KR20170117523A

KR20170117523A - 고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 강관 및 그 제조 방법

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Publication number: KR20170117523A
Application number: KR1020177025780A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 오타; 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-27
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2017-10-23
Also published as: EP3276032B1; JPWO2016157856A1; KR102002717B1; EP3276032A4; US10570477B2; EP3276032A1; CA2976745C; US20180051355A1; CA2976745A1; WO2016157856A1; CN107429354A; CN107429354B; JP6241569B2

Abstract

대직경인 것, 증기 수송용의 고강도 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는 것 전부를 만족시키는 강관의 소재가 되는 고강도 강 및 그 제조 방법을 제공한다.
특정 성분 조성으로 이루어지고, 식 (1) 로 나타내는 X 가 0.75 ％ 이상이며, 베이나이트 분율이 50 ％ 이상인 조직을 갖는 강이고, Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15000 인 조건에서 실시한 시효 후의, 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상 또한 상기 시효 전후의 항복 강도가 550 MPa 이상인 고강도 강:
X ＝ 0.35 Cr ＋ 0.9 Mo ＋ 12.5 Nb ＋ 8 V (1)
식 (1) 중에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.

Description

고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 강관 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL, PRODUCTION METHOD THEREFOR, STEEL PIPE, AND PRODUCTION METHOD THEREFOR}

본 발명은, 중온도역에서의 장시간 시효 전후에 있어서의 항복 강도가 550 MPa 이상인 고강도 강에 관한 것이다. 특히, 본 발명의 고강도 강은, 증기 배관용의 고강도 강관의 소재로서 바람직하게 사용 가능하다.

캐나다 등에 매장되어 있는 유층으로부터 오일 샌드를 회수하는 방법으로서, 노천굴에 의한 방법과 고온ㆍ고압의 증기를 강관에 의해 유층에 삽입하는 스팀 인젝션법이 있다. 노천굴을 적용할 수 있는 지역이 적기 때문에, 많은 지역에서는 스팀 인젝션법이 사용된다.

스팀 인젝션법에 있어서, 유층 내로 보내지는 증기의 온도는, 300 ∼ 400 ℃ 의 온도역 (이하, 중온도역이라고 한다) 에 있다. 스팀 인젝션법에서는, 중온도역의 온도를 갖는 증기가, 고압으로 유층 내로 보내진다. 이 증기의 이송에는, 상기와 같이 강관이 사용된다.

최근, 에너지 수요의 증가에 수반하는 중질유의 회수율의 향상 및 부설 비용의 저감을 목적으로 하여, 상기 강관의 대직경화 및 고강도화가 요망되고 있다.

스팀 인젝션법에 사용할 수 있는 증기 수송용의 강관의 종래 기술로서, 특허문헌 1 및 특허문헌 2 가 있다. 이들 특허문헌에서는, API X80 그레이드 상당의 이음매 없는 관이 보고되어 있으며, 이 이음매 없는 관의 강관 외경이 최대로 16 인치이다.

이음매 없는 강관에 있어서는, 추가적인 대직경화가 곤란하다. 또, 이음매 없는 강관에 있어서는, API X80 그레이드 이상의 강도를 얻으려면 합금 원소의 다량 첨가가 요구된다.

그런데, 특허문헌 3, 4 에는, 대직경화가 가능하고, 용접에 의해 제조된 고강도 강관의 제조 기술이 개시되어 있다. 보다 구체적으로는, 특허문헌 3, 4 는, TMCP (Thermo-mechanical control process) 에 의해 제작되고, API X80 그레이드 이상의 강도를 갖는 고강도 강관의 제조 기술에 관한 것이다.

일본 공개특허공보 2000-290728호 일본 특허공보 제4821939호 일본 특허공보 제5055736호 일본 특허공보 제4741528호

특허문헌 3 에서는, 중온도역에 있어서의 고온 특성은 X80 그레이드를 만족시킨다. 그러나, 특허문헌 3 에서는, 장시간 사용했을 때의 강도 특성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

특허문헌 4 에서는 장기간 시효 후의 크리프 특성이 기재되어 있어, 개발강은 파단 강도의 개선이 보이지만, 안전의 판단 기준이 명확하게 되어 있지 않다. 또, 파단 강도도 X80 그레이드에 있어서의 항복 응력의 규격 하한값의 80 ％ (＝440 MPa) 를 하회하는 값도 여기저기에 보여, 충분한 강도라고는 말하기 어렵다.

이와 같이, 종래 기술에서는, 대직경인 것, 증기 수송용의 고강도 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는 것 전부를 만족시키는 증기 배관용의 고강도 강관을 얻을 수 없다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하기 위해 이루어진 것으로, 그 목적은, 대직경인 것, 증기 수송용의 고강도 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는 것 전부를 만족시키는 강관의 소재가 되는 고강도 강 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다. 또, 본 발명은, 상기 고강도 강으로 구성되는 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것도 목적으로 한다.

본 발명자들은, 대직경화된 고강도 강관에 있어서의 중온도역에서의 특성에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 성분 조성과 제조 조건을 적절히 선정함으로써, 대직경이면서, 증기 수송용의 고강도 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는 고강도 강관을 제조할 수 있는 고강도 강이 얻어지는 것을 알아냈다.

본 발명은 상기 지견에 더욱 검토를 가하여 이루어진 것으로, 즉, 본 발명은 이하로 구성된다.

[1] 질량％ 로, C : 0.04 ∼ 0.09 ％, Si : 0.05 ∼ 0.20 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％, Nb : 0.010 ∼ 0.050 ％, V : 0.070 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％, Al : 0.01 ∼ 0.04 ％, N : 0.006 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 식 (1) 로 나타내는 X (％) 가 0.75 ％ 이상이고, 베이나이트 분율이 50 ％ 이상인 조직을 갖는 강이고, Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15000 인 조건에서 실시한 시효 후의, 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상, 또한 상기 시효 전후의 항복 강도가 550 MPa 이상인 고강도 강.

X (％) ＝ 0.35 Cr ＋ 0.9 Mo ＋ 12.5 Nb ＋ 8 V (1)

식 (1) 중에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다. 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.

[2] 질량％ 로, 추가로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하 중 1 종 또는 2 종을 함유하는 [1] 에 기재된 고강도 강.

[3] [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강관.

[4] [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강의 제조 방법으로서, 강 소재를 1100 ∼ 1200 ℃ 로 가열하는 가열 공정과, 상기 가열 공정에서 가열된 강 소재를, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도가 850 ℃ 이하인 조건에서 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연판을, 냉각 속도가 5 ℃/초 이상, 냉각 정지 온도가 300 ∼ 550 ℃ 인 조건에서 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정을 갖는 고강도 강의 제조 방법.

[5] [1] 또는 [2] 에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강판을 관상으로 냉간 성형하는 냉간 성형 공정과, 상기 냉간 성형 공정에서 관상으로 성형된 강판의 맞댐부를 용접하는 용접 공정을 갖는 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 대직경이면서, 증기 수송용의 고강도 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는 고강도 강관이 얻어진다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대하여 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시형태에 한정되지 않는다.

＜고강도 강＞

본 발명의 고강도 강은, 질량％ 로, C : 0.04 ∼ 0.09 ％, Si : 0.05 ∼ 0.20 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％, Nb : 0.010 ∼ 0.050 ％, V : 0.070 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％, Al : 0.01 ∼ 0.04 ％, N : 0.006 ％ 이하를 함유한다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.04 ∼ 0.09 ％

C 는 고용 강화 및 석출 강화에 의해 강의 강도를 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 특히, 고용 C 량의 증가와 석출물의 형성은 중온도역에서의 강도 확보에 기여한다. 실온 및 중온도역에 있어서 소정의 강도를 확보하기 위해서, 본 발명에서는, C 함유량을 0.04 ％ 이상으로 한다. 또, C 함유량이 0.09 ％ 를 초과하면, 인성 및 용접성의 열화를 초래한다. 이 때문에, C 함유량의 상한을 0.09 ％ 로 한다. 이상과 같이, 본 발명에 있어서, C 함유량은 0.04 ∼ 0.09 ％ 로 하였다.

Si : 0.05 ∼ 0.20 ％

Si 는 탈산을 위해서 첨가된다. Si 함유량이 0.05 ％ 미만에서는 충분한 탈산 효과가 얻어지지 않는다. Si 함유량이 0.20 ％ 를 초과하면 인성의 열화를 초래한다. 그래서, Si 함유량은 0.05 ∼ 0.20 ％ 로 하였다.

Mn : 1.5 ∼ 2.0 ％

Mn 은 강의 강도 및 인성의 향상에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.5 ％ 미만에서는 그 효과가 작다. 또, Mn 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면 인성 및 용접성이 현저히 열화된다. 그래서, Mn 함유량은 1.5 ∼ 2.0 ％ 로 하였다.

P : 0.020 ％ 이하

P 는 불순물 원소이며, 인성을 열화시킨다. 이 때문에, P 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, P 함유량을 과도하게 저감시키면, 제조 비용이 상승한다. 그래서, 인성 열화가 허용 범위 내가 되는 조건으로서, P 함유량을 0.020 ％ 이하로 하였다.

S : 0.002 ％ 이하

S 는 불순물 원소이며, 인성을 열화시킨다. 이 때문에, S 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 또, Ca 를 첨가하여 MnS 로부터 CaS 계의 개재물로 형태 제어를 실시했다고 하더라도, X80 그레이드의 고강도재인 경우에는 미세하게 분산된 CaS 계 개재물도 인성 저하의 요인이 될 수 있다. 그래서, S 함유량을 0.002 ％ 이하로 하였다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은 템퍼링 연화 저항을 높여, 고온 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr 함유량은 0.05 ％ 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Cr 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 용접성에 악영향을 준다. 그래서, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하였다. 또한, 후술하는 식 (1) 이 원하는 범위에 있는 것 등에 의해, 템퍼링 연화 저항을 높여, 고온 강도를 상승시킬 수 있는 것이라면, Cr 을 포함하지 않아도 된다.

Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 고용 강화시키고, 또, ??칭성을 향상시킨다. 고용 강화 및 ??칭성 향상에 의해, 강도 상승의 효과가 얻어지고, 특히 템퍼링 연화 저항의 증대에 의한 중온도역에서의 강도가 상승한다. Mo 함유량이 0.10 ％ 미만에서는 그 효과가 작아 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, Mo 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 효과가 포화됨과 함께, 인성 및 용접성이 열화된다. 그래서, Mo 함유량은 0.1 ∼ 0.50 ％ 로 하였다.

Nb : 0.010 ∼ 0.050 ％

Nb 는 슬래브 가열시와 압연시의 결정립의 성장을 억제한다. 이 억제에 의해, 마이크로 조직이 미세화되어, 충분한 강도와 인성을 강에 부여할 수 있다. 또, Nb 는, 탄화물을 형성하여 중온도역에서의 강도 확보에 필요한 성분이기도 하다. 그 효과는 Nb 함유량이 0.010 ％ 이상에서 현저하다. 또, Nb 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면 그 효과가 거의 포화될 뿐만 아니라, 인성 및 용접성이 열화된다. 그래서, Nb 의 함유량은 0.010 ∼ 0.050 ％ 로 하였다.

V : 0.070 ％ 이하

V 는 소량 첨가로 결정립을 미세화하여, 강도 상승에 기여한다. 또, 템퍼링 연화 저항을 높여, 중온도역에서의 강도 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이들의 효과를 얻기 위해서는 V 함유량은 0.01 ％ 이상인 것이 바람직하다. 또, V 함유량이 0.070 ％ 를 초과하면 용접열 영향부의 인성이 열화된다. 그래서, V 함유량은 0.070 ％ 이하로 규정한다. 또한, 후술하는 식 (1) 로 나타내는 X 가 원하는 범위에 있는 것 등에 의해, 고온 강도를 상승시킬 수 있는 것이라면, V 를 포함하지 않아도 된다.

Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％

Ti 는, TiN 을 형성하여 슬래브 가열시나 용접열 영향부의 입자 성장을 억제하고, 마이크로 조직의 미세화를 가져와 인성을 개선하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량을 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또, Ti 함유량이 0.02 ％ 를 초과하면, 인성이 열화된다. 그래서, Ti 함유량은 0.02 ％ 이하로 하였다.

Al : 0.01 ∼ 0.04 ％

Al 은 탈산제로서 첨가된다. 이 효과를 얻기 위해서는 Al 함유량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있다. Al 함유량이 0.04 ％ 를 초과하면 인성이 열화된다. 그래서, Al 함유량은 0.01 ∼ 0.04 ％ 로 한다.

N : 0.006 ％ 이하

N 은 Ti 와 함께 TiN 을 형성하여, 1350 ℃ 이상에 이르는 용접열 영향부의 고온도역에 있어서 미세 분산된다. 이 미세 분산은, 용접열 영향부의 구오스테나이트 입자를 세립화하여, 용접열 영향부의 인성 향상에 크게 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 N 함유량이 0.002 ％ 이상인 것이 바람직하다. N 함유량이 0.006 ％ 를 초과하면, 석출물의 조대화 및 고용 N 의 증가에 의한 모재 인성의 열화와, 강관에서의 용접 금속의 인성 열화를 초래한다. 그래서, N 함유량은 0.006 ％ 이하로 하였다.

X (X ＝ 0.35 Cr ＋ 0.9 Mo ＋ 12.5 Nb ＋ 8 V (1)) : 0.75 ％ 이상

또, 본 발명에서는, Cr 함유량, Mo 함유량, Nb 함유량 및 V 함유량을, X (％) 가 0.75 ％ 이상이 되도록 조정한다. X (％) 는, 중온도역에서의 장시간 시효 후의 우수한 강도를 갖는 강으로 하기 위한 중요한 인자이다. 장시간 시효시의 전위 회복을 억제하고, 장시간 시효 후에 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 가 되도록, X (％) 를 0.75 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 본 발명의 고강도 강을 저렴하게 제조하기 위해서는, X (％) 는 1.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.90 ％ 이하이다. 또한, 본 발명에는 Cr, V 를 포함하지 않는 경우가 있는데, 이 경우, 「0.35 Cr ＋ 0.9 Mo ＋ 12.5 Nb ＋ 8 V」의 「Cr」이나 「V」에는 0 을 대입하면 된다.

또, 본 발명의 고강도 강은, 더욱 특성을 향상시킬 목적으로, Cu, Ni 의 1 종 또는 2 종을 함유해도 된다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이들의 효과를 얻기 위해서는 Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 용접성이 저하된다. 그래서, Cu 를 함유하는 경우, Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 하였다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이들의 효과를 얻기 위해서는 Ni 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 효과가 포화되고 제조 비용의 상승을 초래한다. 그래서, Ni 를 함유하는 경우, Ni 함유량을 0.50 ％ 이하로 하였다.

본 발명에서는, Cu ＋ Ni ＋ Cr ＋ Mo (원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다) 가, 0.90 ％ 이하가 되도록, Cu 함유량, Ni 함유량, Cr 함유량 및 Mo 함유량이 조정되는 것이 바람직하다. 이들 원소군은 강도 상승에 기여하고, 다량으로 첨가할수록 강의 특성을 높일 수 있다. 그러나, 제조 비용을 저렴하게 억제하기 위해서는, Cu ＋ Ni ＋ Cr ＋ Mo 를 0.90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로는 B : 0.0002 ％ 이하를 들 수 있다.

이어서, 본 발명의 고강도 강의 조직에 대하여 설명한다. 본 발명의 고강도 강의 조직에 있어서, 베이나이트 분율은 면적률로 50 ％ 이상이다. 베이나이트 분율이 50 ％ 이상인 것은 초기 전위 밀도를 높인다는 이유에서 필요하다. 또, 베이나이트 분율의 상한은 특별히 한정되지 않는다. 또한, 베이나이트 이외의 상으로서, 페라이트, 펄라이트, 마텐자이트, 섬상 마텐자이트 (MA), 잔류 오스테나이트 등이, 면적률의 합계로 50 ％ 이하 포함되어도 된다.

이어서, 본 발명의 고강도 강의 강도 특성에 대하여 설명한다. Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15000 인 조건에서 실시한 시효 후의, 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상이고 또한 항복 강도가 550 MPa 이상이다.

LMP ＝ 15000 의 시효 처리란, 하기 식 (2) 로 나타내는 LMP 가 15000 이 되는 열처리 온도, 열처리 시간의 조건에서 실시하는 시효 처리이다. 「LMP ＝ 15000」은 열처리 온도가 400 ℃, 열처리 시간이 8 시간인 처리이고, 중온도역인 350 ℃ 에서 1 년간 열처리한 값에 상당한다.

LMP ＝ (T ＋ 273) × (20 ＋ log(t)) (2)

T : 열처리 온도 (℃)

t : 열처리 시간 (초)

상기 처리 후의 항복 강도가 550 MPa 이상이다. 상기 항복 강도가 550 MPa 이상임으로써 증기 배관용 강관으로서 안정적인 조업이 가능하다는 효과가 있다. 여기에서, 상기 항복 강도는, 350 ℃ 의 고온 인장 시험에서 측정된 항복 강도를 의미한다.

또한, 실시예에 기재된 바와 같이, 본 발명에서는, 강판 및 강관에서 채취한 시험편 전부, 상기 시효 처리 전후의 항복 강도가 모두 550 MPa 이상이 된다.

상기 처리 후의 전위 밀도는, 1.0 × 10¹⁵/m² 이상이다. 상기 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상임으로써, 350 ℃ 에 있어서의 항복 강도가 550 MPa 이상을 확보할 수 있다는 효과가 있다.

다음으로, 전위 밀도의 측정 방법에 대하여 설명한다.

전위 밀도는 X 선 회절의 반가폭 β 로부터 변형을 구하고, 환산하는 수법을 사용한다. 통상의 X 선 회절에 의해 얻어지는 회절 강도 곡선에서는, 파장이 상이한 Kα1 선과 Kα2 선의 2 개가 겹쳐져 있기 때문에, Rachinger 의 방법에 의해 분리한다.

변형의 산출에는 이하에 나타내는 Williamsson-Hall 법을 사용한다. 반가폭이 넓어지는 것은 결정자의 사이즈 D 와 변형 ε 이 영향을 주고, 양 인자의 합으로서 다음 식으로 계산할 수 있다. β ＝ β1 ＋ β2 ＝ (0.9λ/(D × cosθ)) ＋ 2ε × tanθ

또한, 이 식은 이하로 변형할 수 있다.

βcosθ/λ ＝ 0.9/D ＋ 2ε × sinθ/λ

sinθ/λ 에 대해 βcosθ/λ 를 플롯함으로써, 직선의 기울기로부터 변형 ε 이 산출된다. 또한, 산출에 사용하는 회절선은 (110), (211), (220) 으로 한다. 변형 ε 로부터 전위 밀도의 환산은 이하의 식을 사용하였다.

ρ ＝ 14.4ε²/b²

이 때, ρ 는 전위 밀도를, b 는 버거스 벡터 (＝0.25 nm) 를 의미한다. 또한, θ 는 X 선 회절의 θ-2θ 법으로부터 산출되는 피크 각도를 의미하고, λ 는 X 선 회절에서 사용하는 X 선의 파장을 의미한다.

＜강관＞

본 발명의 강관은, 상기의 고강도 강으로 구성된다. 본 발명의 강관은, 본 발명의 고강도 강으로 구성되기 때문에, 대직경으로 해도, 증기 수송용의 고강도 용접 강관에 요구되는 강도 특성을 갖는다.

대직경이란, 강관의 외경 (직경) 이 500 mm 이상인 것을 의미한다. 특히, 본 발명에 의하면, 증기 수송용의 고강도 용접 강관에 요구되는 강도 특성을 유지하면서, 상기 외경 850 mm 까지는 충분히 대직경화할 수 있다.

또, 강관의 두께는, 특별히 한정되지 않지만, 증기 수송용의 경우, 12 ∼ 30 mm 이다.

증기 수송용의 고강도 용접 강관에 요구되는 강도 특성이란, 상기 고강도 강과 마찬가지로, Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15000 인 조건에서 실시한 시효 후의, 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상 또한 상기 시효 전후의 350 ℃ 에 있어서의 항복 강도가 550 MPa 이상이다.

＜고강도 강의 제조 방법＞

다음으로, 본 발명의 고강도 강의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 제조 방법은, 가열 공정과 열간 압연 공정과 가속 냉각 공정을 갖는다. 이하, 각 공정에 대하여 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 판두께 방향의 평균 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들어, 차분법을 사용하여 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.

가열 공정

본 발명에 있어서, 가열 공정이란, 강 소재를 1100 ∼ 1200 ℃ 로 가열하는 공정이다. 여기에서 강 소재란, 예를 들어 용강을 주조하여 얻어지는 슬래브이다. 강 소재의 성분 조성이, 고강도 강의 성분 조성이 되기 때문에, 고강도 강의 성분 조성의 조정은, 용강의 성분 조성의 조정 단계에서 실시하면 된다. 또한, 강 소재의 제강 방법에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 경제성의 관점에서, 전로법에 의한 제강 프로세스와, 연속 주조 프로세스에 의한 강편의 주조를 실시하는 것이 바람직하다.

후술하는 열간 압연 공정시에, 오스테나이트화 및 탄화물의 고용을 충분히 진행시켜, 실온 및 중온도역에서의 충분한 강도를 얻기 위해서는, 강 소재의 가열 온도를 1100 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 가열 온도가 1200 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 입자 성장이 현저하여, 모재 인성이 열화된다. 그래서, 가열 온도는 1100 ∼ 1200 ℃ 로 하였다.

열간 압연 공정

본 발명에 있어서, 열간 압연 공정이란, 가열 공정에서 가열된 강 소재를, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도가 850 ℃ 이하인 조건에서 열간 압연하는 공정이다.

오스테나이트 미재결정 온도역의 상한은, Nb 첨가에 의해 900 ℃ 정도까지 상승한다. 900 ℃ 이하에서의 온도역에 있어서 압연을 실시함으로써, 오스테나이트 입자가 신전 (伸展) 하여, 판두께, 판폭 방향으로 세립이 됨과 함께, 압연에 의해 도입되는 입자 내의 전위 밀도가 증가한다. 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상이고 압연 종료 온도를 850 ℃ 이하로 함으로써, 이 효과가 현저히 발휘되어, 열간 압연 및 후술하는 냉각 후의 고강도 강에 있어서, 또 그 고강도 강으로 이루어지는 강관의 상태에 있어서, 강도, 특히 중온도역에서의 강도가 향상된다. 또한, 상기 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 누적 압하율을 과도하게 크게 하면 압연기에 과대한 부하가 가해질 우려가 있기 때문에, 누적 압하율은 90 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 미만 혹은 압연 종료 온도가 850 ℃ 를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 입자의 세립화가 충분하지 않고, 입자 내의 전위 밀도가 작기 때문에, 중온도역에서의 강도가 열화된다. 이로부터, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율은 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도는 850 ℃ 이하로 한다.

또한, 상기 압연 종료 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 강 전체가 오스테나이트인 상태로부터 냉각시킴으로써 조직의 균일성이 확보된다는 이유에서 Ar3 ℃ 이상이 바람직하다.

가속 냉각 공정

본 발명에 있어서, 가속 냉각 공정이란, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연판을, 냉각 속도 (냉각 개시 온도와 냉각 정지 온도의 차를 냉각 개시부터 냉각 정지까지의 소요 시간으로 나눈 평균 냉각 속도를 의미한다.) 가 5 ℃/초 이상, 냉각 정지 온도가 300 ∼ 550 ℃ 인 조건에서 가속 냉각시키는 공정이다.

고강도 강의 강도는 가속 냉각에서의 냉각 속도의 증가에 따라 상승하는 경향을 나타낸다. 가속 냉각시의 냉각 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 고온에서 변태가 개시되기 때문에, 베이나이트 이외에 페라이트나 펄라이트가 생성되는 것 외에, 냉각 중에 전위의 회복도 진행된다. 이 때문에, 냉각 속도가 5 ℃/s 미만인 경우, 실온 및 중온도역에서 충분한 강도를 얻을 수 없다. 그래서, 가속 냉각시의 냉각 속도를 5 ℃/s 이상으로 한다. 또한, 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 마텐자이트 분율의 과도한 상승을 피하기 위해, 냉각 속도는 50 ℃/s 이하인 것이 바람직하다.

강판 강도는 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 저하됨에 따라 상승하는 경향을 나타낸다. 그러나, 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하는 경우, 탄화물의 성장이 촉진되어 고용 탄소량이 저감되기 때문에, 냉각 후의 고강도 강에 있어서, 또 그 고강도 강으로 이루어지는 강관의 상태에 있어서, 충분한 강도, 특히 중온도역에서의 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 미만인 경우에는, 가동 전위가 많은 마텐자이트 등의 저온 변태 생성물의 형성이 현저해진다. 그 결과, 중온도역에서의 장시간 시효에 의해 전위의 회복이 촉진되어 강도가 현저히 저하된다. 그래서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 300 ∼ 550 ℃ 로 한다.

＜강관의 제조 방법＞

본 발명의 강관의 제조 방법은, 냉간 성형 공정과 용접 공정을 갖는다.

냉간 성형 공정

냉간 성형 공정이란, 본 발명의 고강도 강으로 구성되는 강판을 관상으로 냉간 성형하는 공정이다.

증기 수송용의 강관을 제조하는 경우에는, 상기 강판의 두께는 12 ∼ 30 mm 인 것이 바람직하다.

냉간으로, 강판을 관상으로 성형하는 방법은 특별히 한정되지 않는다. 성형 방법으로는, UOE 성형, 프레스 벤드 성형, 롤 성형 등을 예시할 수 있다.

용접 공정

용접 공정이란, 냉간 성형 공정에서 관상으로 성형된 강판의 맞댐부를 용접하는 공정이다. 용접 방법은, 특별히 한정되지 않지만, 서브머지 아크 용접 등에 의해 용접 접합하면 된다. 또한, 용접 후의 강관에 대해, 확관을 실시하면, 관 단면의 진원도가 개선되기 때문에 바람직하다. 강관 제조 후의 열처리는 원하는 특성에 따라 실시하면 되며, 특별히 규정하지 않는다.

실시예

표 1 에 나타내는 화학 성분을 갖는 강 A ∼ M 을 사용하여, 표 2 에 나타내는 제조 조건에서 제작한 강판 (판두께 15 ∼ 25 mm) 을 냉간 성형 후 시임 용접에 의해, 외경 610 mm × 관 두께 15 ∼ 25 mm 의 강관을 제작하였다. 또한, 표 2 에 나타내는 제조 조건에 있어서 「압하율」은 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율, 「FT」는 압연 종료 온도, 「냉속」은 냉각 속도, 「냉정」은 냉각 정지 온도, 「열처리」는 장시간 시효 처리를 의미한다.

상기와 같이 제조한 강판의 판폭 중앙부로부터 강 조직 관찰용 샘플을 채취하여, 압연 길이 방향과 평행한 판두께 단면을 경면 연마한 후, 나이탈 부식함으로써 마이크로 조직을 출현시켰다. 그 후, 광학 현미경을 사용하여, 400 배의 배율로 무작위로 5 시야에 대하여 강 조직 사진을 촬영하고, 사진 중의 베이나이트 분율을 화상 해석 장치로 측정하였다.

강판 특성으로서, 강판 압연 방향과 직각 방향에서 인장 시험편을 채취하여, 350 ℃ 에서의 항복 강도 (단위 MPa) 를 구하였다. 인장 시험에서는 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 사용하여, 350 ℃ 에서의 항복 강도 (단위 MPa) 가 550 MPa 이상을 양호한 것으로 하였다.

장시간 시효 후 (400 ℃ 에서 8 시간의 열처리) 의 특성으로서, 강판 압연 방향과 직각 방향에서 인장 시험편을 채취하여, 350 ℃ 에서의 항복 강도 (단위 MPa) 를 구하였다. 인장 시험에서는 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 사용하여, 350 ℃ 에서의 항복 강도 (단위 MPa) 가 550 MPa 이상을 양호한 것으로 하였다.

또, 장시간 시효 후 (400 ℃ 에서 8 시간의 열처리) 의 특성으로서, 강관에 대해서도, 관 둘레 방향의 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 채취하여, 강판과 마찬가지로 항복 강도의 측정을 실시하였다. 350 ℃ 에서의 항복 강도 (단위 MPa) 가 550 MPa 이상을 양호한 것으로 하였다.

장시간 시효 후 (400 ℃ 에서 8 시간의 열처리) 의 전위 밀도의 측정에는, 강판 판두께 중심으로부터 두께 1 mm, 가로세로 20 mm 의 시험편을 채취하여, X 선 회절에 의해 반가폭을 구하고, 전위 밀도로 환산하였다. X 선 회절의 해석 방법은 θ-2θ 법으로 하고, 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상을 양호한 것으로 하였다. 또한, 표 중의 「E＋숫자」는 「10 의 (숫자)승」인 것을 의미한다. 예를 들어, 「E＋15」는 10¹⁵를 의미한다.

표 2 에 강판의 제조 조건, 얻어진 특성을 나타낸다. 화학 성분, 강판 제조 조건 모두 본 발명 범위 내인 본 발명강 (No.1 ∼ 9) 은 강판, 강관의 350 ℃ 에서의 항복 강도 (단위 MPa) 가 550 MPa 이상을 갖고, 또한 강판의 장시간 시효 후의 350 ℃ 에서의 항복 강도에 대해서도 550 MPa 이상이 얻어지고 있다. 또한, 표에 결과를 나타내고 있지 않지만, 강관에 대해서도 장시간 시효 후 (400 ℃ 에서 8 시간의 열처리) 의 전위 밀도가, 본 발명예에서는 1.0 × 10¹⁵/m² 이상으로, 양호하였다.

한편, 화학 성분 혹은 강판 제조 조건이 본 발명 범위 외인 비교강 (No.10 ∼ 19) 은, 350 ℃ 에서의 강도 및/또는 장시간 시효 전후의 350 ℃ 에서의 강도가 본 발명강에 비해 떨어져 있었다.

Claims

질량％ 로, C : 0.04 ∼ 0.09 ％, Si : 0.05 ∼ 0.20 ％, Mn : 1.5 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％, Nb : 0.010 ∼ 0.050 ％, V : 0.070 ％ 이하, Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％, Al : 0.01 ∼ 0.04 ％, N : 0.006 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
식 (1) 로 나타내는 X (％) 가 0.75 ％ 이상이고,
베이나이트 분율이 50 ％ 이상인 조직을 갖는 강이고,
Lerson Miller Parameter (LMP) ＝ 15000 인 조건에서 실시한 시효 후의 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁵/m² 이상, 또한 상기 시효 전후의 항복 강도가 550 MPa 이상인 고강도 강:
X (％) ＝ 0.35 Cr ＋ 0.9 Mo ＋ 12.5 Nb ＋ 8 V (1)
식 (1) 중에 있어서의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미하고, 또, 함유하지 않는 원소에 대해서는 0 을 대입한다.
제 1 항에 있어서,
질량％ 로, 추가로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하 중 1 종 또는 2 종을 함유하는 고강도 강.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강관.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 강의 제조 방법으로서,
강 소재를 1100 ∼ 1200 ℃ 로 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정에서 가열된 강 소재를, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율이 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도가 850 ℃ 이하인 조건에서 열간 압연하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연 공정에서 얻어진 열연판을, 냉각 속도가 5 ℃/초 이상, 냉각 정지 온도가 300 ∼ 550 ℃ 인 조건에서 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정을 갖는 고강도 강의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 강으로 구성되는 강판을 관상으로 냉간 성형하는 냉간 성형 공정과,
상기 냉간 성형 공정에서 관상으로 성형된 강판의 맞댐부를 용접하는 용접 공정을 갖는 강관의 제조 방법.