KR20150088320A

KR20150088320A - 인장 강도 540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판

Info

Publication number: KR20150088320A
Application number: KR1020157017735A
Authority: KR
Inventors: 소타 고토; 슌스케 도요다; ?스케 도요다; 다카토시 오카베; 유키히코 오카자키
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-01-24
Filing date: 2014-01-23
Publication date: 2015-07-31
Also published as: EP2927338A1; JP5884201B2; WO2014115548A1; JPWO2014115548A1; EP2927338A4; CN104937124A; EP2927338B1; US20150368737A1

Abstract

API X70 이상의 고강도 전봉관 라인 파이프의 소재로서 바람직한, 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
성분 조성이, 질량％ 로, C：0.02 ∼ 0.06 ％, Si：0.05 ∼ 0.25 ％, Mn：0.60 ∼ 1.10 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0.0010 ％ 이하, Nb：0.020 ∼ 0.060 ％, Ti：0.001 ∼ 0.020 ％, Al：0.01 ∼ 0.08 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 또한 Cu：0.50 ％ 이하, Ni：0.50 ％ 이하, Cr：0.50 ％ 이하, Mo：0.50 ％ 이하, V：0.10 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 0.60 ≤ CP ≤ 0.90 을 만족하고, 또한 CM ≤ 3.05 를 만족하는 것을 특징으로 하는 인장 강도 540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

Description

인장 강도 540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판{HOT-ROLLED STEEL PLATE FOR HIGH-STRENGTH LINE PIPE AND HAVING TENSILE STRENGTH OF AT LEAST 540 MPa}

본 발명은 내수소 야기 균열성 (hydrogen induced cracking resistance) (이하 내 HIC 성이라고 한다) 을 갖고, API (American Petroleum Institute) 규격 X70 이상의 강도를 갖는, 원유 또는, 천연 가스 등의 에너지 자원을 수송하기 위한 라인 파이프용 전봉 강관 소재로서 사용하는 데에 바람직한 열연 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

종래, 라인 파이프에는, 수송 효율의 관점에서, 대경이며 두꺼운 강관이 제조 가능한 UOE 강관이 주로 사용되어 왔는데, 최근에는, UOE 강관을 대신하여 생산성이 높고, 보다 저비용인 코일 형상의 열연 강판 (열연 강대) 을 소재로 한 고강도 전봉 강관 (high strength electric resistance welded steel pipe) 의 보급이 진행되고 있다. 비용면 이외에도, 전봉 강관은 두께 (wall thickness) 의 편차 (deviation) 나 진원도 (roundness) 가 UOE 강관에 비해 우수하거나 한 이점이 있다. 한편, 전봉 강관의 조관 방법 (pipe production method) 은 냉간 롤 성형 (cold roll forming) 이며, 강관을 제조할 때에 부여되는 소성 변형 (plastic strain) 이 UOE 강관과 비교하여 현격히 크다는 특징이 있다.

최근의 원유 및 천연 가스 개발은, 에너지 수요의 증가와 채굴 기술의 진보에 따라 유전 및 가스전의 극지화 (極地化) 나, 고심도화가 진행되고 있다. 이러한 장소에서 사용되는 라인 파이프에는 강도, 인성 및 용접성에 추가로, 내 HIC 성이나 내황화물 응력 부식 균열 (sulfate stress corrosion cracking resistance) (SSC) 등의 이른바 내사워 특성 (sour resistance) 이 요구된다. 부설된 후에 응력이 부하되지 않는 라인 파이프에서는, 특히 내 HIC 성이 중요해진다.

HIC 는 부식 반응에 의해 생성된 수소 이온이 강 표면에서 수소 원자가 되어 강 중에 침입하여, MnS 등의 개재물, NbC 등의 조대한 탄화물이나 경질 제 2 상 (second hard phase) 의 주위에 집적함으로써 내압을 일으켜, 최종적으로 강재에 균열을 발생시키는 것이다. 또, 강재에 소성 변형이 부여된 경우, 상기 개재물, 탄화물 및 경질 제 2 상 주변에는 다수의 전위 (dislocation) 가 도입됨으로써, 보다 수소 원자가 집적되기 쉬워지기 때문에, HIC 가 조장된다.

상기한 HIC 의 문제를 해결하기 위해서, 종래부터 여러 가지의 해결책이 제안되어 있다.

특허문헌 1 에서는, S, O (산소) 및 N 의 각각과 결합하여 개재물을 형성하는 원소의 함유량의 합계를 0.01 ％ 이하로 하거나, 혹은 개재물의 최대 직경을 5 ㎛ 이하로 제어하여, HIC 의 기점이 되는 개재물을 무해화하고, 나아가 중심 편석부 (center segregation part) 의 경도를 Hv 330 이하로 함으로써 내 HIC 를 향상시키는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 2 에서는, HIC 의 기점이 되는 TiN 의 크기를 작게 함으로써 HIC 면적률 (area ratio of HIC) 을 작게 하는 방법이 개시되어 있다. 구체적으로는 Al 과 Ca 의 첨가량을 조정하고, CaO/Al₂O₃ 의 중량비를 1.2 ∼ 1.5 로 함으로써 용강 중의 Al-Ca 계 황화물을 미세화하고, 그것을 핵으로 하여 생성하는 Al-Ti-Ca 계 복합 개재물을 30 ㎛ 이하로 한다.

또 특허문헌 3 에서는, 판 두께 방향의 중앙부로부터 판 두께 방향을 향하여 판 두께의 5 ％ 의 거리에 있는 영역에 있어서의 Nb 농도를 0.060 ％ 이하로 함과 함께 Ti 농도를 0.025 ％ 이하로 억제함으로써, HIC 기점이 되는 Nb 및 Ti 의 탄질화물을 잘 생성할 수 없게 하는 방법이 개시되어 있다.

특허문헌 4 에서는, 강에 첨가하는 Mn 량을 저감하여 중심 편석을 경감시킴으로써 내 HIC 성을 높여, 비교적 잘 중심 편석되지 않는 Cr 및 Mo 를 활용함으로써 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프를 제조하는 방법이 개시되어 있다.

일본 공개특허공보 2006-63351호 일본 특허공보 제4363403호 (국제 공개공보 WO2005/075694호) 일본 공개특허공보 2011-63840호 일본 특허공보 제2647302호 (일본 공개특허공보 평5-271766호)

그러나, 특허문헌 1 ∼ 3 에 개시된 방법에 의해 HIC 기점을 어느 정도 무해화하는 것은 가능하지만, 특히 API X70 이상의 고강도 강판에 있어서는, HIC 에 대한 감수성 (sensitivity) 이 증가하기 때문에, 개재물량과 크기를 제어한 것만으로는 충분한 효과는 얻어지지 않는다.

또, 특허문헌 4 에 개시된 Cr 및 Mo 를 활용하는 방법을 이용하여, Cr 및 Mo 를 과잉으로 첨가하면 중심 편석부에서의 마텐자이트 생성이 조장되어, 내 HIC 성이 저하된다는 문제가 있다.

본 발명은, 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로, API X70 이상의 고강도 전봉관 라인 파이프의 소재로서 바람직한, 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

여기서 내 HIC 성이 우수하다는 것은, NACE 용액 (NACE TM-0284 solutionA：5 ％ NaCl ＋ 0.5 ％ CH₃OOH, 1 기압 포화 H₂S, pH = 3.0 ∼ 4.0) 중에 96 hr 침지시킨 후의 균열 길이율 (CLR) 이 15 ％ 이하인 것을 말한다.

본 발명은, HIC 감수성이 높아지는 TS：540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판에 있어서, 강 조성의 조정에 의해 중심 편석부의 퀀칭성의 향상을 통해서 중심 편석부의 조직을 세립화하고, HIC 전파 저항 (propagation resistance of HIC) 을 높이는 것에 의해, HIC 의 발생 기점이 되는 개재물이 다소 존재하는 경우 에 있어서도, 균열 길이율 (CLR) 을 작게 억제한다는 생각에 기초하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

[1] 성분 조성이, 질량％ 로, C：0.02 ∼ 0.06 ％, Si：0.05 ∼ 0.25 ％, Mn：0.60 ∼ 1.10 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0.0010 ％ 이하, Nb：0.020 ∼ 0.060 ％, Ti：0.001 ∼ 0.020 ％, Al：0.01 ∼ 0.08 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 추가로 Cu：0.50 ％ 이하, Ni：0.50 ％ 이하, Cr：0.50 ％ 이하, Mo：0.05 ％ 이하, V：0.10 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 식 (1) 을 만족하는 것을 특징으로 하는 인장 강도 540 ㎫ 이상의 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

0.60 ≤ CP ≤ 0.90 ····· (1)

또한, CP 는, CP = 4.46 × C ＋ 2.37 × Mn/6 ＋ (1.18 × Cr ＋ 1.95 × Mo ＋ 1.74 × V)/5 ＋ (1.74 × Cu ＋ 1.70 × Ni)/15 로부터 구해지고, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 의미한다.

[2] 상기 성분 조성에 더하여, 추가로 하기 식 (2) 를 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 [1] 에 기재된 인장 강도 540 ㎫ 이상의 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

CM ≤ 3.05 ····· (2)

여기서, CM 은, CM = 2.37 × Mn ＋ 2.34 × Mo ＋ 0.59 × Cr ＋ 0.17 × Ni 로부터 구해지고, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 의미한다.

[3] 상기 성분 조성에 더하여, 추가로 중심 편석부의 금속 조직이 면적 분율로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트 조직 (bainitic-ferrite microstructure) 이고, 베이나이틱 페라이트 조직의 평균 입경이 8.0 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 인장 강도 540 ㎫ 이상의 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

[4] 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강의 슬래브를, 1100 ℃ ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고, 조 (粗) 압연에 계속하여, 930 ℃ 이하에서의 누적 압하율 (cumulative rolling reduction ratio) 이 20 ％ 이상이 되도록 마무리 압연을 실시한 후, 판 두께 중심에서 10 ∼ 100 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 380 ∼ 600 ℃ 까지 가속 냉각 (accelerated cooling) 을 실시하고, 그 후 코일에 권취하는 것을 특징으로 하는 인장 강도 540 ㎫ 이상의 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 열연 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 다소의 개재물이 존재하는 경우에도, 중심 편석부의 조직을 미세하게 제어함으로써 HIC 를 억제하고, NACE 용액에 상당하는 과혹 환경 하에 있어서도 문제 없이 사용할 수 있는 API X70 이상 전봉 강관 라인 파이프에 바람직한, 내 HIC 성이 우수한 고강도 열연 강판을 제조할 수 있다. 또 본 발명에 의해 제조되는 열연 강판은 API X70 이상의 스파이럴 강관 라인 파이프 (spiral steel pipe for linepipe) 에도 사용할 수 있다.

이하에 본 발명의 각 구성 요건의 한정 이유에 대해 설명한다.

1. 성분 조성에 대해

먼저, 본 발명의 강의 성분 조성을 규정한 이유를 설명한다. 또한, 성분 ％ 는, 모두 질량％ 를 의미한다.

C：0.02 ∼ 0.06 ％

C 는 강의 고강도화에 크게 기여하는 원소이며, 0.02 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘하지만, 0.06 ％ 를 초과하는 함유는 펄라이트 조직 (pearlite microstructure) 과 같은 제 2 상의 생성을 용이하게 하기 때문에, 내 HIC 성이 악화된다. 이 때문에 C 량은 0.02 ∼ 0.06 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.03 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Si：0.05 ∼ 0.25 ％

Si 는, 고용 강화와 열간 압연시의 스케일 오프량 (scale-off quantity) 을 작게 하기 위해서 첨가하는 원소이며, 0.05 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘하지만, 0.25 ％ 를 초과하면 적 스케일 (red scale) 이 과잉으로 성장하여, 열간 압연시의 냉각 불균일 (cooling ununiformity) 을 일으켜, 외관이나 재질의 균일성 (uniformity) 이 악화된다. 이 때문에, Si 량은 0.05 ∼ 0.25 ％ 의 범위로 한다. 보다 바람직하게는, 0.10 ∼ 0.25 ％ 이다. 또한, Si 는 전봉 용접시에 MnSi 계의 산화물을 형성하여, 전봉 용접부의 인성 (toughness) 을 악화시키므로, Mn/Si 비가 4.0 이상 12 이하가 되도록 함유하는 것이 바람직하다.

Mn：0.60 ∼ 1.10 ％

Mn 은 강 조직의 미세화를 통해서 강도, 인성에 기여하는 원소이며, 0.60 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘한다. 한편 Mn 함유량의 증가는 중심 편석부에서의 미세 마텐자이트 조직의 형성을 조장하고, 또한 HIC 의 기점이 되는 MnS 의 생성을 조장하기 때문에, 그 함유량은 1.10 ％ 이하로 억제할 필요가 있다. 이 때문에, Mn 량은 0.60 ∼ 1.10 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.80 ∼ 1.10 ％ 의 범위이다. 보다 바람직하게는, 0.80 ∼ 1.05 ％ 이다.

P：0.008 ％ 이하

P 는 불가피적 불순물 원소이며, 중심 편석부의 경도를 현저하게 상승시켜, 내 HIC 성을 악화시키기 때문에, 그 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하지만, 0.008 ％ 까지는 허용된다. 또한 P 를 매우 낮게 하기 위해서는 정련 시간 (refining time) 의 장시간화에 따른 비용 상승을 수반하기 때문에, 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S：0.0010 ％ 이하

S 는, P 와 마찬가지로 강 중에 불가피적으로 함유되는 원소이며, 강 중에서는 MnS 를 생성하기 위해, 그 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하지만, 0.0010 ％ 까지는 허용된다. 보다 바람직하게는, 0.0006 ％ 이하이다.

Nb：0.020 ∼ 0.060 ％

Nb 는, 열연 강판 제조시의 권취 공정 (coiling process) 에 있어서 Nb 탄질화물로서 미세하게 석출되고, 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또 전봉 용접시에 오스테나이트립의 성장을 억제하고, 용접부의 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 0.020 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘한다. 한편, 0.060 ％ 를 초과하면 HIC 의 기점이 되는 조대한 Nb 탄질화물이 생성되기 쉬워진다. 그 때문에, Nb 량은 0.020 ∼ 0.060 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.030 ∼ 0.050 ％ 의 범위이다.

Ti：0.001 ∼ 0.020 ％

Ti 는, 강의 인성을 현저하게 악화시키는 N 을 TiN 으로서 고정시켜 무해화하기 위해서 첨가하는 원소이다. 0.001 ％ 를 초과하는 함유로 그 효과를 발휘한다. 한편, 0.020 ％ 를 초과하면 Fe 의 벽개면을 따라 석출되는 Ti 탄질화물의 양이 증가하여, 강의 인성을 악화시킨다. 그 때문에, Ti 량은 0.001 ∼ 0.020 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.005 ∼ 0.015 ％ 의 범위이다.

Al：0.01 ∼ 0.08 ％

Al 은 탈산제로서 첨가하지만, 0.01 ％ 미만에서는 탈산이 충분하지 않고, 한편, 0.08 ％ 를 초과하면 강 중에 잔존하는 조대한 Al 계 산화물량이 증가하여, 내 HIC 성과 인성을 악화시킨다. 그 때문에, Al 량은 0.01 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.01 ∼ 0.05 ％ 의 범위이다.

Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 내 HIC 성 향상에 유효한 원소이며, 0.0005 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘한다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하면, 효과가 포화될 뿐만 아니라, Ca 의 산화물을 많이 형성하고, 내 HIC 성을 악화시킨다. 그 때문에, Ca 량은 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0010 ∼ 0.0030 ％ 의 범위이다.

본 발명에서는, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V 중에서 1 종 이상을 이하의 범위에서 함유시킬 수 있다.

Cu：0.50 ％ 이하

Cu 는 퀀칭성 향상을 통해서 강의 인성 및 강도 향상에 기여하는 원소이며, 동일한 효과를 갖는 Mn 이나 Mo 와 비교하여 중심 편석부에 대한 농화가 적기 때문에, 내 HIC 성을 악화시키지 않고 강을 강화시킬 수 있으므로, 강도 그레이드에 따라 첨가한다. 0.05 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘하지만, 0.50 ％ 를 초과하면 그 효과는 포화되어, 더 이상의 함유는 불필요한 비용 상승을 초래한다. 그 때문에, Cu 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.40 ％ 이하이다.

Ni：0.50 ％ 이하

Ni 는, Cu 와 마찬가지로 퀀칭성 향상을 통해서 강의 인성 및 강도 향상에 기여하는 원소이며, 동일한 효과를 갖는 Mn 이나 Mo 와 비교하여 중심 편석부에 대한 농화가 적기 때문에, 내 HIC 성을 악화시키지 않고 강을 강화시킬 수 있으므로, 강도 그레이드에 따라 첨가한다. 0.05 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘하지만, 0.50 ％ 를 초과하여 함유하면 그 효과는 포화되어, 더 이상의 함유는 불필요한 비용 상승을 초래한다. 그 때문에, Ni 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.40 ％ 이하이다.

Cr：0.50 ％ 이하

Cr 은 퀀칭성을 높여 강의 인성 및 강도 향상에 유효하게 작용하는 원소이며, 0.05 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘하지만, 전봉 용접시에 Cr 산화물을 형성하여 용접부의 인성을 현저하게 악화시킨다. 이것을 억제하기 위해서, Cr 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

Mo：0.50 ％ 이하

Mo 는 퀀칭성을 높여 강의 인성 및 강도 향상에 매우 유효하게 작용하는 원소이며, 0.05 ％ 이상의 함유에서 그 효과를 발휘하지만, 0.50 ％ 를 초과한 범위에서는 그 효과는 포화되어, 더 이상의 함유는 불필요한 비용 상승을 초래한다. 그 때문에, Mo 량은 0.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

V：0.10 ％ 이하

V 는 고용 강화 (solute strengthening) 및 석출 강화 (precipitation strengthening) 를 통해서 0.005 ％ 이상의 함유에서 강의 강도 향상에 기여하는 원소이지만, 0.10 ％ 를 초과하면 중심 편석부의 경도가 높아져, 내 HIC 성을 악화시킨다. 그 때문에, V 량은 0.10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.080 ％ 이하이다.

CP：0.60 ∼ 0.90

본 발명에 있어서는, 각 합금 원소의 함유량으로부터 구해지는 CP 값이 하기 식 (1) 을 만족하는 것으로 한다.

0.60 ≤ CP ≤ 0.90 ····· (1)

또한, CP 는, CP = 4.46 × C ＋ 2.37 × Mn/6 ＋ (1.18 × Cr ＋ 1.95 × Mo ＋ 1.74 × V)/5 ＋ (1.74 × Cu ＋ 1.70 × Ni)/15 로부터 구해지고, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 의미한다. 또한 첨가하지 않는 원소에 대해서는 0 으로 한다.

CP 값은 중심 편석부의 퀀칭성을 나타내는 지표이며, 강 조성을 CP 값이 0.60 이상이 되도록 조정함으로써, 중심 편석부에 있어서 8.0 ㎛ 이하의 미세한 베이나이틱 페라이트 조직이 얻어진다. 한편, CP 값이 0.90 을 초과하면, 과도하게 퀀칭성이 향상되고, 중심 편석부 경도가 상승한다. 따라서, CP 값은 0.60 ∼ 0.90 으로 한다. 보다 바람직하게는, 0.70 ∼ 0.90 이다.

CM：3.05 이하

중심 편석부에 생성되는 미세 마텐자이트 조직은 내 HIC 성을 악화시킨다. 미세 마텐자이트 조직 생성에 기여하는 원소는 Mn, Mo, Cr, Ni 이며, 이들 원소의 미세 마텐자이트 생성량에 대한 영향도를 수치화한 것이 CM 값이다. 중심 편석부에 생성되는 미세 마텐자이트 조직을 면적 분율로 5 ％ 미만으로 하기 위해서는, 하기에 나타나는 CM 값이, 하기 식 (2) 를 만족하는 것으로 한다.

CM ≤ 3.05 ····· (2)

여기서, CM 은, CM = 2.37 × Mn ＋ 2.34 × Mo ＋ 0.59 × Cr ＋ 0.17 × Ni 로부터 구해지고, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 의미한다. 보다 바람직하게는, 2.95 이하이다.

또한, 상기한 원소 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 단, 본 발명의 작용 효과를 방해하지 않는 한, 그 밖의 미량 원소의 함유는 제한되지 않는다.

2. 금속 조직에 대해

다음으로, 본 발명 강의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 발명 강의 금속 조직은, 인성이 우수한 조직인 베이나이틱 페라이트 조직으로 할 필요가 있다. 베이나이틱 페라이트 조직 중에, 미세 마텐자이트나 상부 베이나이트, 펄라이트 등의 이종 조직상이 존재하면, 수소의 트랩 사이트가 되기 때문에, 내 HIC 성은 저하된다. 이 때문에, 베이나이틱 페라이트 조직 이외의 조직 분율은 적으면 적을수록 좋다. 단, 베이나이틱 페라이트 조직 이외의 면적 분율이 매우 낮은 경우에는, 그 영향은 무시할 수 있을 만큼 작기 때문에, 어느 정도의 양까지는 허용할 수 있다. 구체적으로는, 베이나이틱 페라이트 조직 이외의 강 조직 (미세 마텐자이트, 상부 베이나이트, 펄라이트 등) 의 중심 편석부에서 차지하는 면적 분율의 합계가 5 ％ 이하이면, 본 발명에 포함된다.

베이나이틱 페라이트 조직의 평균 입경：8.0 ㎛ 이하

라인 파이프 용도로서 충분한 인성 (vTrs ≤ -80 ℃) 을 얻기 위해서는, 베이나이틱 페라이트의 평균 입경을 8.0 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 또, HIC 균열 전파 저항을 높이기 위해서도 평균 입경을 8.0 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 6.0 ㎛ 이하이다.

3. 제조 조건에 대해

다음으로 상기 강 조직을 달성하기 위한 제조 조건에 대해 설명한다.

슬래브 가열 온도는 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 한다. 1100 ℃ 미만에서는, 연주 (連鑄) 공정에서 강 중에 생성된 탄화물을 완전하게 고용시키기에 불충분하고, 필요한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 1300 ℃ 를 초과하는 가열에서는, 오스테나이트립이 현저하게 조대화되기 때문에 인성이 악화된다. 또한, 이 온도는 가열로의 노 내 온도이며, 슬래브 중심 (center of slab) 까지 이 온도로 가열되는 것으로 한다.

마무리 압연 공정에서는, 930 ℃ 이하의 누계 압하율이 20 ％ 이상이 되는 조건에서 마무리 압연을 실시할 필요가 있다. 누적 압하율이 20 ％ 미만이면 베이나이틱 페라이트 조직의 생성 사이트가 부족하고, 조대 조직이 되기 때문에 인성이 악화된다. 그러나 누적 압하율이 80 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 압연기에 다대한 부하를 가하게 되기 때문에, 누적 압하율의 상한은 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

판 두께 중심의 평균 냉각 속도는 10 ∼ 100 ℃/s 로 한다. 10 ℃/s 미만의 냉각 속도에서는, Cu, Ni, Cr 과 같은 퀀칭성 향상 원소를 첨가하였다고 해도, 페라이트 및/또는 펄라이트 조직의 면적 분율이 5 ％ 초과가 되기 때문에, 10 ℃/s 이상의 냉속 속도가 필요하게 된다. 한편, 100 ℃/s 를 초과하는 경우에는 마텐자이트 조직의 면분율이 5 ％ 초과가 된다. 판 두께 중심의 냉각 속도는, 사전에 조사한 런 아웃 (run-out) 의 냉각 능력 (cooling capacity) (열 전달률 (heat-transfer coefficient)) 과 런 아웃 상에서 방사 온도계 (radiation thermometer) 에 의해 측정된 강판의 표면 온도를 이용하여 전열 계산 (heat-transfer calculation) 을 실시하고, 판 두께 중심의 온도 이력 (temperature history) 을 구함으로써 산출하였다.

냉각 정지의 온도 범위는 380 ℃ 이상 600 ℃ 이하로 한다. 600 ℃ 를 초과하면 Nb 탄질화물과 같은 석출 강화 입자의 조대화에 의해 강도가 저하된다. 또한, 중심 편석부에서의 탄소의 농화가 촉진되어 미세 마텐자이트, 상부 베이나이트 및 펄라이트가 생성되기 쉬워진다. 한편, 380 ℃ 를 밑도는 경우에는, 강판의 변형 저항 (deformation resistance) 이 증가하여, 코일상으로 권취되는 것이 곤란해질 뿐만 아니라, Nb 탄질화물과 같은 석출 강화 입자가 석출되지 않기 때문에, 강도가 저하된다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 조성의 강 소재에, 표 2 에 나타내는 열간 압연 조건 및 냉각 조건에서 열간 압연을 실시하여 코일상으로 권취하고, 표 2 에 나타내는 판 두께의 열연 강판으로 하였다.

얻어진 열연 강판으로부터, 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 샤르피 충격 시험, 경도 측정 및 HIC 시험을 실시하고, 인장 특성, 인성 및 내 HIC 성을 평가하였다.

얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 단면을 연마하고, 2 ％ 나이탈에 30 초 이상 침지하고, 편석선 (segregation line) 을 현출 (現出) 시킨 후, 주사 전자 현미경 (electron scanning microscope) (배율 2000 배) 으로, 편석 위치를 5 시야 이상 촬영하고, 조직의 종류, 베이나이틱 페라이트 입경, 미세 마텐자이트, 상부 베이나이트 및 펄라이트와 같은 유해 제 2 상의 면적 분율을 측정하였다. 강 조직은 판 두께 방향 1/4t 위치로부터 채취한 조직 관찰용 시험편으로부터 판정하였다.

인장 시험은, 얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향으로 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록, API-5L 의 규정에 준거하여, 실온에서 인장 시험을 실시하고, 항복 응력 (YS) (공칭 변형 0.5 ％ 에서의 변형 응력) 과 인장 강도 (TS) 를 구하였다.

샤르피 충격 시험은, 얻어진 열연 강판의 판 두께 중앙부로부터, 압연 방향으로 직교하는 방향 (C 방향) 이 길이 방향이 되도록 V 노치 시험편을 채취하고, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 -140 ℃ ∼ 0 ℃ 의 범위에서 샤르피 충격 시험 (Charpy impact test) 을 실시하고, 흡수 에너지 (absorbed energy) 와 취성 파면율 (percent brittle fracture) 을 측정하여, 취성 파면율이 50 ％ 가 되는 온도 (파면 천이 온도 (fracture transition temperature)) 를 구하였다. 또한, 각 온도에서의 시험편은 3 개로 하여, 얻어진 흡수 에너지와 취성 파면율의 산술 평균을 구하였다.

또한, 파면 천이 온도 (vTrs) 는 -80 ℃ 이하를 양호 (○) 한 것으로 하였다.

HIC 시험은, 얻어진 열연 강판으로부터, 길이 방향이 강판의 압연 방향이 되도록 강판 판 두께 × 20 ㎜ 폭 × 100 ㎜ 길이의 HIC 시험편을 채취하고, NACE TM 0284 의 규정에 준거하여, A 용액에 의해 내 HIC 성을 평가하였다. 또한, 시험편 개수는 10 개로 하고, 전봉 강관 성형시의 소성 변형의 영향을 반영하기 위하여, 미리 폭 방향으로 10 ％ 의 압축 변형을 부여하였다. 이 결과, 모든 시험편에 있어서 균열 길이율 (CLR) ≤ 15 ％ 가 된 코일을 내 HIC 성이 양호 (○) 한 것으로 판단한다. 어느 것의 시험편에서 CLR ＞ 15 ％ 가 된 코일은 내 HIC 성 불량 (×) 인 것으로 판단한다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두, TS ≥ 540 ㎫ 의 고강도와 양호한 내 HIC 성을 갖는 강판으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 원하는 강도, 인성이 얻어져 있지 않거나, 내 HIC 성이 저하되어 있거나 하여, 내 HIC 성이 우수한 고강도 전봉 강관용의 열연 강판으로서, 원하는 특성이 확보되어 있지 않다.

Claims

성분 조성이, 질량％ 로, C：0.02 ∼ 0.06 ％, Si：0.05 ∼ 0.25 ％, Mn：0.60 ∼ 1.10 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0.0010 ％ 이하, Nb：0.020 ∼ 0.060 ％, Ti：0.001 ∼ 0.020 ％, Al：0.01 ∼ 0.08 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 추가로 Cu：0.50 ％ 이하, Ni：0.50 ％ 이하, Cr：0.50 ％ 이하, Mo：0.50 ％ 이하, V：0.10 ％ 이하 중에서 선택되는 1 종 이상을 함유하며, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 식 (1) 및 식 (2) 를 만족하는 것을 특징으로 하는 인장 강도 540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판:
0.60 ≤ CP ≤ 0.90 ····· (1)
또한, CP 는, CP = 4.46 × C ＋ 2.37 × Mn/6 ＋ (1.18 × Cr ＋ 1.95 × Mo ＋ 1.74 × V)/5 ＋ (1.74 × Cu ＋ 1.70 × Ni)/15 로부터 구해지고, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 의미한다;
CM ≤ 3.05 ····· (2)
여기서, CM 은, CM = 2.37 × Mn ＋ 2.34 × Mo ＋ 0.59 × Cr ＋ 0.17 × Ni 로부터 구해지고, 식 중의 원소 기호는 각 원소의 질량％ 를 의미한다.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, 추가로 중심 편석부의 금속 조직이 면적 분율로 95 ％ 이상의 베이나이틱 페라이트 조직이고, 베이나이틱 페라이트 조직의 평균 입경이 8.0 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 인장 강도 540 ㎫ 이상의 고강도 라인 파이프용 열연 강판.