의 제2 상 분율로부터, 전해 에칭 후에 구한 MA 분율을 뺀 값으로서 구할 수 있다.

베이나이트의 평균 입경: 5㎛ 이하

고강도 후육 강판에서는 MA 등의 경질상의 생성을 완전하게 억제하는 것은 곤란하지만, 베이나이트 조직을 미세화함으로써, 생성하는 MA나 세멘타이트를 미세하게 분산시키는 것이 가능하고, 변형시의 국소적인 전위의 집적을 완화할 수 있어, 바우싱거 효과의 저감으로 연결된다. 또한, 베이나이트립계도 전위의 집적 장소가 되기 때문에, 조직을 미세화함으로써 입계 면적을 늘려, 입계에서의 국소적인 전위의 집적을 완화할 수 있어, 역시 바우싱거 효과의 저감에 의해 압축 강도의 향상이 가능하다. 또한, 후육재로 충분한 모재 인성을 얻기 위해서도 미세한 조직이 유효하다. 그러한 효과는, 베이나이트 입경을 5㎛ 이하로 함으로써 얻어지기 때문에, 베이나이트의 평균 입경을 5㎛ 이하로 규정한다. 더욱 바람직하게는, 4.0㎛ 이하이다.

본 발명에서는, 상기의 금속 조직적인 특징을 가짐으로써, 바우싱거 효과에 의한 압축 강도의 저하가 억제되어, 높은 압축 강도가 달성되지만, 보다 큰 효과를 얻기 위해서는 MA의 사이즈는 미세한 것이 바람직하다. MA의 평균 입경이 작을수록, 국소적인 왜곡 집중이 분산되기 때문에, 왜곡 집중량도 적어져 바우싱거 효과의 발생이 더욱 억제된다. 그러기 위해서는, MA의 평균 입자 지름을 1㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서 높은 용접 열영향부 인성을 얻기 위해, 심 용접부의 용접 열영향부의 조직을 이하와 같이 규정한다. 여기에서, 일반적으로 용접 열영향부 인성을 평가하기 위한 사르피 충격 시험편은 강관의 외면측의 판 두께 1/2의 위치의 용접 금속의 용해선 근방의 조립역 HAZ(CGHAZ)으로부터 채취된다. 따라서, 여기에서 용접 열영향부의 금속 조직은, 강관의 심 용접부의 용접 열영향부의 성능을 대표하는 위치로서, 노치 저(底)부에 상당하는 용접 금속과 모재(용접 함유 열영향부)가 1:1이 되는 위치의 금속 조직으로 한다. 용접 열영향부의 금속 조직의 특정은, 외면측 용접 금속의 용해선 근방의 조립역 HAZ(CGHAZ)를 나이탈 에칭을 행하고, 광학 현미경의 관찰을 행했다. 또한, 각 금속 조직의 면적 분율은, 200배에서 촬영한 사진 3?5매를 이용하여 화상 해석에 의해 구할 수 있다.

용접 열영향부의 베이나이트 분율: 90％ 이상

일반적으로 용접 열영향부의 인성을 높이기 위해서는, 연질인 페라이트를 미세하게 생성시키는 것이 바람직하지만, 페라이트 분율이 지나치게 많으면 충분한 이음 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 용접 열영향부의 베이나이트 분율을 90％ 이상으로 규정한다.

용접 열영향부의 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하

용접 열영향부에 생성하는 MA는 침 형상의 형태를 취하는 경우가 많고, 취성 파괴의 기점이 되기 때문에, 용접부 인성을 현저하게 열화시킨다. 그러나, 용접 열영향부에서의 MA 분율이 3％ 이하에서는 그 영향이 작기 때문에, MA의 분율을 3％ 이하로 한다. 여기에서, MA의 분율은, 나이탈 에칭 후에 전해 에칭(2단 에칭)을 행하고, 그 후 주사형 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰을 행하여 면적 분율을 구할 수 있다.

또한, 이와 같이 HAZ의 베이나이트 분율: 90％ 이상, 그리고 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하의 금속 조직을 얻기 위해서는 , 용접 방법의 제한은 특별히 없지만, 예를 들면 서브머지드 아크 용접의 경우는 용접 입열은 100kJ/㎝ 이하의 범위로 함으로써 달성할 수 있다.

3. 제조 조건에 대해서

본 발명의 제3 발명은, 전술한 화학 성분을 함유하는 강 슬래브를, 가열하고 열간 압연을 행한 후, 가속 냉각을 행하는 제조 방법이다. 이하에, 강판의 제조 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 온도는 특별히 기재하지 않는 한 강판의 표면 온도이다.

슬래브 가열 온도: 950?1200℃

슬래브 가열 온도는, 950℃ 미만에서는 충분한 인장 강도 및 압축 강도가 얻어지지 않으며, 1200℃를 초과하면, 인성이나 DWTT 특성이 열화한다. 따라서, 슬래브 가열 온도는 950?1200℃의 범위로 한다. 더욱 우수한 DWTT 성능이 요구되는 경우는, 슬래브 가열 온도의 상한을 1100℃로 하는 것이 바람직하다.

미재결정역에서의 압하율 : 60％ 이상

바우싱거 효과를 저감하기 위한 미세한 베이나이트 조직과 높은 모재 인성을 얻기 위해서는, 열간 압연 공정에 있어서 미재결정 온도역에서 충분한 압하를 행할 필요가 있다. 그러나, 압하율이 60％ 미만에서는 효과가 불충분하기 때문에, 미재결정역에서 압하율을 60％ 이상으로 한다. 바람직하게는 70％ 이상으로 한다. 또한, 압하율은 복수의 압연 패스로 압연을 행하는 경우는 그 누적의 압하율로 한다. 또한, 미재결정 온도는 Nb, Ti 등의 합금 원소에 의해 변화하지만, 본 발명의 Nb 및 Ti 첨가량에서는, 950℃ 이하로 하면 좋다.

압연 종료 온도: Ar ₃ ?( Ar ₃ ＋70℃)

바우싱거 효과에 의한 강도 저하를 억제하기 위해서는, 금속 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하고 페라이트 등의 연질인 조직의 생성을 억제할 필요가 있다. 그러기 위해, 열간 압연은, 페라이트 생성 온도인 Ar₃ 온도 이상으로 하는 것이 필요하다. 또한, 보다 미세한 베이나이트 조직을 얻기 위해서는 압연 종료 온도는 낮을수록 좋고, 압연 종료 온도가 지나치게 높으면 베이나이트 입경이 지나치게 커진다. 그 때문에, 압연 종료 온도의 상한을 (Ar₃＋70℃)로 한다.

또한, Ar₃ 온도는 강의 합금 성분에 따라 변화하기 때문에, 각각의 강으로 실험에 따라 변태 온도를 측정하여 구해도 좋지만, 성분으로부터 하기식 (1)로 구할 수도 있다.

Ar₃(℃)＝910－310 C(％)－80 Mn(％)－20 Cu(％)－15 Cr(％)－55 Ni(％)－80 Mo(％)?????(1)

또한, 함유량이, 불가피 불순물 레벨의 원소(첨가하지 않는 원소)에 대해서는, 0％로 계산한다.

열간 압연에 이어서 가속 냉각을 행한다. 가속 냉각의 조건은 이하와 같다.

냉각 개시 온도: ( Ar ₃ －30℃) 이상

열간 압연 후의 가속 냉각에 의해 금속 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하지만, 냉각 개시 온도가 페라이트 생성 온도인 Ar₃ 온도를 하회하면, 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직이 되어, 바우싱거 효과에 의한 강도 저하가 크고 압축 강도가 저하된다. 그러나, 가속 냉각 개시 온도가 (Ar₃－30℃) 이상이면, 페라이트 분율이 낮고 바우싱거 효과에 의한 강도 저하도 작다. 따라서, 냉각 개시 온도를 (Ar₃－30℃) 이상으로 한다.

냉각 속도: 10℃／초 이상

가속 냉각은 고강도에서 고인성의 강판을 얻기 위해 불가결한 프로세스로서, 높은 냉각 속도로 냉각함으로써 변태 강화에 의한 강도 상승 효과가 얻어진다. 그러나, 냉각 속도가 10℃／초 미만에서는 충분한 강도가 얻어지지 않을 뿐만 아니라, C의 확산이 발생하기 때문에 미변태 오스테나이트(non-transformed austenite)로 C의 농화가 일어나, MA의 생성량이 많아진다. 전술한 바와 같이 MA 등의 경질 제2 상에 의해 바우싱거 효과가 촉진되기 때문에, 압축 강도의 저하를 초래한다. 그러나, 냉각 속도가 10℃／초 이상이면 냉각 중의 C의 확산이 적고, MA의 생성도 억제된다. 따라서 가속 냉각시의 냉각 속도의 하한을 10℃／초로 한다.

냉각 정지 온도: 300℃ 초과?420℃

가속 냉각에 의해 베이나이트 변태가 진행하여 필요한 인장 강도 및 압축 강도가 얻어지지만, 냉각 정지시의 온도가 420℃를 초과하면, 베이나이트 변태가 불충분하고, 충분한 인장 강도 및 압축 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 베이나이트 변태가 완료하지 않기 때문에, 냉각 정지 후의 공냉 중에 미변태 오스테나이트로의 C의 농축이 일어나 세멘타이트 또는 MA의 생성이 촉진된다. 한편, 냉각 정지시의 강판 평균 온도가 300℃ 이하에서는, 강판 표층부의 온도가 마르텐사이트 변태 온도 이하까지 저하되기 때문에 표층부의 MA 분율이 높아져 바우싱거 효과에 의해 압축 강도가 저하한다. 또한, 표층부의 경도가 높아져, 강판에 왜곡을 발생시키기 쉬워지기 때문에 성형성이 열화하고 파이프에 성형했을 때의 진원도가 현저하게 열화한다. 따라서, 냉각 정지시의 온도는 300℃ 초과?420℃의 범위로 한다.

본 발명의 제4 발명은, 가속 냉각 후의 강판에 재가열 처리를 행하는 것이지만, 이하에 그 재가열 조건의 한정 이유를 설명한다.

강판 표면 온도: 500?700℃

후(厚)강판의 가속 냉각에서는 강판 표층부의 냉각 속도가 빠르고 또한 강판 내부에 비해 표층부가 낮은 온도까지 냉각된다. 그 때문에, 강판 표층부에는 MA(섬 형상 마르텐사이트)가 생성되기 쉽다. 이러한 경질상은 바우싱거 효과를 촉진하기 때문에, 가속 냉각 후에 강판의 표층부를 가열하여 MA를 분해함으로써 바우싱거 효과에 의한 압축 강도의 저하를 억제하는 것이 가능해진다. 그러나, 표면 온도가 500℃ 미만에서는 MA의 분해가 충분하지 않고, 또한 700℃를 초과하면, 강판 중앙부의 가열 온도도 상승하기 때문에 큰 강도 저하를 초래한다. 따라서, 가속 냉각 후에 MA의 분해를 목적으로 재가열을 행하는 경우는, 재가열시의 강판 표면 온도를 500?700℃의 범위로 한다. 강판 표면 온도의 측정은, 공지의 온도계를 상법에 따라 이용할 수 있다.

강판 중심 온도: 550℃ 미만

가속 냉각 후의 재가열에 의해, 표층부의 MA가 분해되어 높은 압축 강도가 얻어지지만, 강판 중앙부의 가열 온도가 550℃ 이상이 되면, 세멘타이트의 응집 조대화가 일어나, DWTT 성능이 열화하고, 또한 고용 C의 저하에 의해 압축 강도의 저하가 일어난다. 따라서, 가속 냉각 후의 재가열에서의 강판 중심 온도는 550℃ 미만으로 한다.

여기에서, 재가열시의 강판 중심 온도는 표면 온도의 측정치로부터 전열 계산에 의해 구할 수 있지만, 가열 후 바로 표층부와 중심부의 온도차가 작아지기 때문에, 그 때의 표면 온도를 강판 중심 온도로 해도 좋다.

가속 냉각 후의 재가열하는 수단으로서는, MA가 많이 존재하는 표층부만을 효율적으로 가열할 수 있는 유도 가열을 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 재가열에 의한 효과를 얻으려면 냉각 정지시의 온도보다도 높은 온도로 가열하는 것이 유효하기 때문에, 재가열시의 강판 중심 온도는 냉각 정지시의 온도보다도 50℃ 이상 높은 온도로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 제4 발명에 의하면 강판 표면 온도가 550?720℃이고, 그리고 강판 중심 온도가 550℃ 미만이 되는 재가열을 행함으로써 제조한 강판을 이용하여 강관을 제조하기 때문에, 제3 발명과 비교해서 높은 압축 강도가 얻어진다.

본 발명은 전술한 방법에 의해 제조된 강판을 이용하여 강관으로 하지만, 강관의 성형 방법은, UOE 프로세스나 프레스 벤드(press bend) 등의 냉간 성형에 의해 강관 형상으로 성형한다. 그 후, 심 용접(seam welding)하지만, 이때의 용접 방법은 충분한 이음 강도(strength of joint) 및 이음 인성(toughness of joint)이 얻어지는 방법이라면 어떤 방법이라도 좋지만, 우수한 용접 품질(weld quality)과 제조 능률(production efficiency)의 점에서 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding)을 이용하는 것이 바람직하다.

맞댐부(seam)의 용접을 행한 후에, 용접 잔류 응력(weld residual stress)의 제거와 강관의 진원도의 향상을 위해, 확관을 행한다. 이때의 확관율은, 소정의 강관의 진원도가 얻어지며, 잔류 응력이 제거되는 조건으로서 0.4％ 이상이 필요하다. 또한, 확관율이 지나치게 높으면 바우싱거 효과에 의한 압축 강도의 저하가 커지기 때문에, 그 상한을 1.2％로 한다. 또한, 통상의 용접 강관의 제조에 있어서는, 진원도를 확보하는 것에 역점을 두고 확관율을 0.90?1.20％의 사이로 제어하는 것이 일반적이지만, 압축 강도를 확보하는데 있어서는, 확관율이 낮은 편이 바람직하다. 도 1는, 표 2 및 표 3의 No.7(강종 D)에 있어서, 확관율을 변화시킨 경우의, 압축 강도를 나타낸 도면이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 확관율을 0.9％ 이하로 함으로써, 현저한 압축 강도의 개선 효과가 보이기 때문에, 보다 바람직하게는, 0.4?0.9％로 한다. 더욱 바람직하게는, 0.5?0.8％이다. 또한, 확관율을 0.9％ 이하로 함으로써, 현저한 압축 강도의 개선 효과가 보이는 이유는, 도 2에 나타내는 바와 같이, 강재의 배 응력(back stress)의 발생 거동이 저(低) 왜곡역에서 현저하게 증가하고, 그 후 1％ 정도부터 증가도가 작아져, 2.5％ 이상에서는 포화하는 것에 기인하고 있다. 또한, 도 2는, 표 2의 No.9(강종 E)의 강판과 거의 동등한 화학 성분, 제조 방법의 후강판으로부터 잘라낸 환봉 인장 시험편에 반복하여 재하를 가함으로써, 구해진 확관율 상당의 반전전 사전 왜곡과 배 응력의 관계를 나타낸 도면이다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 성분의 강(강종 A?M)을 연속 주조법(continuous casting process)에 의해 슬래브(slab)로 하고, 이를 이용하여 판 두께 25?33㎜의 후강판(No.1?27)을 제조했다. 강판의 제조 조건을 표 2에 나타낸다. 강판 제조시의 재가열 처리는, 가속 냉각 설비와 동일 라인상에 설치한 유도 가열로(induction heating furnace)를 이용하여 재가열을 행했다. 재가열시의 표층 온도는 유도 가열로의 출구에서의 강판의 표면 온도이며, 중심 온도는 가열 후의 표층 온도와 중심 온도가 거의 동일해진 시점에서의 강판 온도로 했다. 이들 강판을 이용하여, UOE 프로세스에 의해 외경 762㎜ 또는 914㎜의 강관을 제조했다. 심 용접은 내외면 각 1패스의 4전극 서브머지드 아크 용접으로 행하여, 용접시의 입열은 강판의 판 두께에 따라 20?80kJ/㎝의 범위로 했다. 강관 제조시의 확관율도 표 2에 나타낸다.

이상과 같이 하여 제조한 강관의 인장 특성(tensile property)은, 관둘레 방향의 전(全)두께 시험편을 인장 시험편으로 하여 인장 시험(tensile test)을 행하고, 인장 강도를 측정했다. 압축 시험(compression test)은 강관의 강관 내면측의 위치보다 관둘레 방향으로 직경 20㎜, 길이 60㎜의 시험편을 채취하여, 압축 시험을 행하여 압축의 항복 강도(혹은 0.5％ 내력)를 측정했다. 또한, 강관의 관둘레 방향으로부터 채취한 DWTT 시험편에 의해 연성 파면율(Shear area)이 85％가 되는 온도를 85％ SATT(shear area transition temperature)로 하여 구했다. 심 용접부의 용접 열영향부 인성은 사르피 충격 시험에 의해 평가했다. 시험 온도 －30℃에서 흡수 에너지를 각 이음에 대해서 3개씩 측정하고, 그 평균치 및 최저치를 구했다. 절결(cut-away) 위치는, 사르피 시험편의 노치 바닥 중앙에 용융선이 있고, 노치 바닥에 용접 금속과 모재(용접 함유 열영향부)가 1:1이 되는 위치로 했다. 금속 조직은 강관의 내면측의 판 두께 1/4의 위치로부터 샘플을 채취하여, 연마 후 나이탈(nital)에 의한 에칭(etching)을 행하여 광학 현미경으로 관찰을 행했다. 그리고, 200배로 촬영한 사진 5매를 이용하여 화상 해석(image analysis)에 의해 베이나이트 분율을 구했다. 베이나이트의 평균 입경은 동일한 현미경 사진을 이용하여 선분법(line analysis)에 의해 구했다. 세멘타이트 및 MA의 관찰은, 우선 먼저, 상기의 베이나이트 분율을 구한 샘플을 이용하여, 나이탈 에칭 상태에서 주사형 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰을 행했다. 그리고, 1000배로 촬영한 사진 5매를 이용하여, 베이나이트 및 페라이트 이외의 경질 제2 상의 면적 분율을 구했다. 이 경우, 경질 제2 상에는 세멘타이트와 MA가 포함되어 있다. 그 후, 동일 샘플에 전해 에칭(electrolytic etching)(2단 에칭(two-step etching))을 행하여, 재차, 주사형 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰을 행했다. 그리고, 동일하게 1000배로 촬영한 사진 5매로부터 화상 해석에 의해, 제2 상의 면적 분율을 구했다. MA의 면적 분율은 전해 에칭(2단 에칭) 후의 제2 상 분율로 하고, 세멘타이트는 나이탈 에칭 후의 제2 상 분율로부터, 전해 에칭 후에 구한 MA 분율을 뺀 값으로 했다.

또한, 용접 열영향부의 금속 조직은, 사르피 충격 시험에서 노치를 도입하는 외면측 용접 금속의 용융선(fusion line) 근방의 조립역 HAZ의 샘플을 이용하여, 우선, 나이탈 에칭 후에 광학 현미경으로 관찰을 행하고, 200배로 촬영한 사진 5매를 이용하여 화상 해석에 의해 베이나이트 분율을 구했다. 그 후, 동일 샘플에 전해 에칭(2단 에칭)을 행하여, 재차, 주사형 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰을 행하여, 1000배로 촬영한 사진 5매로부터 화상 해석에 의해, MA의 면적 분율을 구했다. 표 3에 이들 결과를 나타낸다.

표 3에 있어서, 본 발명예인 No.1?11은 모두, 화학 성분 및 제조 방법 및 마이크로 조직이 본 발명의 범위 내이며, 압축 강도가 430㎫ 이상의 고압축 강도이며, 양호한 DWTT 특성(－20℃ 이하)을 나타내고, 또한, 이음 인장 강도가, 620㎫ 이상으로, HAZ 인성도 매우 높은 흡수 에너지(100J 이상)가 얻어진다.

한편, No.12?20은, 화학 성분이 본 발명의 범위 내이지만, 제조 방법이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 인장 강도, 압축 강도, DWTT 특성, 이음 인장 강도 또는 HAZ 인성 중 어느 한쪽이 뒤떨어져 있다. No.21?27은 화학 성분이 본 발명 외이기 때문에, 역시, 인장 강도, 압축 강도, DWTT 특성, 이음 강도 또는 HAZ 인성 중 어느 한쪽이 뒤떨어져 있다.

(산업상 이용가능성)

본 발명에 의하면, 높은 압축 강도를 갖고, 더욱 우수한 DWTT 특성과 심 용접부의 이음 인장 강도 및 HAZ 인성을 갖는 후육의 강관이 얻어지기 때문에, 높은 내콜랩스 성능이 요구되는 심해용 라인파이프, 특히 저온 인성이 요구되는 라인파이프로 적용할 수 있다.

(표 1)

(표 2-1)

(표 2-2)

(표 3-1)

(표 3-2)

Claims

질량％로, C: 0.03?0.08％, Si: 0.10％ 이하, Mn: 1.00?2.00％, P: 0.010％ 이하, S: 0.0030％ 이하, Al: 0.06％ 이하, Nb: 0.005?0.020％, Ti: 0.005?0.025％, N: 0.0010?0.0060％를 함유하고, C(％)－0.065Nb(％)가 0.025 이상, Ti(％)/N(％)가 2?4으로, 하기식으로 나타나는 Ceq값이 0.30 이상이며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강관이며, 모재의 금속 조직이 베이나이트 분율: 80％ 이상, 섬(島) 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하, 세멘타이트의 분율: 5％ 이하, 베이나이트의 평균 입경: 5㎛ 이하이며, 용접 열영향부의 금속 조직이 베이나이트 분율: 90％ 이상, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 분율: 3％ 이하인 라인파이프용 용접 강관.
Ceq=C(％)＋Mn(％)/6＋{Cr(％)＋Mo(％)＋V(％)}/5＋{Cu(％)＋Ni(％)}/15
제1항에 있어서,
추가로 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하, Ca: 0.0005?0.0035％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고, C(％)－0.065Nb(％)－0.025Mo(％)－0.057V(％)가 0.025 이상인 라인파이프용 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 기재된 성분을 갖는 강을, 950?1200℃로 가열하고, 미재결정 온도역에서의 압하율이 60％ 이상, 압연 종료 온도가 Ar₃?(Ar₃＋70℃)의 열간 압연을 행하고, 이어서, (Ar₃－30℃) 이상의 온도로부터 10℃／초 이상의 냉각 속도로, 300℃ 초과?420℃까지 가속 냉각을 행함으로써 제조한 강판을 이용하여, 냉간 성형에 의해 강관 형상으로 하고, 맞댐부를 심 용접하고, 이어서 확관율이 0.4％?1.2％의 확관을 행하는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법.
제3항에 있어서,
상기 가속 냉각에 이어서, 강판 표면 온도가 500?700℃이고, 그리고 강판 중심 온도가 550℃ 미만이 되는 재가열을 행하는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법.