KR20160083936A

KR20160083936A - 내사워성, haz 인성 및 haz 경도가 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관

Info

Publication number: KR20160083936A
Application number: KR1020167015157A
Authority: KR
Inventors: 아키라 이바노; 히데노리 나코; 요시토미 오카자키
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2013-12-11
Filing date: 2014-12-10
Publication date: 2016-07-12
Also published as: EP3081663A4; EP3081663A1; WO2015087940A1; CN105765098A; US20160244865A1; JP2015132014A; CN105765098B; JP6193206B2

Abstract

본 발명은 질량％로, C:0.02∼0.20％, Si:0.02∼0.50％, Mn:0.6∼2.0％, P:0％ 초과 0.030％ 이하, S:0％ 초과 0.004％ 이하, Al:0.010∼0.08％, N:0.001∼0.01％, Nb:0.002％ 이상 0.05％ 미만, O:0％ 초과 0.0040％ 이하, REM:0.0002∼0.05％ 및 Zr:0.0003∼0.020％를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며, 식 10000×[Nb]＋31×Di-82≥0(단, Di＝([C]/10)^0.5×(1＋0.7×[Si])×(1＋3.33×[Mn])×(1＋0.35×[Cu])×(1＋0.36×[Ni])×(1＋2.16×[Cr])×(1＋3×[Mo])×(1＋1.75×[V])×1.115)를 만족시키고, 강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상의 개재물의 조성에 있어서, 개재물 중의 Zr량이 1∼40％, REM량이 5∼50％, Al량이 3∼30％, S량이 0％ 초과 20％ 미만인 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도가 우수한 강판에 관한 것이다.

Description

내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도가 우수한 강판 및 라인 파이프용 강관 {STEEL PLATE WITH EXCELLENT SOUR RESISTANCE, HAZ TOUGHNESS AND HAZ HARDNESS, AND STEEL PIPE FOR LINE PIPE}

본 발명은 라인 파이프용, 해양 구조물용 등 에너지용 구조재의 소재 강판으로서 적합한 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도가 우수한 강판, 및 당해 강판을 사용하여 제조되는 라인 파이프용 강관에 관한 것이다.

최근 들어, 세계적인 에너지 수요의 증가에 수반하여, 재생 가능 에너지를 포함하여 다양한 에너지의 개발, 실용화가 진행되고 있다. 한편, 화석 연료인 석유, 천연 가스, 석탄은 에너지 자원의 대부분을 차지하고 있고, 이 화석 에너지를 어떻게 하여 안전하게 효율적으로, 생산, 수송 및 저장할 것인지 대해서도 에너지 확보에 있어서 중요한 문제이며, 특히 상기 화석 에너지의 생산, 수송 등을 할 때에는 고기능의 에너지용 강재가 필요 불가결하게 된다.

이 에너지용 강재는, 그 기능을 달성할 수 없고, 한번 사고를 일으킨 경우에는 피해가 심대해지기 때문에, 높은 안전성이 요구된다.

에너지용 강재 중 하나로 라인 파이프용 강이 있지만, 이것은 석유·천연 가스(LNG)의 수송에 사용되고 있고, 상기 강에는, 구조재로서의 특성(강도, 인성)뿐만 아니라, 파이프 내를 통과하는 석유·천연 가스에 대한 내성이 요구된다. 최근들어, 석유·천연 가스의 유정·가스정에서는, 산출되는 오일, 가스의 질이 열화되고, H₂S가 많이 혼입되고 있어, 지금까지의 사양에 더하여, 내수소 유기 균열성(내HIC성)으로 대표되는 내사워성이 강하게 요구되고 있다.

또한, 라인 파이프용 강 등의 강판은, 용접 구조체로서 사용된다. 일반적으로, 용접 구조물의 재질 최약부는 용접부 부근의 열 영향부(HAZ)이며, 당해 부위의 인성 확보가 요구되고, 또한 한편으로, 시설의 관점에서는, 용접성 향상의 요구가 항상 있다. 즉, HAZ 인성의 확보와 용접 시공성의 겸비가 요구되고 있다.

용접 시공성 향상에는, 예를 들어 용접 입열의 대입열화가 있지만, 대입열의 용접 조건에서는 HAZ 인성의 열화가 현저한 것이 문제가 되어 있다.

이 내사워성과 HAZ 인성 확보를 달성하고 있는 종래 기술로서, 특허문헌 1 등을 들 수 있다.

즉, 특허문헌 1에서는, 주요 성분 밸런스(Ceq값) 및 Ti을 주로 한 20㎚ 이하의 석출물 제어에 의해 모재가 X65∼X80의 강도 클래스에서 HIC 균열 없음의 내사워성과, 1400℃×1초, Tc＝50초 열 사이클 후에 ∼-10° 레벨의 vTrs의 HAZ 인성의 겸비를 달성하고 있다. 그러나 조립부터 미립에 걸치기까지의 HAZ 경도의 경사를 작고 매끄럽게 하는(HAZ 경도의 편차 저감) 것에 대해 특별히 언급되어 있지 않다.

한편, 개재물 도입 및 개재물 조성 제어에 의해, 대입열 용접 조건에서도 HAZ 인성의 평균값 및 최솟값을 향상시키는 것으로서 특허문헌 2 등을 들 수 있다.

즉, 특허문헌 2는 교량, 조선용의 후강판을 대상으로 한 것이며, Ti, Ca, Al 등의 산화물 조성과 그 미량 성분의 양을 제어하여 입내 α 생성율을 높임으로써, 1400℃×60초, Tc＝400초(입열 50J/㎜ 상당)의 대입열 용접 상당의 조건에서 vTrs-40℃ 레벨의 HAZ 인성을 달성하고 있다. 따라서, 본 문헌은 라인 파이프용으로서 요구되는 내사워성의 개선을 의도하고 있지 않고, 또한, 오로지 상기 산화물 제어에만 주력하고 있고, 내사워성을 열화시키는 조대 황화물 억제를 위해 특별한 탈황을 실시한 것은 아니다. 또한, HAZ 인성의 편차 저감에 대해 강조되어 있지만, 조립부터 미립에 걸치는 HAZ 경도의 편차에 관해 구체적인 기술은 없다.

이들, 종래 기술에서는 모두 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도의 편차 저감의 3자를 동시에 달성하는 것은 아니다.

또한, 라인 파이프는, 그 제조 시에, 라인 파이프용의 후강판을 관 형상으로 굽힘 가공하고, 양쪽 단부 테두리를 용접함으로써 제조되어 있다. 이와 같이 하여 제조된 라인 파이프는, 파이프끼리를 또한 용접함으로써 접합되고, 실제의 석유 수송 라인으로서 사용되고 있다.

후강판을 파이프로 가공할 때의 조인트(시임) 용접과, 파이프끼리를 접합할 때의 둘레 용접의 2개의 열 이력을 받는 T 크로스 용접부는, 급열, 급냉 등의 복잡한 열 이력을 받기 때문에, HAZ에 있어서, 강도(경도)가 상승하고, 황화물 응력 부식 균열(SSCC:sulfide stress corrosion cracking)이라고 불리는 균열이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 라인 파이프용 강에 있어서는, 상기한 모재의 내HIC성(내사워성) 외에, T 크로스 용접부의 내SSCC성도 담보되는 것이 필요해진다.

내SSCC성의 향상을 고려한 종래 기술로서는, 특허문헌 3 및 특허문헌 4에 기재된 기술을 들 수 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술은, 미세 Nb, V 탄질화물에 의한 석출 강화를 이용하고, 인장 강도 56kgf/㎟ 이상의 고강도를 달성하고자 하는 기술이다. 그러나, 모재의 내HIC성은 고려되어 있지 않고, 또한 내SSCC성에 대해서는, 시임 용접의 HAZ만 고려되어 있다. 또한, 사워 환경을 모의한 용액 중에의 침지 시간이 21일로, 충분히 엄격한 시험 조건이 되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 4에는, T 크로스 용접부의 내SSCC성을 열화시킨다고 여겨지는 경도 상승을 억제하는 성분계가 나타내어져 있다. 그러나, 내SSCC성 그 자체는 평가되어 있지 않고, 또한 모재의 내HIC성도 고려되어 있지 않다.

일본 특허 공개 제2009-52137호 공보 일본 특허 공개 제2010-168644호 공보 일본 특허 공개 평 1-96329호 공보 일본 특허 공개 제2005-186162호 공보

따라서, 본 발명의 목적(과제)은, 내사워성과 HAZ 인성 및 HAZ 경도의 편차 저감의 3자를 동시에 만족하고, 또한 항복 강도, 인장 강도가 높은 고기능 특성을 가진 라인 파이프용 등의 에너지용 강재에 적합한 강판 및 해당 강판을 사용하여 제조되는 라인 파이프용 강관을 제공하는 것에 있다.

본 발명은 질량％로,

C:0.02∼0.20％,

Si:0.02∼0.50％,

Mn:0.6∼2.0％,

P:0％ 초과 0.030％ 이하,

S:0％ 초과 0.004％ 이하,

Al:0.010∼0.08％,

N:0.001∼0.01％,

Nb:0.002％ 이상 0.05％ 미만,

O:0％ 초과 0.0040％ 이하,

REM:0.0002∼0.05％ 및

Zr:0.0003∼0.020％

를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,

식 10000×[Nb]＋31×Di-82≥0

(단, Di＝([C]/10)⁰ ^.5×(1＋0.7×[Si])×(1＋3.33×[Mn])×(1＋0.35×[Cu])×(1＋0.36×[Ni])×(1＋2.16×[Cr])×(1＋3×[Mo])×(1＋1.75×[V])×1.115)

를 만족시키고,

강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상의 개재물의 조성에 있어서,

상기 개재물 중의

Zr량이 1∼40％,

REM량이 5∼50％,

Al량이 3∼30％,

S량이 0％ 초과 20％ 미만

인 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도가 우수한 강판을 제공한다.

상기 강판은,

Ca:0.0003∼0.0060％ 및

Mg:0.0003∼0.005％

에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 포함하고 있어도 된다.

상기 강판은,

강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상의 상기 개재물의 조성에 있어서,

상기 개재물 중의

Zr량이 1∼40％,

REM량이 5∼50％,

Al량이 3∼30％,

Ca량이 5∼60％,

S량이 0％ 초과 20％ 미만

이도록 해도 된다.

또한, 상기 강판은,

Ti:0.003∼0.03％,

B:0.0002∼0.005％,

V:0.003∼0.1％,

Cu:0.01∼1.5％,

Ni:0.01∼3.5％,

Cr:0.01∼1.5％ 및

Mo:0.01∼1.5％,

에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 포함하고 있어도 된다.

상기 강판은, 라인 파이프용이어도 된다.

또한, 본 발명은 상기 강판을 사용하여 제조되는 라인 파이프용 강관을 제공한다.

본 발명에 따르면, 내수소 유기 균열성 등의 내사워성이 우수하고, 또한 대입열 용접 조건에 있어서도 우수한 HAZ 인성과 HAZ 경도를 갖는 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도의 편차 저감의 3자를 동시에 만족하고, 또한 항복 강도, 인장 강도가 높은 고기능 특성을 구비한 라인 파이프용, 해양 구조물용 등의 에너지용 강재로서 유리하게 적용할 수 있는 강판 및 해당 강판을 사용하여 제조되는 라인 파이프용 강관을 제공할 수 있다.

본 발명자는, 상기 본 발명의 과제를 달성하기 위해, 강판의 특성을 발휘하는 데 있어서 기본이 되는 강의 성분 조성에 더하여, 강 중의 개재물 제어의 관점에서 예의, 연구, 검토를 거듭한 결과, 폭이 1㎛ 이상의 조대한 개재물을 특정한 성분 조성으로 유지함으로써, 상기 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도의 어느 특성에 있어서도 이것을 동시에 만족하는 우수한 강판이 얻어지는 것을 발견하고, 해당 지견에 기초하여 본 발명을 완성하는 데에 이르렀다.

내사워성의 관점에서 검토한 바, 사워 환경에서는 강 중에 수소가 침입한 경우, MnS 등의 조대하고 강보다도 열팽창률이 큰 개재물은 그 주위에 조대한 보이드를 형성하기 때문에, 침입한 수소는 이 보이드에 집중적으로 체적하여, 그들이 기화하는 압력으로 강에 균열, 즉 수소 유기 균열이 발생·진전하는 것으로 추정된다. 따라서, 이 수소 유기 균열의 원인이 되는 1㎛ 이상의 조대한 개재물을 강보다도 열팽창률이 큰 개재물로부터 강보다도 열팽창률이 작은 개재물로 전환하여 만듦으로써 강의 내사워성을 향상, 확보할 수 있는 것이라고 생각하였다. 그리고, 강보다도 열팽창률이 작은 개재물로서 구체적으로는 Zr, Al, REM의 산화물 등이 유효하다.

한편, HAZ 인성 향상 및 조립부터 미립에 걸치기까지의 경도 경사를 작게 하는(경도 편차 저감) 관점에서 검토를 행한 바, 이들 특성을 향상시키는 방법 중 하나인 조직 미세화에 착안하였다. 일반적으로, 용접 입열이 가해지면, 조직이 조대화되고, HAZ 인성이 열화된다. 또한, 용접부 근방은 용접부로부터의 거리에 따라 다양한 입열에 노출되기 때문에, 경도에 분포가 생긴다. 특히, 변태가 페라이트로부터 베이나이트로 천이하는 개소에서 경도차가 커진다. 이에 대해, 입내 변태를 촉진하고 조직을 미세화할 수 있는 개재물의 도입에 의해 HAZ 인성 및 HAZ 경도의 편차를 개선하는 것이 가능하다.

또한, 동시에, 변태점이 높은 페라이트와 변태점이 낮은 베이나이트의 사이에, 변태점이 중간 정도의 입내 침상 α를 적극 도입함으로써, 경도 경사를 저감시킬 수 있다. 개재물에 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 저융점화, 강 모상과의 격자 정합성을 높이는 등의 방법이 있고, 구체적으로는, 소량의 Zr, REM, Al 및 TiN이나 Ti-Ca계 산화물이 유효하다고 생각된다.

그러나, 이와 같은, 내사워성과 HAZ 인성 및 HAZ 경도 경사 저감의 관점을 종합하여 생각하면, 유효한 개재물은 성분으로서는 공통되어 있지만 구체적인 조성(성분 비율)으로서는 반드시 일치하는 것은 아니기 때문에, 본 발명들은 강 조성, 조직과 함께 이들 개재물 조성을 적절하게 밸런스시키는 것에 중점에 두고 더욱 검토, 실험을 더한 바, 상기 3자의 특성을 동시에 달성할 수 있는 최적의 범위를 발견하는 것에 성공한 것이다.

또한, 개재물 중의 Ca 농도를 특정 범위량으로 함으로써, T 크로스 용접부에 있어서도 개재물을 기점으로 하는 입내 침상 α가 활발하게 생성되도록 되고, 조직 미세화 효과에 의해 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 개선되는 것도 함께 발견하였다.

이하, 본 발명 강판의 강 조성, 조직, 개재물 조성에 대해 그 규정 이유를 포함하여 상세하게 설명해 가기로 한다. 또한, 조성의 표시 단위인 ％는 모두 질량％를 의미한다. 여기서, 본 명세서에 있어서는, 질량을 기준으로 한 백분율(질량％)은 중량을 기준으로 한 백분율(중량％)과 동일하다. 또한, 각 화학 성분의 함유량에 대해, 「X％ 이하(0％를 포함하지 않음)」인 것을, 「0％ 초과 X％ 이하」라고 나타내는 경우가 있다.

(강 조성)

[C:0.02∼0.20％]

C는, HAZ부의 켄칭성을 확보하기 위해 필요 불가결한 원소이며, 0.02％ 이상 함유시킬 필요가 있다. C량은, 바람직하게는 0.03％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. C량이 과잉이면, 마르텐사이트(MA＝섬 형상 마르텐사이트를 포함함)가 생성되기 쉬워지고, HAZ 인성이 열화된다. 따라서 C량은 0.20％ 이하로 할 필요가 있다. C량은, 바람직하게는 0.15％ 이하, 보다 바람직하게는 0.12％ 이하이다.

[Si:0.02∼0.50％]

Si는 탈산에 유효하다. 이들 효과를 얻기 위해, Si량을 0.02％ 이상으로 한다. Si량은, 바람직하게는 0.05％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.15％ 이상이다. 그러나, 또한 Si량이 과잉이면, 섬 형상 마르텐사이트가 형성되기 쉽고 HAZ 인성이 열화된다. 따라서 Si량은, 0.50％ 이하로 억제할 필요가 있다. Si량은, 바람직하게는 0.45％ 이하, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.

[Mn:0.6∼2.0％]

Mn은, HAZ부의 켄칭성을 확보하기 위해 유효한 원소이며, 본 발명에서는 0.6％ 이상 함유시킨다. Mn량은, 바람직하게는 0.8％ 이상이며, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상이다. 그러나, Mn량이 지나치게 많으면, MnS을 생성하여 내수소 유기 균열성이 열화될 뿐만 아니라 HAZ 인성이 열화되기 때문에, Mn량의 상한을 2.0％ 이하로 한다. Mn량은, 바람직하게는 1.8％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.6％ 이하이다.

[P:0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

P은, 강재 중에 불가피하게 포함되는 원소이며, P량이 0.030％를 초과하면 HAZ 인성의 열화가 현저하고, 내수소 유기 균열성도 열화된다. 따라서 본 발명에서는 P량을 0.030％ 이하로 억제한다. P량은, 바람직하게는 0.020％ 이하, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

[S:0.004％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

S은, 지나치게 많으면 MnS을 다량으로 생성하여 내수소 유기 균열성을 현저하게 열화시키기 때문에, 본 발명에서는 S량의 상한을 0.004％로 한다. S량은, 바람직하게는 0.003％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이하이다. 이와 같이 내수소 유기 균열성 향상의 관점에서는 적은 편이 바람직하지만, 공업적으로 0.0001％ 미만으로 하는 것은 곤란한 점에서, S량의 하한은 대략 0.0001％이다.

[Al:0.010∼0.08％]

Al은 개재물의 열팽창률을 작게 함으로써 강 모상과의 보이드를 저감시키고, 내사워성을 확보하는 데에 유효하다. 또한, 개재물의 융점을 저하시켜 입내 침상 α 생성율을 높이고, HAZ 인성 확보 및 조립으로부터 미립까지의 경도 경사를 저감시키는 데에 유효하다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Al을 0.010％ 이상으로 할 필요가 있다. Al량은, 바람직하게는 0.020％ 이상, 보다 바람직하게는 0.030％ 이상이다.

한편, Al이 Zr보다도 먼저 첨가되는 경우에서 Al 함유량이 지나치게 많으면, Al의 산화물이 Zr의 산화물보다도 우선적으로 형성되어 개재물 중의 Zr 농도가 저하되고, 또한 Al의 산화물이 클러스터 형상으로 생성되어 수소 유기 균열의 기점이 된다. 따라서 Al량은 0.08％ 이하로 할 필요가 있다. Al량은, 바람직하게는 0.06％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

[N:0.001∼0.01％]

N는, 강 조직 중에 TiN으로서 석출되고, HAZ부의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하고, 또한 페라이트 변태를 촉진시켜, HAZ부의 인성을 향상시키는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 N를 0.001％ 이상 함유시킬 필요가 있다. N량은, 바람직하게는 0.003％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이상이다. 그러나, N량이 지나치게 많으면, 고용N의 존재에 의해 HAZ 인성이 오히려 열화되기 때문에, N량은, 0.01％ 이하로 할 필요가 있다. N량은, 바람직하게는 0.008％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.

[Nb:0.002∼0.05％(0.05％를 포함하지 않음)]

Nb는, 용접성을 열화시키는 일 없이 강도를 높이는 데에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Nb량을 0.002％ 이상으로 할 필요가 있다. Nb량은, 바람직하게는 0.010％ 이상, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 그러나, Nb량이 0.05％ 이상으로 되면, HAZ의 인성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는 Nb량을 0.05％ 미만으로 한다. Nb량은, 바람직하게는 0.040％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

[O:0.0040％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

O(산소)는, 청정도 향상의 관점에서 낮은 편이 바람직하고, O가 다량으로 포함되는 경우, 인성이 열화되는 것 외에, 산화물을 기점으로 HIC가 발생하고, 내수소 유기 균열성이 열화된다. 이 관점에서, O량은 0.0040％ 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.0030％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이하이다.

[REM:0.0002∼0.05％]

REM(희토류 원소)은 개재물의 열팽창률을 작게 함으로써 강 모상과의 보이드를 저감시키고, 내사워성을 확보하는 데에 유효하다. 또한, 개재물의 융점을 저하시켜 입내 침상 α 생성율을 높이고, HAZ 인성 확보 및 조립으로부터 미립까지의 경도 경사를 저감시키는 데에 유효하다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, REM을 0.0002％ 이상 함유시킬 필요가 있다. REM량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, REM을 다량으로 함유시켜도 효과가 포화된다. 따라서 REM량의 상한을 0.05％로 한다. 주조 시의 침지 노즐의 폐색을 막아 생산성을 높이는 관점에서는, REM량을 0.03％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서, 상기 REM이라 함은, 란타노이드 원소(La으로부터 Lu까지의 15 원소)와 Sc(스칸듐) 및 Y8(이트륨)을 의미한다.

[Zr:0.0003∼0.020％]

Zr은, 개재물의 열팽창률을 작게 함으로써 강 모상과의 보이드를 저감시키고, 내사워성을 확보하는 데에 유효하다. 또한, 개재물의 융점을 저하시켜 입내 침상 α 생성율을 높이고, HAZ 인성 확보 및 조립으로부터 미립까지의 경도 경사를 저감시키는 데에 유효하다. 내수소 유기 균열성을 현저하게 개선시키기 위해 개재물 중의 Zr 농도를 5％ 이상으로 하기 위해서는, Zr량을 0.0003％ 이상으로 할 필요가 있다. Zr량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.0015％ 이상이다. 한편, Zr을 과잉으로 첨가하면, 용강 중의 고용Zr이 증가하여 주조 중에, 산·황화물을 둘러싸도록 정출되고, HAZ 인성 및 내수소 유기 균열성을 열화시킨다. 따라서 Zr량은 0.020％ 이하로 할 필요가 있다. Zr량은, 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0070％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

본 발명 강판의 강재의 성분 조성은, 상기한 바와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 또한, 상기 원소 외에, 하기 양의 Ca, Mg, Ti, B, V, Cu, Ni, Cr 및 Mo으로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 함유시킴으로써, HAZ 인성의 향상이나 강도의 향상 등을 도모할 수 있다. 이하, 이들 원소에 대해 설명한다.

[Ca:0.0003∼0.0060％]

Ca은, CaS을 형성하고 황화물을 미세 분산시키는 작용이 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ca량을 0.0003％ 이상으로 할 필요가 있다. Ca량은, 바람직하게는 0.0005％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 한편, Ca량이 0.0060％를 초과하면, CaS이 다량으로 형성되고, 그들이 응집되어 HAZ 인성 및 HIC 특성에 악영향을 미친다. 따라서 본 발명에서는, Ca량의 상한을 0.0060％로 한다. Ca량은, 바람직하게는 0.0050％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.

[Mg:0.0003∼0.005％]

Mg은, MgS을 형성하고 황화물을 미세 분산시키는 작용이 있다. 이 효과를 얻기 위해서는 Mg을 0.0003％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Mg량은, 보다 바람직하게는 0.001％ 이상이다. 한편, Mg을, 0.005％를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, Mg량의 상한은 0.005％로 하는 것이 바람직하다. Mg량은, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하이다.

[Ti:0.003∼0.03％]

Ti은, 강 중에 TiN으로서 석출됨으로써, 용접 시의 HAZ부에서의 오스테나이트 입자의 조대화를 방지하고 또한 페라이트 변태를 촉진하기 때문에, HAZ부의 인성을 향상시키는 데에 필요한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ti을 0.003％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Ti량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, Ti 함유량이 과다해지면, 고용Ti이나 TiC이 석출되어 HAZ 인성이 열화되기 때문에, 0.03％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이하이다.

[B:0.0002∼0.005％]

B는 켄칭성을 높이기 때문에, HAZ 인성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, B를 0.0002％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 그러나, B 함유량이 과다해지면, HAZ 인성이 열화되거나, 용접성의 열화를 초래하기 때문에, B 함유량은 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이하이다.

[V:0.003∼0.1％]

V은, 강도의 향상에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.003％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. V량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 한편, V 함유량이 0.1％를 초과하면 용접성이 열화된다. 따라서 V량은 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.08％ 이하이다.

[Cu:0.01∼1.5％]

Cu는, 켄칭성을 향상시켜 강도를 높이는 데에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cu를 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Cu량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 그러나, Cu 함유량이 1.5％를 초과하면 강도가 지나치게 높아져 인성이 열화되기 때문에, 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu량은, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

[Ni:0.01∼3.5％]

Ni은, 모재 강도와 HAZ 인성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ni량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 그러나 Ni이 다량으로 포함되면, 구조용 강재로서 극히 고가로 되기 때문에, 경제적인 관점에서 Ni량은 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni량은, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

[Cr:0.01∼1.5％]

Cr은, 강도의 향상에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻기 위해서는 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Cr량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 한편, Cr량이 1.5％를 초과하면 HAZ 인성이 열화된다. 따라서 Cr량은 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr량은, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

[Mo:0.01∼1.5％]

Mo은, 모재 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Mo량은, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상이다. 그러나, Mo량이 1.5％를 초과하면 HAZ 인성 및 용접성이 열화된다. 따라서 Mo량은 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

본 항은 Nb-Di 밸런스, 즉 Nb량과 Di값(켄칭성:2 식)의 관계를 규정하는 것으로, 상기 1 식을 만족할 필요가 있다. [] 내의 조성은 모두 질량％이다. 또한, 켄칭성 Di값에 관한 상기 2 식은, Grossmann의 식(Trans. Metall. Soc. AIME, 150(1942), 227페이지)으로서 기재되어 있는 것이다.

Nb-Di 밸런스가 상기 1 식을 만족하는 강 조성으로 컨트롤함으로써, 가속 냉각에 의해 더욱 높은 모재 강도(항복 강도, 인장 강도)를 확보할 수 있음과 함께, HAZ 경도 경사가 작고, 또한 내수소 유기 균열성이 우수한 강판을 얻는 것이 가능하게 된다.

또한, 본 발명에서 규정하는 특성에는 특별히 문제없지만, 모재 특성 제어의 여유도 관점에서는, Nb-Di 밸런스의 바람직한 범위는 [200≤10000×[Nb]＋31×Di≤300]이다.

(개재물 조성)

[강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상의 개재물의 조성]

[Zr량이 1∼40％]

Zr 산화물은 강보다도 열팽창률이 작기 때문에, 개재물 중의 Zr량이 확보되면 주위의 강 모상과의 보이드를 저감시킬 수 있고, 내사워성 확보에 유효하게 기능한다. 또한, Zr 산화물은 개재물의 융점을 저하시켜 입내 생성율을 높이고, HAZ 인성의 향상 및 HAZ 경도의 편차 저감에 유효하다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 Zr량을 1∼40％로 한다. Zr량이 1％ 미만에서는, 내사워성 및/또는 HAZ 인성, HAZ 경도의 편차 저감이 불충분해진다. 한편, Zr량이 40％를 초과하면, 개재물과 강 모상의 격자 정합성이 낮아지기 때문에 입내 α 생성율이 저하되고, HAZ 인성 및 HAZ 경도의 편차 저감이 저하된다.

[REM량이 5∼50％]

REM 산화물은 강보다도 열팽창률이 작기 때문에, 개재물 중의 REM량이 확보되면 주위의 강 모상과의 보이드를 저감시킬 수 있고, 또한 S을 고정하고, 또한 미세 분산시킬 수 있고, 내사워성 확보에 유효하게 기능한다. 또한, REM 산화물은 개재물의 융점을 저하시켜 입내 생성율을 높이고, HAZ 인성의 향상 및 HAZ 경도의 편차 저감에 유효하다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 REM량을 5∼50％로 한다. REM량이 5％ 미만에서는, 내사워성 및/또는 HAZ 인성, HAZ 경도의 편차 저감이 불충분해진다. 한편, REM량이 50％를 초과하면, 개재물과 강 모상의 격자 정합성이 낮아지기 때문에 입내 α 생성율이 저하되고, HAZ 인성이 저하되고, 또한 HAZ 경도의 편차가 커진다.

[Al량이 3∼30％]

Al 산화물은 강보다도 열팽창률이 작기 때문에, 개재물 중의 Zr량이 확보되면 주위의 강 모상과의 보이드를 저감시킬 수 있고, 내사워성 확보에 유효하게 기능한다. 또한, Al 산화물은 개재물의 융점을 저하시켜 입내 생성율을 높이고, HAZ 인성의 향상 및 HAZ 경도의 편차 저감에 유효하다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 Al량을 3∼30％로 한다. Al량이 3％ 미만에서는, 내사워성 및/또는 HAZ 인성, HAZ 경도의 편차 저감이 불충분해진다. 한편, Al량이 30％를 초과하면, 개재물과 강 모상의 격자 정합성이 낮아지기 때문에 입내 α 생성율이 저하되고, HAZ 인성이 저하되고, 또한 HAZ 경도의 편차가 커진다.

[S량이 0％ 초과 20％ 미만]

조대 황화물은 내사워성을 열화시키기 때문에, 이것을 저감시킬 필요가 있다. 조대 황화물의 내사워성에의 악영향을 저감시키기 위해서는, 탈황에 의해 강 중의 S량을 저감시킴과 함께, 미세 분산시키는 것이 유효하다. REM 첨가에 의해 S을 고정하고, 또한 미세 분산시킬 수 있다. 이 효과는 개재물 중의 S량 측정에 의해 간접적으로 파악할 수 있고, 개재물 중의 S량이 0％ 초과 20％ 미만의 경우에, 조대 황화물의 내사워성에의 악영향을 억제할 수 있다. S량이 0％의 경우에는, S 고정이 이루어져 있지 않은 것을 나타내고 있고, 내사워성이 열화된다. 한편, S량이 20％ 이상의 경우에는, S은 고정되어 있지만, 조대 황화물을 형성하기 쉽고, 내사워성이 열화된다.

[Ca량이 5∼60％]

본 발명 강판이 Ca을 함유하는 경우, 개재물 중의 Ca량을 특정 범위로 함으로써, T 크로스 용접부에 있어서도 개재물을 기점으로 하는 입내 침상 α가 활발히 생성되게 되고, 조직 미세화 효과에 의해 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 개선된다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 Ca량을 5∼60％로 한다. Ca량이 5％ 미만 또는 60％를 초과하는 경우에는, T 크로스 용접부의 내SSCC성을 개선할 수 없다.

(제조 방법)

[용강 처리 공정]

이어서, 본 발명 강판의 제조 방법에 대해 이하에 상세하게 설명한다.

상기 조직의 본 발명 강판을 얻는 데 있어서는, 용강 처리 공정에 있어서,

(A) Fe:0.1∼10％를 만족시키는 슬래그를 사용하여 S을 0.004％ 이하로 하는 탈황 공정,

(B) 용강의 용존 산소 농도 Of를, 용강의 S 농도와의 비(Of/S)로 10 이하로 하는 탈산 공정,

(C) Zr, REM 및 Ca을, Zr, REM, Ca의 순서로 첨가하거나, 또는 Zr과 REM을 동시로 하고, 이어서 Ca의 순서로 첨가하는 공정(단, REM 첨가부터 Ca 첨가까지의 시간을 4분 이상으로 함)

을 이 순서로 포함하고, 또한 Ca 첨가부터 응고 완료까지의 시간을 200분 이내로 하고, 주조 시 1300℃∼1200℃의 슬래브 t/4 위치(t:판 두께)의 냉각 시간을 460초 이내로 할 필요가 있다. 또한, 주조 시 1500∼1450℃의 슬래브 t/4 위치(t:판 두께)의 냉각 시간을 300초 이내로 하는 것이, 내SSCC성을 향상시킬 수 있는 점에서 바람직하다.

상기 각 공정에 대해, 이하, 순서대로 설명한다.

(A) 탈황 공정

내사워성을 확보하기 위해서는 조대 황화물의 저감이 중요하고, 이것을 달성하기 위해서는 S량을 제어하는 것이 중요하다. 전로 또는 전기로에서, 용강 온도가 1550℃ 이상으로 되도록 용제한 용강에 대해, Fe:0.1∼10％를 만족시키는 슬래그를 사용하고, S을 0.004％ 이하로 한다. 슬래그 중의 Fe 농도를 높임으로써, 탈황·탈산 후에 첨가하는 REM이나 Zr이, 용강에 고용되는 일 없이 우선적으로 산화물을 형성할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해, 상기 슬래그 중의 Fe 농도를 0.1％ 이상으로 한다. 슬래그 중의 Fe 농도는, 바람직하게는 0.5％ 이상, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상이다. 한편, 슬래그 중의 Fe 농도가 10％를 초과하면, 산화물이 다량으로 생성되고, 산화물이 수소 유기 균열의 기점이 될 뿐만 아니라, 모재와 용접 열 영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, 슬래그 중의 Fe 농도는 10％ 이하로 한다. 슬래그 중의 Fe 농도는, 바람직하게는 8％ 이하, 보다 바람직하게는 5％ 이하이다. 또한, Ca을 첨가하는 경우에는, 슬래그에서의 탈황을 충분히 행하여 S을 0.004％ 이하로 억제함으로써, REM 첨가 후에 Ca을 첨가하였을 때에 CaS이 다량으로 형성되는 것을 방지할 수 있고, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈하는 것을 방지할 수 있는 점에서, 내HIC성이나 내SSCC성을 확보할 수 있다.

상기 S을 0.004％ 이하로 하는 수단으로서는, 이하의 (a)나 (b)를 들 수 있다.

(a) 예를 들어 레이들 탈황 설비(LF 등)를 사용하고, 유량 5N㎥/h 이상(바람직하게는 10N㎥/h 이상, 유량의 상한은 대략 300N㎥/h)의 불활성 가스(Ar 등)를 불어넣어 3분 이상(바람직하게는 10분 이상, 보다 바람직하게는 20분 이상, 교반 시간의 상한은 생산성의 관점에서 200분 정도) 교반하는 것을 들 수 있다.

(b) 또한, Ca을 첨가하는 경우에는 상기 슬래그 중의 CaO 농도를 10％ 이상으로 한다. Ca의 첨가로부터, 슬래그 중의 CaO이 용강 중의 용존S과 반응하고, CaS으로 변화함으로써 용강 중의 S의 저감, 즉, 탈황을 충분히 행할 수 있다. 그리고, 이때 슬래그 중의 CaO 농도를 10％ 이상으로 하면, S을 0.004％ 이하로 하는 것이 가능하게 된다. 슬래그 중의 CaO 농도는, 바람직하게는 15％ 이상, 보다 바람직하게는 20％ 이상이다. 한편, 슬래그 중의 CaO이 지나치게 많아도 탈황이 곤란해지기 때문에, 슬래그 중의 CaO 농도의 상한은 80％ 정도이다.

(B) 탈산 공정

HAZ 인성을 향상시키기 위해서는, 산화물 제어가 중요하고, 이것을 달성하기 위해서는 O량을 제어하는 것이 긴요해진다. 이 공정에서는, 내사워성에 있어서 영향적인 S량이 약간 증가하는, 소위 복S가 일어나기 때문에, O량과 S량을 동시에 제어하는 것이 중요하다. 이 공정에서는, 후술하는 REM 첨가 전에, 용강의 용존 산소 농도 Of를, 용강의 S 농도와의 비(Of/S)로 10 이하로 한다. REM은 용강 중에 첨가된 때에, 그 황화물을 형성함과 동시에 산화물도 형성한다. 상기 Of/S가 10을 초과하는 경우, 첨가된 REM의 대부분이 산화물을 형성하고, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈한다. 그 결과, 내HIC성 및 내SSCC성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는, 상기와 같이 Of/S를 10 이하로 한다. Of/S는, 바람직하게는 5 이하, 보다 바람직하게는 3.5 이하, 더욱 바람직하게는 2.0 이하이다. 또한, Of/S의 하한값은 대략 0.1 정도이다. 상기 Of/S를 10 이하로 하기 위해서는, RH 탈가스 장치에 의한 탈산, 또한/또는 Mn, Si, Ti 등의 탈산 원소를 투입에 의한 탈산에 의해 달성할 수 있다.

(C) Al, Zr, REM(및 Ca)의 첨가 공정

Al, Zr, REM의 용강에의 첨가는, 먼저 Al을 첨가하고, 계속해서 (Zr, REM) 첨가하는 것으로 한다. 이것은, Al과 (Zr, REM)의 탈산능을 비교하면, (Zr, REM)의 탈산력은 Al보다도 강하기 때문에, Al에 앞서 (Zr, REM)을 첨가하면, 개재물 중의 Al량을 원하는 값으로 할 수 없다. 그로 인해, 첨가순은 Al→(Zr, REM)으로 할 필요가 있다.

이들 원소 외에, Ca을 더 첨가하는 경우에는, 이하에 설명하는 각 첨가 원소의 탈황력 및 탈산력을 고려하면, 처음에 Al을 첨가하고, 계속해서 Zr을 첨가하고, 그 다음으로 REM을 첨가하고, 마지막으로 Ca을 첨가하거나, 또는 처음에 Al을 첨가하고, 계속해서 Zr과 REM을 동시에 첨가하고, 마지막으로 Ca을 첨가하는 방법 중 어느 것을 채용하는 것으로 한다. 단, 어떠한 경우도 REM 첨가부터 Ca 첨가까지의 시간을 4분 이상으로 한다.

이 이유에 대해 설명한다. 우선, REM과 Ca의 탈황능을 비교하면, REM의 탈황력은 Ca보다도 약하기 때문에, REM 첨가 전에 Ca을 첨가하면, 다량의 CaS이 생성되어 버려 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈함으로써 내사워성을 열화시켜 버린다. 따라서, Ca 첨가 전에 REM을 첨가할 필요가 있고, 그로 인해, Al, Zr, REM 및 Ca의 첨가순은 Al→(Zr, REM)→Ca으로 해야만 한다. 또한, 개재물의 범위를 소정의 범위로 제어하기 위해서는 REM 첨가부터 Ca 첨가까지의 시간을 4분 이상 둘 필요가 있다. REM 첨가부터 Ca 첨가까지의 시간은, 바람직하게는 5분 이상, 보다 바람직하게는 8분 이상이다. 또한, 생산성의 관점에서, REM 첨가부터 Ca 첨가까지의 시간의 상한은, 대략 60분 정도가 된다.

이어서, Zr, REM, Ca의 탈산능을 비교하면, 일반적으로 탈산력은 Ca이 가장강하고, Ca＞REM＞Zr의 순서로 생각되고, Zr이 가장 약하다. 따라서, 개재물 중에 Zr을 함유시키기(즉, 산화물계 개재물로서 ZrO₂을 형성하기) 위해서는, Zr보다도 탈산력이 강한 Ca이나 REM의 첨가에 앞서, Zr을 첨가해야만 한다. 그로 인해, Al, Zr, REM 및 Ca의 첨가순은 Al→Zr→REM→Ca으로 할 필요가 있다. 단, REM은 Ca과 비교하여 탈산능이 작기 때문에, Zr과 동시에 첨가해도 개재물 중에 Zr을 함유시키는 것이 가능하므로, 이들 첨가순은 Al→(Zr, REM)→Ca으로 해도 된다.

상기 각 원소의 첨가량에 대해서는, 원하는 각 원소량의 강판이 얻어지면 되고, 예를 들어 Zr을 용강 중의 농도로 3∼100ppm이 되도록 첨가하고, 그 후 또는 동시에, REM을 용강 중의 농도로 2∼500ppm이 되도록 첨가하고 나서 4분 이상 경과한 후, Ca을 용강 중의 농도로 3∼60ppm이 되도록 첨가하는 것을 들 수 있다.

〔주조 공정〕

상기 Ca 첨가 후에는 빠르게(예를 들어 80분 이내에) 주조를 개시하고, Ca 첨가로부터 응고가 완료될 때까지의 시간이 200분 이하로 되도록 주조한다. 그 이유는 다음과 같다. 즉, Ca은, 탈황능, 탈산능 모두 높은 원소이기 때문에, 개재물 중의 Ca 농도가 상승하기 쉽고, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈해 버린다. 따라서 본 발명에서는, Ca 첨가부터 응고 완료까지의 시간을 200분 이내로 한다. 바람직하게는 180분 이내이며, 보다 바람직하게는 160분 이내이다. 또한, 상기 시간의 하한은, Ca을 균질화하는 관점에서, 4분 정도가 된다.

또한, 주조 시의 1300℃∼1200℃의 냉각 시간을 270∼460sec로 하는 것이 중요하다. 상기 냉각 시간이 상한을 상회하면, 개재물 상으로의 주로 황화물계의 2차 개재물의 복합 생성이 조장되고, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈함으로써 HAZ 경도의 차가 소정의 범위를 일탈해 버린다. 한편, 상기 냉각 시간이 그 하한을 하회하면, 냉각 부하가 크게 증가하기 때문에, 실용상은 바람직하지 않다.

또한, 주조 시의 1500∼1450℃의 냉각 시간을 300초 이내로 함으로써, 개재물 상으로의 산화물계의 2차 개재물의 복합 생성이 촉진되고, 침상 α의 생성에 대해 한층 더 효과적인 개재물 조성이 실현되고, T 크로스 용접부의 내SSCC성에 있어서도 개선 효과가 얻어진다.

[압연 이하의 공정]

상기 응고 후에는 통상법에 따라서 열간 압연을 행하고, 강판(후강판)을 제조할 수 있다. 또한, 해당 강판을 사용하여, 일반적으로 행해지고 있는 방법으로 라인 파이프용 강관을 제조할 수 있다. 압연 이하의 공정에 대해서는, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 예를 들어 주조된 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 재결정 온도 영역에서, 40％ 이상의 압하율로 열간 압연을 실시하고, 이것을 780℃로부터 냉각 속도 10∼20℃/s로 냉각(가속 냉각)하는 것이 바람직하다. 또한, 그 후의 조질은 불필요하다.

[실시예]

통상의 방법에 의해 240t 전로에서 정련된 용강을 LF로를 사용하여, 탈황, 탈산, 성분 조정, 개재물 제어 등의 처리(용강 처리)를 행하고, 표 1, 2, 9(발명예) 및 표 3, 4, 9(비교예)에 나타내는 강 조성 및 강 중 개재물 조성을 갖는 각종 용강을 연속 주조법에 의해 슬래브로 하여, 이들을 열간 압연 후 가속 냉각하여 두께 40㎜, 폭 3500㎜의 강판(후강판)을 제조하였다. 또한 표 2, 10(발명예) 및 표 4, 10(비교예)에는 강 중 조대 개재물의 조성도 함께 나타내고 있다. 표 5, 11(발명예) 및 표 6, 11(비교예)은 상기 용강 처리, 연속 주조 및 가속 냉각에 있어서의 주요한 프로세스 조건을 나타낸 것이다. 표 7, 12(발명예) 및 표 8, 12(비교예)는 이렇게 하여 얻어진 각 강판의 여러 특성을 나타낸 것이다.

표 2, 4, 10에 나타낸 개재물의 조성의 분석 방법 및 표 7, 8, 12의 각 특성의 측정(시험) 방법 및 평가의 방법에 대해 이하에 설명한다.

〔개재물의 조성의 분석〕

개재물의 조성의 분석은 다음과 같이 행하였다. 즉, 압연재의 판 두께 방향 단면에 있어서, 판 두께 중앙부를 중심으로, 시마즈 제작소제 EPMA-8705로 관찰하였다. 상세하게는, 관찰 배율 400배, 관찰 시야 약 50㎟(판 두께 중심부가 관찰 시야의 중앙이 되도록, 판 두께 방향으로 7㎜, 판 폭 방향으로 7㎜)로 3 단면 관찰하고, 폭이 1㎛ 이상의 개재물을 대상으로, 특성 X선의 파장 분산 분광에 의해 개재물 중앙부에서의 성분 조성을 정량 분석하였다.

분석 대상 원소는, Al, Mn, Si, Mg, Ca, Ti, Zr, S, REM(La, Ce, Nd, Dy, Y), Nb로 하였다. 기지 물질을 사용하여 각 원소의 X선 강도와 원소 농도의 관계를 미리 검량선으로서 구해 두고, 계속해서, 상기 개재물로부터 얻어진 X선 강도와 상기 검량선으로부터 그 개재물의 원소 농도를 정량하였다.

그리고, 상기 3 단면에 있어서의 폭이 1㎛ 이상의 개재물의 상기 각 원소의 함유량의 평균값(개재물의 조성)을 구하였다.

〔모재의 항복 강도 YS, 인장 강도 TS의 측정, 평가〕

각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)로부터, C 방향에 평행하게 JIS Z2241의 4호 시험편을 채취하고, ZIS Z2241에 기재된 방법으로 인장 시험을 행하고, 인장 강도TS 및 항복 강도 YS를 측정하였다. 본 실시예에서는, YS가 415㎫ 이상, TS가 520㎫ 이상의 것을 모재 강도가 우수하다(합격)라고 평가하고, 이들이 각각 415㎫ 미만, 520㎫ 미만의 것을 모재 강도가 뒤떨어진다(불합격)라고 평가하였다.

〔모재의 내HIC성의 시험, 평가〕

NACE standard TM0284-2003에 규정되는 방법에 따라서 시험, 평가하였다. 구체적으로는, 시험편을, 1atm의 황화수소를 포화시킨 25℃(0.5％ NaCl＋0.5％ 아세트산) 수용액 중에 96시간 침지하였다.

HIC 시험의 평가는, 각 시험편의 길이 방향을 10㎜ 피치로 절단하고, 그 절단면에 대해 연마 후, 광학 현미경을 사용하여 100배의 배율로 전체 단면을 관찰하고, HIC의 균열 길이가 200㎛ 이상인 균열의 개수 및 1㎜ 이상인 균열의 개수를 각각 측정하였다. 그리고 본 발명에서는, 상기 HIC의 균열 길이가 1㎜ 이상인 균열이 없는 것을 내HIC성이 우수하다(합격)라고 평가하고, 1㎜ 이상인 균열이 1개 이상 존재하는 경우를 내HIC성이 뒤떨어진다(불합격)라고 평가하였다.

〔T 크로스 용접부의 내SSCC성의 시험, 평가〕

후강판을 파이프로 가공할 때의 시임 용접을 모의하기 위해, 압연판을 75°의 X 개선에 가공하고, 2 패스의 서브머지드 아크 용접법에 의해 용접을 행하고, 파이프를 제작하였다. 용접 시의 입열은, 1 패스째:3.7kJ/㎜, 2 패스째:5.4kJ/㎜로 하였다. 또한, 파이프끼리를 접합할 때의 둘레 용접을 모의하기 위해, 「내SSCC 특성이 우수한 UOE 강관의 실용화, 마쓰야마 외, 용접 기술, 1988년 9월호, P.58」을 참고로 하고, 시임 용접선에 직교하도록, 가스 실드 아크 용접에 의한 1 패스의 비드 온 플레이트 용접을 실시하였다. 용접 시의 입열은, 1.0kJ/㎜로 하였다.

용접 후의 파이프 접합체의 용접부 표면의 그라인더 처리를 행하고, 비드 용접의 여성부의 제거를 행하였다. 이 파이프 접합체의 비드 용접부의 바로 아래로부터, 길이 방향이 비드 용접선에 병행하게 되도록, 115L×15W×5t의 시험편을 채취하였다. 이 시험편을 사용하여, ASTM G39, NACE TM0177-2005 B법에 기초하여, 4점 굽힘 시험편에서의 내SSCC성 평가 시험을 실시하였다. 부하 응력 332㎫, 374㎫에 상당하는 휨을 부여하고, 1atm의 황화수소를 포화시킨 NACE 용액 A(5질량％ NaCl-0.5질량％ CH₃COOH) 중에 720시간 침지 후, 시험편 표면에 균열이 발생하지 않은 것을 합격이라고 평가하였다.

〔HAZ인성(C 방향에 있어서의 취성 파면율)의 측정, 평가〕

각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)로부터, C 방향에 평행하게 열 사이클 시험편(12.5t×33L×55W)을 채취하고 1400℃(최고 온도)×5초(보열 시간), Tc(800∼500℃의 냉각 시간)＝400초의 열 사이클을 행하였다. 그 후, 열 사이클 시험편으로부터 각 2개씩 샤르피 충격 시험편(JIS Z 2242의 V 노치 시험편)을 채취하고, 각 측정 온도마다 3개씩 JIS Z2242에 기재된 방법으로 충격 시험을 행하여 vTrs를 구하였다. 그리고, vTrs가 -10℃ 이하인 것을 HAZ 인성이 우수하다(합격)라고 평가하고, vTrs가 -10℃를 초과하고 있는 것을 HAZ 인성이 뒤떨어진다(불합격)라고 평가하였다. 또한, 상기 열 사이클 시험은 입열＝60kJ/㎜ 상당의 대입열 용접 조건에 대응한다.

〔CG-HAZ, FG-HAZ의 경도차의 측정〕

각 강판의 t/4 위치(t:판 두께)로부터, C 방향에 평행하게 열 사이클 시험편(12.5t×33L×55W)을 채취하고 1400℃×5초, Tc＝40초(CG-HAZ 시험) 및 1100℃×5초, Tc＝40초(FG-HAZ 시험)의 열 사이클을 행하였다. 그 후, CG-HAZ 및 FG-HAZ열 사이클 시험편으로부터 샤르피 충격 시험편(JIS Z2242의 V 노치 시험편) 상당의 강편을 채취하고, C 방향 단면의 경도를, 비커스 10㎏으로 N＝3 이상 측정하여 평균값을 구하고, 이들, CG-HAZ 경도와 FG-HAZ 경도의 차를 산출하였다. 그리고 이 경도의 차(CG-HAZ 경도-FG-HAZ 경도)가, 45 이하인 것을 경도의 편차가 낮고 HAZ 경도가 우수하다(합격)라고 평가하고, 45를 초과하고 있는 것을 HAZ 경도가 뒤떨어진다(불합격)라고 평가하였다.

이들 실시예의 결과를 나타내는 표 7, 12의 발명예와 표 8, 12의 비교예 각 특성의 대비로부터 명백해진 바와 같이, 본 발명이 규정하는 강 조성(Nb-Di 밸런스를 포함함) 및 강 중의 폭이 1㎛ 이상의 조대 개재물의 조성을 만족하는 발명예의 강판은 항복 강도(YS) 415㎫ 이상, 인장 강도(TS) 520㎫ 이상의 높은 기계적 강도가 얻어지고 있음과 함께, HIC 시험에 의한 균열이 발생하지 않고, 내사워성이 우수하고, 또한 충격 시험에 의한 vTrs(CG)가 -10℃ 이하를 초과하고, 대입열 용접 조건하에 있어서도 우수한 HAZ 인성을 갖고 있고, 또한 CG-HAZ 경도와 FG-HAZ 경도의 차가 30 전후에서 안정되어 있고, 편차가 적고 우수한 HAZ 경도를 갖고 있는 것을 알 수 있다. 또한, 강 중의 폭이 1㎛ 이상의 조대 개재물에 있어서의 Ca량이 5∼60％의 범위 내인 발명예 26∼32는 SSCC 시험에 의한 균열도 발생하고 있지 않다. 한편, 본 발명이 규정하는 강 조성 또는 조대 개재물의 조성을 만족하지 않는 비교예의 강판은 상기 기계적 강도에 대해서는 그 대부분이 발명예와 거의 동등한 특성이 얻어지고 있지만, 내사워성 및/또는 HAZ 인성, HAZ 경도에 있어서는 발명예와 비교하여 현저하게 뒤떨어지고 있는 것이 판명된다.

본 발명을 특정한 형태를 참조하여 상세하게 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 이격하는 일 없이 다양한 변형 및 수정이 가능한 것은, 당업자에게 있어서 명백하다.

또한, 본 출원은, 2013년 12월 11일자로 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2013-256080)에 기초하고 있고, 그 전체가 인용에 의해 원용된다.

Claims

질량％로,
C:0.02∼0.20％,
Si:0.02∼0.50％,
Mn:0.6∼2.0％,
P:0％ 초과 0.030％ 이하,
S:0％ 초과 0.004％ 이하,
Al:0.010∼0.08％,
N:0.001∼0.01％,
Nb:0.002％ 이상 0.05％ 미만,
O:0％ 초과 0.0040％ 이하,
REM:0.0002∼0.05％ 및
Zr:0.0003∼0.020％
를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물이며,
식 10000×[Nb]＋31×Di-82≥0
(단, Di＝([C]/10)⁰ ^.5×(1＋0.7×[Si])×(1＋3.33×[Mn])×(1＋0.35×[Cu])×(1＋0.36×[Ni])×(1＋2.16×[Cr])×(1＋3×[Mo])×(1＋1.75×[V])×1.115)
를 만족시키고,
강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상의 개재물의 조성에 있어서,
상기 개재물 중의
Zr량이 1∼40％,
REM량이 5∼50％,
Al량이 3∼30％,
S량이 0％ 초과 20％ 미만
인 내사워성, HAZ 인성 및 HAZ 경도가 우수한, 강판.
제1항에 있어서,
Ca:0.0003∼0.0060％ 및
Mg:0.0003∼0.005％
에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 포함하는, 강판.
제2항에 있어서,
강 중에 함유되는 폭이 1㎛ 이상의 상기 개재물의 조성에 있어서,
상기 개재물 중의
Zr량이 1∼40％,
REM량이 5∼50％,
Al량이 3∼30％,
Ca량이 5∼60％,
S량이 0％ 초과 20％ 미만
인, 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
Ti:0.003∼0.03％,
B:0.0002∼0.005％,
V:0.003∼0.1％,
Cu:0.01∼1.5％,
Ni:0.01∼3.5％,
Cr:0.01∼1.5％ 및
Mo:0.01∼1.5％,
에서 선택되는 1종 이상의 원소를 더 포함하는, 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 라인 파이프용인, 강판.
제4항에 있어서,
라인 파이프용인, 강판.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 사용하여 제조되는, 라인 파이프용 강관.
제4항에 기재된 강판을 사용하여 제조되는, 라인 파이프용 강관.