KR20150003322A - 후육 고강도 내사우어 라인 파이프, 그의 제조 방법 및 그의 내hic성능의 판정 방법 - Google Patents

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토루 가와나카
노리아키 우치토미
타카후미 오제키
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제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

관두께가 20㎜ 이상이고, 인장 강도가 560M㎩ 이상인 후육 고강도 내(耐)사우어 라인 파이프로서 적합한 것 및 그의 제조 방법을 제공한다.
모재부가, 특정량의 C, Si, Mn, P, S, Al, Nb, Ca, N, O, 선택 성분으로서 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti의 1종 또는 2종 이상, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로, 관두께 방향의 마이크로 조직이, 내표면＋2㎜∼외표면＋2㎜의 영역에서, 90％ 이상의 베이나이트와 1％ 이하의 MA를 포함하고, 관두께 방향의 경도 분포에 있어서, 중심 편석부를 제외한 영역의 경도가 220 Hv10 이하, 중심 편석부의 경도가 250 Hv10 이하이고, 관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께의 13/16까지의 위치에 존재하는 기포나 개재물 및 개재물 클러스터의 장경(長徑)이 1.5㎜ 이하인 라인 파이프이다. 상기 조성의 CC 슬래브를 특정 조건으로 열간 압연 후, 가속 냉각하여, 재가열을 행한다.

Description

후육 고강도 내사우어 라인 파이프 및 그의 제조 방법{THICK, HIGH-STRENGTH, SOUR-RESISTANT LINE PIPE AND METHOD FOR PRODUCING SAME}
본 발명은, 후육(heavy wall) 고강도(high-strength) 내(耐)사우어 라인 파이프(line pipe for sour gas service) 및 그의 제조 방법에 관한 것으로서, 적절하게는 관두께가 20㎜ 이상이고, 인장 강도가 560M㎩ 이상인 것에 관한 것이다.
세계적인 에너지 수요의 고조를 배경으로, 원유(crude oil)나 천연 가스(natural gas)의 채굴량이 해마다 증가한 결과, 고품질인 원유나 천연 가스가 서서히 고갈되어, 황화 수소(hydrogen sulfide) 농도가 높은 저품질의 원유나 천연 가스를 부득이하게 사용할 필요가 생기고 있다.
이러한 원유나 천연 가스를 채굴하기 위해 부설되는 파이프 라인이나 원유 정제 플랜트의 압력 용기 및 배관에는, 안전성 확보를 위해 내사우어 성능(sour resistant property)(내HIC 성능(resistance to Hydrogen Induced Cracking) 및 내SSC 성능(resistance to Sulfide Stress Corrosion Cracking))이 우수한 것이 필요하다. 또한, 라인 파이프의 장거리화나 수송 효율 향상을 위해 후육, 고강도화한 강판 및 강관을 적용하지 않으면 안된다.
그 때문에, 강도 그레이드가 API(American Petroleum Institute) 5L X60∼X65, 관두께가 20∼40㎜ 정도이고 NACE-TM0284 및 NACE-TM0177의 A용액 환경에 있어서 우수한 내사우어 성능을 확보한 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 안정 공급이 과제가 되고 있다.
현재, 내사우어 라인 파이프의 안정 공급에는, 연속 주조 슬래브(continuous casting slab)로부터 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)에 의해 제조한 후강판을 강관 소재로서 이용하는 것이 필수이다. 이러한 제약하에 있어서, 내HIC 성능을 향상시키는 요인으로서, 1) Mn, P 등의 중심 편석(center segregation) 원소의 저감이나 주조 속도의 저감, 경압하의 적용에 의한 중심 편석 경도의 저감, 2) S, O의 저감 및 Ca의 최적량 첨가에 의한 중심 편석에 있어서의 신장 MnS의 발생 억제, 개재물 집적대(inclusion accumulation zone;수직 굽힘형 연속 주조기에 있어서는, 슬래브 표면측 1/4t위치 부근)에 있어서의 Ca 클러스터의 생성 억제, 3) TMCP에 있어서의 가속 냉각 조건의 최적화에 의한 마이크로 조직의 베이나이트 단상화, 섬 형상 마르텐사이트(Martensite-Austenite constituent, MA)의 발생 억제, 중심 편석의 경화 억제 등이 분명해져, 특허문헌 1∼25가 제안되고 있다.
특허문헌 1∼3에는, 중심 편석에 농화되는 합금 원소의 중심 편석 경도에 미치는 영향을 정량화한 화학 성분 파라미터(parameters)나 중심 편석에 있어서의 MnS 및 개재물 집적대에 있어서의 Ca 클러스터의 생성을 정량화한 화학 성분 파라미터를 도입함으로써, 우수한 내HIC 성능을 합리적인 화학 성분 설계로 행하는 것을 가능하게 하는 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 4∼7에는, 중심 편석부에 있어서의 Mn 농도나 Nb, Ti 농도를 측정하고, 그 농도를 일정 이하로 제어함으로써 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 8에는, 중심 편석부의 미(未)압착부 길이를 일정 이하로 제어함으로써 중심 편석부로의 합금 원소의 농화 및 그에 수반하는 경도의 상승을 억제하여, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 9에는, 중심 편석에 생성되는 S, N, O와 결합한 개재물이나 NbTiCN의 크기의 상한을 규정하고, 화학 성분이나 슬래브 가열 조건에서 그 범위로 제어함으로써, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 10에는, Nb를 0.01％ 미만으로 저감함으로써, 중심 편석에서의 HIC 기점이 되는 NbCN의 발생을 억제함으로써, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 11에는, 후육 고강도 라인 파이프에 있어서, 슬래브 재가열시의 가열 온도를 슬래브 중의 NbCN가 고용(固溶)하여, 오스테나이트립(grain)의 조대화(coarsening)가 가능한 한 억제되는 조건으로 함으로써, 우수한 DWTT 성능과 HIC 성능을 양립하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 12 및 13에는, 중심 편석에서의 MnS 생성 억제를 위해 첨가한 Ca의 형태를 최적 제어하기 위해, Ca-Al-O의 조성비를 최적화하고, 미세한 구(球) 형상으로 함으로써, Ca 클러스터나 조대한 TiN을 기점으로 한 HIC 발생을 억제하여, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 14에는, 가속 냉각 개시 온도의 하한의 결정에 관하여, C/Mn과 미(未)재결정역 전체 압하량을 고려함으로써, 밴드 형상 조직의 발생을 억제하여, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 15 및 16에는, 미재결정역 압연에 의한 결정립의 편평화에 수반하는 마이크로 조직의 HIC 전파 정지 성능의 열화를 억제하기 위해, 압연 종료 온도를 높게 함으로써, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 17에는, 가속 냉각의 최적화 및 온라인 급속 가열의 적용에 의해, 페라이트 조직 중에 미세한 석출물이 분산하는 조직 형태로 하고, 표층 페라이트화에 의한 표층 경도의 저감 및 석출 강화에 의한 고강도화를 양립하여, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 18∼20에는, 특허문헌 17과 동일한 수법으로 마이크로 조직을 베이나이트 주체로 함으로써, 강도와 HIC 성능을 양립하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 22∼25에는, 가속 냉각 후, 온라인에 설치된 유도 가열 장치에 의해 급속 가열을 행함으로써, 강판 판두께 방향의 마이크로 조직이나 경도 분포를 조정하여 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 22에는 마이크로 조직 중의 MA의 생성을 억제하고, 또한 균일한 판두께 방향의 경도 분포로서 HIC의 전파 정지 성능을 높이는 것이 기재되고, 특허문헌 23에는 고강도와 내HIC성을 양립시키기 위해, 성분 조성을 편석이 억제되어, 석출 강화가 가능한 계(系)로 하여, 마이크로 조직 내에 있어서의 경도차가 작은 페라이트＋베이나이트 2상(相) 조직으로 하는 것이 기재되어 있다.
특허문헌 24에는, 성분 조성을, 각 합금 원소의 중심 편석부의 농도가 낮아지도록 조정하여, 중심 편석부의 경도를 저감하고, 강판 표층부에 있어서의 금속 조직은 베이나이트 또는 베이나이트＋페라이트의 혼합 조직으로 하여, 섬 형상 마르텐사이트의 체적분율을 2％ 이하로 하는 것이 기재되어 있다.
특허문헌 25에는, 가속 냉각에 있어서의 판두께 중앙의 냉각 속도를 규정하여, 냉각의 초기에서는 냉각 속도를 느리게 하여 표층 온도를 500℃ 이하까지 내리고, 그 후에는, 냉각 속도를 빠르게 하여 강도를 확보할 수 있는 냉각 정지 온도까지 냉각함으로써, 표층 경도의 저감과 중심 편석부의 경화의 억제를 실현하여, 우수한 내HIC 성능을 확보하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 1: 일본공개특허공보 2009-221534호 특허문헌 2: 일본공개특허공보 2010-77492호 특허문헌 3: 일본공개특허공보 2009-133005호 특허문헌 4: 일본공개특허공보 평6-220577호 특허문헌 5: 일본공개특허공보 2003-13175호 특허문헌 6: 일본공개특허공보 2010-209461호 특허문헌 7: 일본공개특허공보 2011-63840호 특허문헌 8: 일본공개특허공보 2010-209460호 특허문헌 9: 일본공개특허공보 2006-63351호 특허문헌 10: 일본공개특허공보 2011-1607호 특허문헌 11: 일본공개특허공보 2010-189722호 특허문헌 12: 일본공개특허공보 평10-8196호 특허문헌 13: 일본공개특허공보 2009-120899호 특허문헌 14: 일본공개특허공보 2010-189720호 특허문헌 15: 일본공개특허공보 평9-324216호 특허문헌 16: 일본공개특허공보 평9-324217호 특허문헌 17: 일본공개특허공보 2003-226922호 특허문헌 18: 일본공개특허공보 2004-3014호 특허문헌 19: 일본공개특허공보 2004-3015호 특허문헌 20: 일본공개특허공보 2005-60820호 특허문헌 21: 일본공개특허공보 2005-60837호 특허문헌 22: 일본공개특허공보 2008-56962호 특허문헌 23: 일본공개특허공보 2008-101242호 특허문헌 24: 일본공개특허공보 2009-52137호 특허문헌 25: 일본공개특허공보 2000-160245호
그런데, 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 경우, UOE(UOE forming)나 프레스벤드(press bend forming) 등의 냉간 가공시에 받는 왜곡량(strain)이 크다. 또한, 강도를 확보하기 위해 보다 많은 합금 원소를 첨가하기 때문에, 가속 냉각에 있어서의 표층과 판두께 중심의 냉각 속도의 차(후육재일수록 차가 커짐)에 의해, 표층 경도가 상승되기 쉬워진다. 그 때문에, 표층 근방에 있어서의 HIC의 발생이 특히 문제가 되고 있다.
그러나, 특허문헌 1∼21에는, 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 표층에 발생하는 HIC의 해결 수단은 기재되어 있지 않다. 특허문헌 22∼25는, 가속 냉각 등에 의해 경화한 표층 근방으로부터 발생하는 HIC를 방지하는 것을 목적으로 하고 있다. 그러나, 중심 편석부에 있어서 HIC의 발생에 관여하는 개재물이, 표층부 근방에 있었던 경우의 영향에 대해서는 전혀 검토되어 있지 않다. 그 때문에, 표층 근방에 발생하는 HIC의 억제 방법으로서 불충분한 것이 우려된다.
또한, 최근의 후육 고강도 내사우어 라인 파이프는 저 O, 극저 S강(鋼)으로서 제조된다. 그러나, HIC로의 영향에 대해서, 충분히 검토되어 있지 않다.
그래서, 본 발명은 표면 근방으로부터 발생하는 HIC를 방지하여, 우수한 내HIC 성능을 구비한 관두께 20㎜ 이상의 후육 고강도 내사우어 라인 파이프 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 저 O, 극저 S강으로서 제조되는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 내HIC 성능에 대해서 인식을 얻기 위해, 마이크로 조직을 균일한 베이나이트로 만들어 넣은 관두께 20㎜ 이상의 용접 강관을 대상으로, 관두께 방향의 각 위치에 발생하는 HIC에 대해서 검토를 행하여 이하의 인식을 얻었다.
1. 관두께 20㎜ 이상의 후육의 용접 강관의 경우라도, 중심 편석(center segregation area)에 발생하는 HIC의 억제에는, 중심 편석 경도를 250Hv10 이하로 하여, MnS의 생성을 억제하는 것이 유효하다.
2. 또한, MnS의 발생은, 아래식에 나타내는 ACRM과의 상관이 높고, ACRM을 1.0 이상으로 함으로써, 중심 편석에 있어서의 MnS의 생성을 억제할 수 있다.
ACRM＝(Ca―(1.23O―0.000365))/(1.25S), 단, Ca, O, S는 함유량(질량％)
3. 수직 굽힘형 연속 주조기에서 발생하는 개재물 집적대에 발생하는 HIC는, ACRM을 4.0 이하로 하면 Ca 클러스터의 생성을 억제할 수 있고, HIC의 발생도 억제할 수 있다.
4. 표층 근방의 HIC의 발생은, 표층 경도만으로는 정리할 수 없으며, 표층 근방에 생성되는 기포나 개재물 상태가 크게 영향을 받는다.
5. 표층 근방에 발생하는 HIC의 파면(fracture surface)에 대해서 조사한 결과, HIC의 기점은 장경(長徑)으로 200㎛ 이상의 기포 혹은 CaO 클러스터이다. 표층 근방의 경도가 220 Hv10을 초과하면 이들 기포나 개재물을 기점으로 한 HIC가 발생한다. 또한, 기포나 개재물의 장경이 1.5㎜를 초과하면 표층 근방 경도를 220 Hv10 이하로 해도 HIC가 발생한다.
6. 즉, 표층 근방 HIC를 억제하기 위해서는, a. 표층 근방에 있어서 장경 200㎛ 이상의 기포나 개재물의 발생을 억제하거나, b. 표층 근방의 경도를 220 Hv10 이하로 하여, 표층 근방의 장경 1.5㎜ 이상의 기포나 개재물의 발생을 억제하는 것 중 어느 하나의 수법을 적용할 필요가 있다.
7. a의 경우, 제강 프로세스에 있어서의 기포나 조대 클러스터(coarse cluster)를 강 중에서 잔존시키지 않음으로써 달성 가능하다. 그러나, 조대 클러스터(개재물)를 잔존시키지 않기 위해서는, 기포를 잔존시켜 개재물을 부상(浮上) 촉진시키지 않으면 안된다. 따라서, 제강 프로세스에 있어서의 미묘한 밸런스를 제어할 필요가 있고, 제조 안정성이 충분히 확보될 수 없을 가능성이 매우 높다. 또한, 표층 근방의 기포나, 장경으로 200㎛ 이상의 개재물을 확실하게 포착하기 위해서는, 매우 고감도인 검사 방법을 적용할 필요가 있어 현실적이지 않다.
8. b의 경우, 강판 제조 프로세스에 있어서 표층 경도를 저감하고, 조관(pipe forming) 후의 표층 근방 경도를 220 Hv10 이하로 저감할 수 있으면 HIC의 발생을 억제하는 것이 가능하고, 1.5㎜ 이상의 기포나 개재물을 검지하는 것은, 비교적 용이하다.
9. API5LX60∼X65 정도의 강도 그레이드의 용접 강관에 있어서 표층 경도를 220 Hv10 이하로 하는 것은, T/D(T는 관두께, D는 강관 지름)가 0.02 이상인 경우, 당해 용접 강관의 표층＋1㎜(표층하, 1㎜의 위치)의 700→600℃의 냉각 속도를 200℃/s 이하로 하고, 그리고 또한 표층을 525℃ 이상으로 재가열함으로써 달성 가능하다. 또한, 표층하에서의 HIC가 문제가 되는 것은, 후육재의 경우이며, 관두께가 20㎜ 미만에서는 문제가 되지 않기 때문에, 본 발명은 관두께 20㎜ 이상, 특히 25㎜ 이상을 대상으로 한다.
또한, 관두께가 두꺼워질수록, 외경(外俓)이 작아질수록, 조관에 의한 왜곡이 커져 표층 근방의 HIC가 발생하기 쉬워진다. T/D가 0.045를 초과하면, 표층 근방의 왜곡에 의한 HIC 성능의 열화와 경도의 상승에 의해, 표층 근방의 HIC를 막을 수 없게 된다. 그 때문에, T/D가 0.045 이하인 강관을 대상으로 한다.
본 발명은, 얻어진 인식에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명은,
(1) 강관 모재부의 화학 성분이, 질량％로, C: 0.020∼0.060％, Si: 0.50％ 이하, Mn: 0.80∼1.50％, P: 0.008％ 이하, S: 0.0015％ 이하, Al: 0.080％ 이하, Nb: 0.005∼0.050％, Ca: 0.0010∼0.0040％, N: 0.0080％ 이하, O: 0.0030％ 이하를 함유하고, 식 (1)에 의한 Ceq가 0.320 이상, 식 (2)에 의한 PHIC가 0.960 이하, 식 (3)에 의한 ACRM이 1.00∼4.00, 식 (4)에 의한 PCA가 4.00 이하, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물이고,
관두께 방향의 마이크로 조직이, 내표면＋2㎜∼외표면＋2㎜의 영역에서, 90％ 이상의 베이나이트와 1％ 이하의 섬 형상 마르텐사이트를 포함하고,
관두께 방향의 경도 분포에 있어서, 중심 편석부를 제외한 영역의 경도가 220 Hv10 이하, 중심 편석부의 경도가 250 Hv10 이하이고,
관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께(T)의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께(T)의 13/16까지의 위치에 존재하는 기포나 개재물 및 개재물 클러스터의 장경이 1.5㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프.
Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5…식 (1)
PHIC＝4.46C＋2.37Mn/6＋(1.74Cu＋1.7Ni)/5＋(1.18Cr＋1.95Mo＋1.74V)/15＋ 22.36P…식 (2)
ACRM＝(Ca―(1.23O―0.000365))/(1.25S)…식 (3)
PCA＝10000CaS0 .28…식 (4)
식 (1)∼(4)에 있어서, 각 합금 원소는 화학 성분 중의 함유량(질량％)으로 한다.
(2) 강관 모재부의 화학 성분이 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.100％ 이하, Ti: 0.030％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 후육 고강도 내사우어 라인 파이프.
(3) 관두께가 20㎜ 이상이고, T/D가 0.045 이하(T는 관두께(mm), D는 관지름(mm))인 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 후육 고강도 내사우어 라인 파이프.
(4) (1) 또는 (2)에 기재된 화학 성분을 갖는 연속 주조 슬래브를, 1000∼1150℃로 재가열하고, 미재결정역에서의 전체 압하율이 40∼90％로 열간 압연 후, 표층 온도가 Ar3-t℃ 이상(t는 판두께(mm))으로부터 200∼400℃까지, 700℃∼600℃의 평균 냉각 속도가, 판두께 방향으로 표층＋1㎜∼판두께의 3/16 위치 및 이층(裏層)＋1㎜∼판두께의 13/16 위치에 있어서 200℃/s 이하, 판두께 중심에 있어서 20℃/s 이상으로 가속 냉각 후, 즉시 표층 온도가 525℃ 이상, 판두께 중심 온도가 400∼500℃의 재가열을 실시한 후, 냉간 가공에 의해 파이프 형상으로 굽힘 가공하여, 양단부의 맞대기부를 용접하여 용접 강관으로 하는 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법.
(5) 열간 압연 후, 가속 냉각 직전에 강판 표면에서의 분사류(injection flow) 충돌압이 1M㎩ 이상의 디스케일링을 행하는 것을 특징으로 하는 (4)에 기재된 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법.
(6) 관두께가 20㎜ 이상이고, T/D가 0.045 이하(T는 관두께(mm), D는 관지름(mm))인 것을 특징으로 하는 (4) 또는 (5)에 기재된 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법.
(7) (4) 내지 (6) 중 어느 하나에 기재된 제조 방법으로 용접 강관으로 한 후, 강관 모재로부터 샘플을 잘라내어, 관둘레 방향과 관길이 방향에 있어서 200㎟ 이상, 관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께의 13/16까지의 위치를 20㎒ 이상의 탐촉자를 이용하여 초음파 탐상을 행하여, 1.5㎜ 이상의 지시의 유무를 확인하는 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 내HIC 성능의 판정 방법.
본 발명에 의하면, 관두께 방향의 각 위치에 있어서 우수한 내HIC 성능을 구비한 관두께 20㎜ 이상의 후육 고강도 내사우어 라인 파이프 및 그의 제조 조건이 얻어져, 산업상 매우 유효하다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명에 따른 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 강관 모재부의, 화학 성분, 마이크로 조직, 경도 분포에 대해서 설명한다.
[화학 성분] 이하의 설명에 있어서 ％ 표시는, 질량％로 한다.
C: 0.020∼0.060％
C는, 중심 편석에 농화되어, 추가로 중심 편석으로의 다른 원소의 편석을 조장하는 원소이기 때문에, HIC 성능 확보의 관점에서는 저감하는 편이 좋아, 0.060％ 이하로 제한한다. 한편, 염가이고 또한 고강도화에 유효한 원소이기 때문에, 모재 강도를 확보하는 관점에서, 0.020％ 이상을 함유한다. 바람직하게는 0.025∼0.055％이다.
Si: 0.50％ 이하
Si는, 탈산에 이용하는 원소로, 개재물을 저감하며, 고강도화에 기여하기 때문에 함유한다. Si를 0.50％를 초과하여 함유하면, HAZ 인성이 현저하게 열화되고, 용접성도 열화되기 때문에, 상한을 0.50％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.40％ 이하, 한층 더 바람직하게는, 0.05∼0.40％이다.
Mn: 0.80∼1.50％
Mn은, 중심 편석에 현저하게 농화되어, 중심 편석의 경도를 상승시키기 때문에 HIC 성능 확보의 관점에서, 저감하는 것이 바람직하다. Mn이 1.50％ 초과가 되면, 다른 합금 원소의 조정을 행해도 중심 편석의 경도가 높아 HIC 성능이 확보 가능하지 않기 때문에, 상한을 1.50％로 한다. 한편, Mn은, 염가이고 또한 고강도화에 기여하여, 냉각 중의 페라이트의 생성을 억제한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.80％ 이상의 첨가가 필요하다. 보다 바람직하게는, 1.00∼1.50％이다.
P: 0.008％ 이하
P는, 중심 편석에 현저하게 농화되어, 중심 편석의 경도를 현저하게 증가시키기 때문에 가능한 한 저감한다. 그러나, P를 저감하는 것은, 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, 0.008％까지 허용한다. 보다 바람직하게는, 0.006％ 이하이다.
S: 0.0015％ 이하
S는, 중심 편석에 현저하게 농화되어, 중심 편석부에서 MnS를 형성하고, HIC 성능을 현저하게 열화시키기 때문에, 가능한 한 저감한다. 그러나, S를 저감하는 것은, 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, 0.0015％까지 허용한다. 보다 바람직하게는, 0.008％ 이하이다.
Al: 0.080％ 이하
Al은 탈산에 의해 개재물을 저감하기 위해 필수의 원소이다. 한편, 0.08％를 초과하여 함유하면 HAZ 인성의 열화, 용접성의 저하 나아가서는 연속 주조시의 침지 노즐의 알루미나 막힘 등의 문제가 발생하기 때문에 상한을 0.08％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.05％ 이하이다.
Nb: 0.005∼0.050％
Nb는, 고용 Nb로서 존재하면 제어 압연시의 미재결정역을 확대하여, 모재의 인성 확보에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.005％ 이상은 첨가할 필요가 있다. 한편, Nb는 중심 편석에 농화되어, 응고시에 조대한 NbCN 혹은 NbTiCN을 정출(晶出;precipitation)하여 HIC의 기점이 되고, HIC 성능을 열화시키기 때문에, 상한을 0.05％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.010∼0.040％이다.
Ca: 0.0010∼0.0040％
Ca는, 중심 편석에 생성하는 MnS의 생성을 억제하여, HIC 성능을 향상시킨다. 그 효과가 얻어지기 위해서는, 적어도 0.0010％는 필요하다. 한편, Ca를 과잉하게 첨가하면, 표층 근방이나 개재물 집적대에서 CaO 클러스터가 생성되어, HIC 성능을 열화시키기 때문에, 상한을 0.0040％로 한다.
N: 0.0080％ 이하
N은, 불가피적 불순물 원소이다. 0.0080％ 이하의 함유이면, 모재 인성이나 HIC 성능을 열화시키지 않기 때문에, 상한을 0.0080％로 한다.
O: 0.0030％ 이하
O는, 불가피적 불순물 원소로서, Al2O3이나 CaO의 생성량이 증가함으로써, 표층하나 개재물 집적대에서의 HIC 성능을 열화시키기 때문에 저감하는 것이 바람직하다. 그러나, O를 저감하는 것은, 제강 비용의 증대를 초래하기 때문에, 0.0030％까지 허용한다. 보다 바람직하게는, 0.0020％ 이하이다.
Ceq(％): 0.320 이상
Ceq(％)는, 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 모재 강도를 확보하기 위해 필요한 합금 원소량을 나타내는 지표로서, 0.320 이상으로 한다. 상한에 대해서는, 특별히 규정하지 않지만, 용접성의 관점에서 0.400 이하로 하는 것이 바람직하다. Ceq(％)는 아래식으로 구한다.
Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5
각 합금 원소는 화학 성분 중의 함유량(질량％)으로 한다.
PHIC(％): 0.960 이하
PHIC(％)는, 중심 편석의 경화도를 나타내는 파라미터로서, 이 값이 클수록 중심 편석의 경도가 높아져, 관두께 중심에서의 HIC 발생을 조장한다. PHIC(％)가 0.960 이하이면, 중심 편석의 경도를 250Hv10 이하로 할 수 있어, 우수한 HIC 성능을 확보할 수 있기 때문에, 상한을 0.960으로 한다. 보다 바람직하게는, 0.940 이하이다. PHIC(％)는 아래식으로 구한다.
PHIC(％)＝4.46C＋2.37Mn/6＋(1.74Cu＋1.7Ni)/5＋(1.18Cr＋1.95Mo＋1.74V)/ 15＋22.36P
각 합금 원소는 화학 성분 중의 함유량(질량％)으로 한다.
ACRM(％): 1.00∼4.00
ACRM(％)은, Ca에 의한 MnS의 형태 제어의 효과를 정량화하는 지표이다. ACRM(％)이 1.00 이상이 되면, 중심 편석에서의 MnS의 생성이 억제되어 관두께 중심에서의 HIC의 발생이 억제된다. 한편, ACRM(％)이 4.00을 초과하면 CaO 클러스터가 생성되기 쉬워져, HIC가 발생되기 쉬워지기 때문에, 상한을 4.00으로 한다. 보다 바람직하게는, 1.00∼3.50이다. ACRM(％)은 아래식으로 구한다.
ACRM(％)＝(Ca―(1.23O―0.000365))/(1.25S)
각 합금 원소는 화학 성분 중의 함유량(질량％)으로 한다.
PCA(％): 4.00 이하
PCA(％)는, Ca에 의한 CaO 클러스터 발생 한계를 나타내는 지표이다. PCA(％)가 4.00을 초과하면 CaO 클러스터가 생성되기 쉬워져, 표층 근방이나 개재물 집적대에서의 HIC가 발생하기 쉬워지기 때문에, 상한을 4.00으로 한다. PCA(％)는 아래식으로 구한다.
PCA(％)＝10000CaS0 .28
각 합금 원소는 화학 성분 중의 함유량(질량％)으로 한다.
이상이 본 발명에 따른 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 기본 성분 조성이고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물이다. 본 발명에서는, 추가로 모재 강도 및 HAZ 인성을 향상시키는 관점에서 이하의 합금 원소를 1종 이상 함유할 수 있다.
Cu: 0.50％ 이하
Cu는, 모재의 고강도화에 기여하는 원소로서, 중심 편석에 농화되는 원소이기도 하기 때문에 과도한 함유는 삼가야 한다. 또한, Cu를 0.50％를 초과하여 함유하면, 용접성 및 HAZ 인성의 열화를 초래하기 때문에, 함유시키는 경우는, 상한을 0.50％로 한다.
Ni: 1.00％ 이하
Ni는, 모재의 고강도화에 기여하는 원소로서, 중심 편석에 농화되는 원소이기도 하기 때문에 과도한 함유는 삼가야 한다. 또한, Ni를 1.00％를 초과하여 함유하면, 용접성의 열화를 초래하고, 또한 고가의 원소이기 때문에, 함유시키는 경우는, 상한을 1.00％로 한다.
Cr: 0.50％ 이하
Cr은, 모재의 고강도화에 기여하는 원소로서, 중심 편석에 농화되는 원소이기도 하기 때문에 과도한 함유는 삼가야 한다. 또한, Cr를 0.50％를 초과하여 함유하면, 용접성 및 HAZ 인성의 열화를 초래하기 때문에, 함유시키는 경우는, 상한을 0.50％로 한다.
Mo: 0.50％ 이하
Mo는, 모재의 고강도화에 기여하는 원소로서, 중심 편석에 농화되는 원소이기도 하기 때문에 과도한 함유는 삼가야 한다. 또한, Mo를 0.50％를 초과하여 함유하면, 용접성 및 HAZ 인성의 열화를 초래하기 때문에, 함유시키는 경우는, 상한을 0.50％로 한다.
V: 0.100％ 이하
V는, 모재의 고강도화에 기여하는 원소로서, 중심 편석에 농화되는 원소이기도 하기 때문에 과도한 함유는 삼가야 한다. 또한, V를 0.100％를 초과하여 함유하면, 용접성 및 HAZ 인성의 열화를 초래하기 때문에, 함유시키는 경우는, 상한을 0.100％로 한다.
Ti: 0.030％ 이하
Ti는, TiN을 형성함으로써 고용 N을 감소시켜 모재 인성의 열화를 억제할 뿐만 아니라, HAZ 인성을 향상시키는 효과가 있다. 한편, Ti를 과잉하게 함유하면, 중심 편석에서 NbTiCN의 발생을 조장하여, HIC를 발생하기 쉽게 하기 때문에, 함유하는 경우는, 상한을 0.030％로 한다.
[마이크로 조직]
설명에 있어서, ％는 면적분율로 한다. 강관 모재부의 마이크로 조직은, 관두께 방향으로 적어도 내표면＋2㎜∼외표면＋2㎜의 위치의 마이크로 조직을 90％ 이상의 베이나이트로 한다. 내표면은 강관 내측의 표면, 외표면은 강관 외측의 표면이다.
강관 모재부의 조직은, HIC의 발생 방지의 관점에서, 단상(single phase) 조직으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 후육 고강도 내사우어 라인 파이프로서의 소망하는 강도를 얻기 위해, 베이나이트 조직으로 하는 것이 필요하기 때문에, 베이나이트 단상 조직으로 한다.
베이나이트의 조직분율(면적률)은 100％로 하는 것이 바람직하지만, 10％ 미만의 그 외의 조직이 포함되어 있어도 HIC의 발생 방지에는 영향을 주지 않기 때문에, 90％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 95％ 이상이다.
그 외의 조직은, 페라이트, 세멘타이트 및 섬 형상 마르텐사이트(MA라고 칭하는 경우가 있음)의 1종 또는 2종 이상이며, 섬 형상 마르텐사이트는, HIC의 전파 경로가 되기 때문에, HIC 성능을 열화시키게 된다. 섬 형상 마르텐사이트를 1％ 이하로 하면, HIC 성능으로의 영향도가 작아지기 때문에, 상한을 1％로 한다. 보다 바람직하게는 0.5％이다.
[경도 분포]
관두께 방향의 경도 분포에 있어서, 중심 편석부를 제외한 영역의 경도가 220 Hv10 이하, 중심 편석부의 경도가 250 Hv10 이하
후육 고강도 라인 파이프에서는, 표층 근방의 HIC가 문제시되기 때문에, 표층 경도는 낮은 것이 바람직하다. 표층 근방에 있어서의 개재물이나 기포의 최대 지름이 1.5㎜ 이하이면, 표층 근방의 경도를 220 Hv10 이하, 보다 바람직하게는 210 Hv10 이하로 함으로써 표층 근방에 있어서의 HIC의 발생을 억제하는 것이 가능하다.
또한, 전술한 성분 조성의 강이면, 중심 편석부의 경도가 250 Hv10 이하인 경우, 중심 편석부의 HIC의 발생을 억제할 수 있기 때문에, 상한을 250 Hv10으로 한다.
[표층 근방의 기포나 개재물]
관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께(T)의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께(T)의 13/16까지의 위치에 존재하는 기포나 개재물 및 개재물 클러스터의 장경이 1.5㎜ 이하
표층 근방의 HIC는 기포나 개재물 및 개재물 클러스터(CaO 클러스터)의 1종 또는 2종 이상이 존재함으로써 발생한다. 표층 근방의 경도를 220 Hv10 이하, 보다 바람직하게는 210 Hv10 이하로 저감한 경우, CaO 클러스터나 기포의 크기가, 그들의 장경 치수로 1.5㎜ 이하인 경우, HIC 성능을 열화시키지 않는다. 또한, 개재물의 측정 방법으로서는, 표층 근방의 단면(斷面)의 현미경 관찰에 의한 것, 비(非)파괴 검사에 의한 것 어느 방법에 따라도 좋다. 그러나, 큰 체적에 대해서 측정할 필요가 있기 때문에, 초음파 탐상 등의 비파괴 검사에 따르는 것이 바람직하다.
초음파 탐상을 행하는 경우, 강관 모재부로부터 잘라낸 샘플에 대해서, 측정 위치를 표층 근방의 HIC 발생 위치와 동일한 위치로서 관둘레 방향과 관길이 방향에 있어서 적어도 면적으로 200㎟ 이상의 영역을, 20㎒ 이상의 탐촉자를 이용하여 초음파 탐상하여, 1.5㎜ 이상의 지시가 없는 것을 확인한다. 여기에서, HIC 발생 위치와 동일한 위치란, 관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께(T)의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께(T)의 13/16까지의 위치이다.
1.5㎜ 이상의 개재물을 검출하기 위해, 20㎒ 이상의 탐촉자를 이용하는 것이 필요하다. 1.5㎜의 공공(空孔)을 뚫은 강관 모재로부터 잘라낸 샘플과 동일한 판두께의 더미재(dummy material)를 미리 탐상해 둔다. 그 후, 강관 모재로부터 잘라낸 샘플을 탐상하여, 그 반사 에코가 더미재에서 검출한 에코보다도 높은 경우에 1.5㎜ 이상의 개재물이 있는 것으로서 판정한다.
[강관 모재의 제조 방법]
본 발명에 따른 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다.
슬래브 가열 온도(slab heating temperature): 1000∼1150℃
슬래브 가열 온도는, 높을수록 강도가 상승하지만, 인성이 열화되기 때문에, 소망하는 강도, 인성에 따라서 최적인 범위로 설정할 필요가 있다. 슬래브 가열 온도가 1000℃ 미만이 되면, 고용 Nb를 확보하지 못하고, 모재의 강도, 인성 모두 열화되기 때문에, 하한을 1000℃로 한다. 한편, 1150℃를 초과하면 중심 편석에 생성한 조대한 NbCN이 더욱 응집 조대화하여 HIC의 발생을 용이하게 하기 때문에, 상한을 1150℃로 한다.
미재결정역에서의 전체 압하율: 40∼90％
미재결정역에서의 압연은, 마이크로 조직을 편평화하고, 모재 인성을 향상시키는 효과가 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 40％ 이상의 압하가 필요하기 때문에 하한을 40％로 한다. 한편, 90％를 초과하여 압하하면 모재 인성의 향상 효과가 이미 포화하고 있기 때문에 크게 얻어지지 않는 것과, HIC의 전파 정지 성능을 열화시키기 때문에, 상한을 90％로 한다. 보다 바람직하게는, 60∼85％이다.
가속 냉각(accelerated cooling) 개시 온도(starting temperature): 강판의 표층 온도로 Ar3-t℃ 이상(t는 판두께(mm))
균일한 베이나이트 조직으로 하기 위해, 가속 냉각 개시 온도를 Ar3-t℃ 이상(t는 판두께(mm)), 보다 바람직하게는, Ar3-t/2℃ 이상(t는 판두께(mm))으로 한다.
가속 냉각 정지 온도(stopping temperature): 강판의 표층 온도로 350∼550℃
가속 냉각의 정지 온도는 낮을수록 고강도화가 가능해진다. 한편으로, 냉각 정지 온도가 350℃ 미만이 되면, 베이나이트의 래스(lath)간이 MA로 변태한다. 나아가서는, 중심 편석부가 마르텐사이트 변태함으로써 HIC의 발생이 용이해진다. 또한, 550℃를 초과하면 미변태 오스테나이트의 일부가 MA로 변태하여, HIC가 발생하기 쉬워지기 때문에, 상한을 550℃로 한다.
가속 냉각의 평균 냉각 속도: 표층 근방에서 200℃/s 이하, 판두께 중심에 있어서 20℃/s 이상
표층 근방의 가속 냉각의 냉각 속도가 빠르면 표층 경도가 상승하여 HIC가 발생하기 쉬워진다. 조관 후의 표층 경도를 220 Hv10 이하로 하기 위해서는, 표층 근방의 냉각 속도를 200℃/s 이하로 할 필요가 있기 때문에, 상한을 200℃/s로 한다. 표층 근방은, 판두께 방향의 내표면＋1㎜∼판두께(t)의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼판두께(t)의 13/16까지의 위치이다. 표층 근방의 가속 냉각의 냉각 속도는 표층 온도로부터 전열 계산으로 상기 표층 근방의 온도를 구하여 규정한다. 또한, 표층 온도는 강판의 표면에서의 온도로 한다.
또한, 판두께 중심의 냉각 속도가 빠를수록 모재가 고강도화된다. 후육재에 있어서 소망하는 강도를 얻기 위해, 판두께 중심의 냉각 속도를 20℃/s 이상으로 한다.
표층 근방의 냉각 속도는 표층에 두꺼운 스케일이 잔존하는 경우에 국소적으로 빨라지는 경우가 있다. 안정적으로 표층 경도를 저감하기 위해서는, 가속 냉각의 직전에 분사류 충돌압을 1M㎩ 이상으로 하는 디스케일링을 행하여 스케일을 박리시키는 것이 바람직하다.
가속 냉각 후의 재가열: 표층에서 525℃ 이상, 판두께 중심부에서 400∼500℃
표층 경도의 저감이나 섬 형상 마르텐사이트의 저감을 위해, 가속 냉각 후 즉시 재가열을 실시한다. 표층은, 경도 저감의 관점에서 보다 고온인 편이 바람직하다. 그러나, 본 발명의 가속 냉각의 범위에서는, 525℃ 이상으로 가열하면 소망하는 경도가 얻어지기 때문에 하한을 525℃로 했다. 판두께 중심부는, 가속 냉각에 의해 발생한 MA를 분해하기 위해 400℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 한편으로, 강도, DWTT 성능 확보의 관점에서 상한은 500℃로 한다.
전술한 성분 조성과 제조 방법을 만족한 경우, 라인 파이프재로서 필요한 강도와 DWTT 특성을 만족하면서, 우수한 내HIC 성능을 구비하는 것이 가능하다.
실시예
표 1에 나타내는 화학 성분의 강을 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 표 2에 나타내는 조건으로 슬래브를 재가열하여, 열간 압연, 가속 냉각한 후, 재가열했다. 제조한 후강판을 UOE 성형으로 조관하고(O프레스 압축률＝0.25％, 확관률(pipe expanding ratio)＝0.95％), 용접 강관으로 했다. 또한, 가속 냉각의 판두께 중심의 냉각 속도 및 가속 냉각 후의 재가열시의 판두께 중심부의 온도는, 판표면의 온도(표층 온도)로부터 열전도 계산에 의해 구했다.
강관 모재부의 마이크로 조직의 베이나이트 분율은, 내표면＋2㎜위치, 외표면＋2㎜위치, 관두께 중앙에 대해서 나이탈 에칭(nital-etching)을 한 샘플을 제작하고, 광학 현미경으로 관찰함으로써 측정하여, 3개소에서 가장 베이나이트분율이 낮은 개소의 값을 채용했다. 섬 형상 마르텐사이트는, 내표면＋2㎜위치, 외표면＋2㎜위치, 관두께 중앙에 대해서 2단 에칭을 한 샘플을 제작하여, 2000배의 SEM 사진을 촬영하고, 화상 해석에 의해 면적분율을 구하여 3개소의 최대 면적률을 도출했다.
강관의 중심 편석부 이외의 경도는, 하중 10㎏의 비커스 경도 시험기에 의해 내면＋1㎜로부터 외면＋1㎜에 걸쳐 1㎜ 피치로 측정하여, 그 최대값을 이용했다. 중심 편석부의 경도는, 하중 50g의 미소(微小) 비커스 경도 시험기에 의해 중심 편석부의 경도를 20점 측정하여, 그 최대값을 이용했다.
표층 근방의 기포 및 개재물은, C스캔(탐촉자는 25㎒)에 의해 측정했다. 측정 방법은, 강관 내표면으로부터 10㎜ 두께에서 길이 방향으로 100㎜, 관둘레 방향으로 20㎜의 직사각형 샘플을 5개 잘라내고, 내표면측이 저면(底面)이 되도록 세트하여, 내표면＋1㎜에서 3/16T까지의 위치에 탐상 게이트를 설정하여 탐상했다. 그때에, 미리 샘플과 동일한 판두께로 1.5㎜ 지름의 공공이 뚫린 더미재를 탐상하여, 공공에 의한 지시가 100％의 감도가 되도록 설정했다. 동일한 조건에서, 샘플에 대해서도 측정하여, 100％를 초과하는 지시가 나온 경우에 대해서, 1.5㎜ 이상의 개재물 혹은 공공이 있는 것으로서 판단했다.
강관의 강도는, 관둘레 방향에서 채취한 API 전체 두께 인장 시험편으로 평가하여, 인장 강도가 560M㎩에 도달한 것을 합격으로 했다. DWTT 시험(drop weight tear test)은, 0℃에서 각 2개 행하여, 그 전단 파면율의 평균이 85％ 이상이 되는 것을 합격으로 했다. 또한, HIC 시험은, NACE TM0284-2003의 용액 A에 대해서 각 3개 행하여, 강관의 CLR 평가에서 최대값이 10％ 이하인 것을 합격(우수한 내HIC 성능)으로 했다.
표 3에 얻어진 용접 강관의 마이크로 조직 관찰 결과, 초음파 탐상 결과, 재료 시험 결과를 나타낸다. 본 발명 범위 내의 용접 강관은 모두 라인 파이프로서 필요시되는 강도, DWTT 성능을 충족하면서, 우수한 내HIC 성능을 구비하고 있는 것이 확인되었다. 한편, 성분 조성 및/또는 제조 조건이 본 발명 범위 외인 용접 강관 중, 마이크로 조직의 베이나이트분율, MA 분율 또는 경도 분포가 본 발명 범위 외인 것은, HIC 시험에서의 CLR 평가가 본 발명예와 비교하여 뒤떨어져 있었다.
마이크로 조직의 베이나이트분율, MA 분율 또는 경도 분포가 본 발명 범위 내라도, 제조 조건이 본 발명 범위 외인 것은, HIC 시험에서의 CLR 평가가 본 발명예와 동등해도, 인장 강도 또는 DWTT 성능이 뒤떨어져 있었다(강관 No.12, 14, 15, 16).
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003

Claims (7)

  1. 강관 모재부의 화학 성분이, 질량％로, C: 0.020∼0.060％, Si: 0.50％ 이하, Mn: 0.80∼1.50％, P: 0.008％ 이하, S: 0.0015％ 이하, Al: 0.080％ 이하, Nb: 0.005∼0.050％, Ca: 0.0010∼0.0040％, N: 0.0080％ 이하, O: 0.0030％ 이하를 함유하고, 식 (1)에 의한 Ceq가 0.320 이상, 식 (2)에 의한 PHIC가 0.960 이하, 식 (3)에 의한 ACRM이 1.00∼4.00, 식 (4)에 의한 PCA가 4.00 이하, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물이고,
    관두께 방향의 마이크로 조직이, 내표면＋2㎜∼외표면＋2㎜의 영역에서, 90％ 이상의 베이나이트와 1％ 이하의 섬 형상 마르텐사이트를 포함하고,
    관두께 방향의 경도 분포에 있어서, 중심 편석부를 제외한 영역의 경도가 220 Hv10 이하, 중심 편석부의 경도가 250 Hv10 이하이고,
    관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께의 13/16까지의 위치에 존재하는 기포나 개재물 및 개재물 클러스터의 장경(長徑)이 1.5㎜ 이하인 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내(耐)사우어 라인 파이프.
    Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5…식 (1)
    PHIC＝4.46C＋2.37Mn/6＋(1.74Cu＋1.7Ni)/5＋(1.18Cr＋1.95Mo＋1.74V)/15＋ 22.36P…식 (2)
    ACRM＝(Ca―(1.23O―0.000365))/(1.25S)…식 (3)
    PCA＝10000CaS0 .28…식 (4)
    식 (1)∼(4)에 있어서, 각 합금 원소는 화학 성분 중의 함유량(질량％)으로 한다.
  2. 제1항에 있어서,
    강관 모재부의 화학 성분이 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.100％ 이하, Ti: 0.030％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    관두께가 20㎜ 이상이고, T/D가 0.045 이하(T는 관두께(mm), D는 관지름(mm))인 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프.
  4. 제1항 또는 제2항에 기재된 화학 성분을 갖는 연속 주조 슬래브를, 1000∼1150℃로 재가열하고, 미재결정역에서의 전체 압하율이 40∼90％로 열간 압연 후, 표층 온도가 Ar3-t℃ 이상(t는 판두께(mm))으로부터 200∼400℃까지, 700℃∼600℃의 평균 냉각 속도가, 판두께 방향으로 표층＋1㎜∼판두께의 3/16 위치 및 이층(裏層)＋1㎜∼판두께의 13/16 위치에 있어서 200℃/s 이하, 판두께 중심에 있어서 20℃/s 이상으로 가속 냉각 후, 즉시 표층 온도가 525℃ 이상, 판두께 중심 온도가 400∼500℃의 재가열을 실시한 후, 냉간 가공에 의해 파이프 형상으로 굽힘 가공하여, 양단부의 맞대기부를 용접하여 용접 강관으로 하는 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법.
  5. 제4항에 있어서,
    열간 압연 후, 가속 냉각 직전에 강판 표면에서의 분사류 충돌압이 1M㎩ 이상의 디스케일링을 행하는 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    관두께가 20㎜ 이상이고, T/D가 0.045 이하(T는 관두께(mm), D는 관지름(mm))인 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법.
  7. 제4항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 제조 방법으로 용접 강관으로 한 후, 강관 모재로부터 샘플을 잘라내어, 관둘레 방향과 관길이 방향에 있어서 200㎟ 이상, 관두께 방향의 내표면＋1㎜∼관두께의 3/16까지의 위치 및 외표면＋1㎜∼관두께의 13/16까지의 위치를 20㎒ 이상의 탐촉자를 이용하여 초음파 탐상을 행하여, 1.5㎜ 이상의 지시의 유무를 확인하는 것을 특징으로 하는 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 내HIC 성능의 판정 방법.
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