KR20170117524A

KR20170117524A - 고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 강관 및 그 강관의 제조 방법

Info

Publication number: KR20170117524A
Application number: KR1020177025782A
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: CA2980985C; CN107429353B; EP3276033B1; EP3276033A1; JP6241570B2; US20180073095A1; CA2980985A1; WO2016157857A1; KR102004072B1; JPWO2016157857A1; CN107429353A; EP3276033A4

Abstract

API 그레이드 X100 이상의 증기 수송용의 고강도 강관을 제조하기 위한 기술을 제공한다.
특정 성분 조성을 채용하여, Ti/N 이 2.0 이상 4.0 미만이고, 식 (1) 로 나타내는 X (％) 가 0.90 ％ 이상이고, 베이나이트 분율이 70 ％ 이상이며, 350 ℃ 에서의 인장 강도가 760 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 강으로 한다.
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.

Description

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

본 발명은, 중온도역에 있어서 인장 강도가 760 MPa 이상인 고강도 강 및 그 제조 방법, 그리고 당해 고강도 강으로 구성되는 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명은, 증기 수송용의 고강도 강관에 특히 바람직하게 적용할 수 있는 기술에 관한 것이다.

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 지역은 적어, 많은 지역에서는 스팀 인젝션법이 채용되고 있다.

스팀 인젝션법에서 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, 강관의 대직경화 및 고강도화가 요망되고 있다.

또한, 캐나다와 같은 한랭지에서 사용되는 경우, -20 ℃ 이하의 외기에 접하는 지상 부분에서는 조업시에는 300 ℃ 이상으로 가열되고, 비조업시에는 -20 ℃ 이하로 냉각되기 때문에 저온도역에서부터 중온도역에 있어서 우수한 인성이 강관특성으로서 요구된다.

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, 용접에 의해 제조되고, 대직경화가 가능한 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 용접 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, 고온에서 장시간 적용할 때의 강도 열화를 고려하고 있지 않다. 또, 특허문헌 4 에서는 중온도역에서의 장기 적용시에 있어서의 고온 특성이 X80 그레이드를 만족시킨다. 그러나, 증기 수송용의 고강도 강관의 소재로는, 고강도인 것이 더욱 바람직하다.

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

그래서, 본 발명은, API 그레이드 X100 이상의 증기 수송용의 고강도 강관을 제조하기 위한 기술을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 명세서에 있어서, 용접열 영향부 인성의 「용접」은, 강관의 시임 용접에 사용하는 용접을 대상으로 한다.

본 발명자들은, 대직경화된 고강도 용접관에 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 : 0.05 ∼ 0.09 ％, Si : 0.05 ∼ 0.20 ％, Mn : 1.6 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Mo : 0.20 ∼ 0.50 ％, Nb : 0.02 ∼ 0.06 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％, Al : 0.01 ∼ 0.04 ％, N : 0.004 ∼ 0.006 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, Ti/N 이 2.0 이상 4.0 미만이고, 식 (1) 로 나타내는 X 가 0.90 ％ 이상이고, 베이나이트 분율이 70 ％ 이상이며, 350 ℃ 에서의 인장 강도가 760 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] 추가로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, V : 0.08 ％ 이하, Ca : 0.0005 ∼ 0.0040 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 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 1050 ∼ 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 ∼ 450 ℃ 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.

본 발명의 고강도 강에 의하면, 용접열 영향부의 중온도역에서의 인성도 높아지기 때문에, 본 발명의 고강도 강은, 증기 수송용의 고강도 강관의 소재로서 바람직하게 이용할 수 있다.

또, 본 발명에 의하면, 합금 성분의 함유량을 억제해도, 우수한 강도 특성 등의 상기 효과가 얻어진다. 따라서, 본 발명에 의하면, 강도 특성 등의 물성을 개선하면서, 증기 수송용의 고강도 강관의 제조 비용을 억제할 수 있다.

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

＜고강도 강＞

본 발명의 고강도 강은, 질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.09 ％, Si : 0.05 ∼ 0.20 ％, Mn : 1.6 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Mo : 0.20 ∼ 0.50 ％, Nb : 0.02 ∼ 0.06 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％, Al : 0.01 ∼ 0.04 ％, N : 0.004 ∼ 0.006 ％ 를 함유한다. 이하의 설명에 있어서, 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C : 0.05 ∼ 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 중요하다. 실온 및 중온도역에 있어서 소정의 강도를 확보하기 위해서, C 함유량을 0.05 ％ 이상으로 한다. C 함유량이 0.09 ％ 를 초과하면, 용접열 영향부 인성이 열화된다. 그래서, C 함유량은 0.05 ∼ 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 용접열 영향부 인성의 열화를 초래한다. 그래서, Si 함유량은 0.05 ∼ 0.20 ％ 로 하였다.

Mn : 1.6 ∼ 2.0 ％

Mn 은 강의 강도 및 인성의 향상에 유효한 원소이다. Mn 함유량이 1.6 ％ 미만에서는 그 효과가 작다. 또, Mn 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면 용접열 영향부 인성이 현저히 열화된다. 그래서, Mn 함유량은 1.6 ∼ 2.0 ％ 로 하였다.

P : 0.020 ％ 이하

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

S : 0.002 ％ 이하

S 는 불순물 원소이며, 인성을 열화시킨다. 이 때문에, S 함유량을 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. S 의 함유량을 0.002 ％ 이하로 하였다.

Mo : 0.20 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 고용 강화 및 탄화물의 석출 강화에 의해 강도의 상승, 특히 중온도역에서의 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. Mo 함유량이 0.20 ％ 미만에서는 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 한편, Mo 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 효과가 포화됨과 함께, 용접열 영향부 인성이 열화된다. 그래서, Mo 의 함유량은 0.20 ∼ 0.50 ％ 로 하였다.

Nb : 0.02 ∼ 0.06 ％

Nb 는 슬래브 가열시와 압연시의 결정립의 성장을 억제함으로써 마이크로 조직을 미세화하고, 충분한 강도와 인성을 부여하기 위해서 필요한 성분이다. 또, Nb 는, 탄화물을 형성하여 중온도역에서의 강도 확보에 필요한 성분이기도 하다. 그 효과에 의해 X100 그레이드재로서 요구되는 강도를 얻기 위해서는, Nb 함유량을 0.02 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. Nb 함유량이 0.06 ％ 를 초과하면 그 효과가 거의 포화되어 용접열 영향부 인성이 열화된다. 그래서, Nb 함유량을 0.02 ∼ 0.06 ％ 로 하였다.

Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％

Ti 는 N 과 함께 TiN 을 형성하여 1350 ℃ 이상에 이르는 용접열 영향부의 고온도역에 있어서 오스테나이트 입자의 성장을 억제한다. 그 결과, Ti 의 함유는, -20 ℃ 이하에서의 저온도역 및 300 ℃ 이상에서의 중온도역에 있어서의 용접열 영향부 인성의 개선에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는 Ti 함유량을 0.005 ％ 이상으로 할 필요가 있다. Ti 함유량이 0.02 ％ 를 초과하면 석출물의 조대화에 의해 인성이 열화된다. 그래서, Ti 의 함유량을 0.005 ∼ 0.02 ％ 로 하였다.

Al : 0.01 ∼ 0.04 ％

Al 은 탈산제로서 첨가된다. 탈산제로서의 효과는, Al 함유량을 0.01 ％ 이상으로 함으로써 얻어진다. Al 함유량이 0.04 ％ 를 초과하면 인성이 열화된다. 그래서, Al 의 함유량을 0.01 ∼ 0.04 ％ 로 한다.

N : 0.004 ∼ 0.006 ％

N 은 Ti 와 함께 TiN 을 형성하여, 1350 ℃ 이상에 이르는 용접열 영향부의 고온도역에 있어서 미세 분산된다. 이 미세 분산에 의해 용접열 영향부의 구오스테나이트 입자를 세립화한다. 이 세립화는, -20 ℃ 이하에서의 저온도역 및 300 ℃ 이상에서의 중온도역에 있어서의 용접열 영향부의 인성 향상에 크게 기여한다. N 함유량이 0.004 ％ 미만에서는 그 상기 효과가 충분히 얻어지지 않는다. N 함유량이 0.006 ％ 를 초과하면, 석출물의 조대화에 수반하는 구오스테나이트 입자의 조대화를 초래함과 함께 고용 N 이 증가하여, 용접열 영향부 인성이 열화된다. 그래서, N 의 함유량은 0.004 ∼ 0.006 ％ 로 한다.

Ti/N : 2.0 ∼ 4.0

Ti/N 을 적정한 범위로 규정함으로써, TiN 이 미세하게 분산되어, 용접열 영향부에서의 구오스테나이트 입자의 미세화가 달성된다. 이 미세화에 의해 -20 ℃ 이하에서의 저온도역 및 300 ℃ 이상에서의 중온도역에 있어서의 용접열 영향부의 인성이 향상된다. Ti/N 이 2.0 미만인 경우, 그 효과가 충분하지는 않다. Ti/N 이 4.0 을 초과하면 석출물의 조대화에 수반하는 구오스테나이트 입자의 조대화를 초래한다. 이 조대화에 의해 용접열 영향부의 인성이 열화된다. 그래서, Ti/N 의 값을 2.0 ∼ 4.0 으로 규정한다.

X (％) : 0.90 ％ 이상

0.35 Cr ＋ 0.9 Mo ＋ 12.5 Nb ＋ 8 V 로 나타내는 X (식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다) 가 0.90 ％ 이상이 되도록 이들 원소의 함유량을 조정한다. X 를 나타내는 상기 식은, 상기 성분 범위에서 구성되는 강에 대하여, 템퍼링 연화 저항을 향상, 압연 중의 입자 내 석출 강화를 개선함으로써, 중온도역에서의 X100 그레이드 이상의 우수한 강도를 갖고, -20 ℃ 의 양호한 저온 인성을 갖는 강으로 하기 위해서 중요한 인자이다. 이후에 기술하는 제조 조건과 조합함으로써 최대한의 효과를 발현한다. 350 ℃ 에 있어서의 X100 그레이드의 강도의 실현에는, X 를 0.90 ％ 이상으로 하는 것이 필수이다. 또, X 가 2.0 ％ 이상이 되면 용접부 저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그래서, X 는 2.0 ％ 미만인 것이 바람직하다. 바람직하게는 1.8 ％ 미만, 보다 바람직하게는 1.6 ％ 미만이다.

본 발명의 고강도 강의 특성을 더욱 향상시킬 목적으로, 고강도 강은 Cu, Ni, Cr, V, Ca 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 0.50 ％ 를 초과하여 Cu 를 함유하는 것은 용접성을 저해하기 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는 0.50 ％ 이하로 하였다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Ni 함유량은 0.05 ％ 이상이 바람직하다. Ni 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용의 상승을 초래한다. 그래서, Ni 를 함유하는 경우, 그 함유량은 0.50 ％ 이하로 하였다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은 강도의 상승에 유효한 원소 중 하나이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cr 함유량은 0.05 ％ 이상이 바람직하다. Cr 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 용접성에 악영향이 있다. 그래서, Cr 을 함유하는 경우, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 하였다.

V : 0.08 ％ 이하

V 는 Ti 와 함께 복합 석출물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는 V 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. V 함유량이 0.08 ％ 를 초과하면 용접열 영향부의 인성이 열화된다. 그래서, V 를 함유하는 경우, V 함유량은 0.08 ％ 이하로 규정한다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0040 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태를 제어하여 인성을 개선한다. Ca 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 함으로써 그 효과가 나타난다. Ca 함유량이 0.0040 ％ 를 초과하면 효과가 포화되고, 반대로 청정도가 저하되어, 인성이 열화된다. 그래서, Ca 를 함유하는 경우, Ca 함유량은 0.0005 ∼ 0.0040 ％ 로 하였다. 또한, Ca 함유량이 상기 하한값 미만이어도 본 발명의 효과를 저해하지 않기 때문에, Ca 함유량이 하한값 미만인 경우에는 Ca 는 불가피적 불순물로서 포함되는 것으로 한다.

Cu ＋ Ni ＋ Cr ＋ Mo (원소 기호는 각 원소의 함유량 (질량％) 을 의미한다) 가 1.50 ％ 이하가 되도록, 이들 원소의 함유량을 조정하는 것이 바람직하다. 상기 원소군은 강도 상승에 기여하고, 다량으로 첨가할수록 상기 효과는 높아진다. 특히 Ni 는 인성을 개선시키기 위해서 유효하다. 또, 제조 비용을 저렴하게 억제하기 위해서는, 상기 원소군의 합계 함유량의 상한을 1.50 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.20 ％ 이하이다. 이와 같이, 본 발명에서는, 특정 성분 조성이나 조직의 채용에 의해, 합금 원소의 함유량을 억제해도, 원하는 강도 및 인성을 얻을 수 있다. 또한, 강도 상승의 점에서는 상기 합계 함유량은 0.30 ％ 이상이 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 70 ％ 이상이다. 베이나이트 분율이 70 ％ 이상인 것은 API X100 그레이드 이상의 강도를 얻는다는 이유에서 필요하다. 또한, 베이나이트 이외의 상으로서, 페라이트, 펄라이트, 마텐자이트, 섬상 마텐자이트 (MA), 잔류 오스테나이트 등이, 합계의 면적률로 30 ％ 이하 포함되어도 된다.

또, 본 발명의 고강도 강은 350 ℃ 에서의 인장 강도가 760 MPa 이상이다. 상기와 같은 성분 조성 및 조직으로 함으로써, 고강도 강은, 중온도역에서도 우수한 인장 강도를 갖는다.

＜강관＞

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

대직경이란, 강관의 내경 (직경) 이 500 mm 이상인 것을 의미한다. 특히, 본 발명에 의하면, 증기 수송용의 고강도 강관에 요구되는 강도 특성을 유지하면서, 상기 내경 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, 350 ℃ 에서의 인장 강도가 760 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 1050 ∼ 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 1050 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 가열 온도가 1200 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 입자 성장이 현저하여, 모재 인성이 열화된다. 그래서, 가열 온도는 1050 ∼ 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 강관에 있어서, 강도, 특히 중온도역에서의 강도가 상승하고, 인성도 현저히 향상된다.

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 강도 및 인성이 열화된다. 이로부터, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율은 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도는 850 ℃ 이하로 한다.

또한, 상기 압연 종료 온도의 하한도 특별히 한정되지 않지만, 강 전체가 오스테나이트인 상태로부터 냉각시킴으로써 조직의 균일성이 확보된다는 이유에서, 상기 압연 종료 온도는 Ar3 점 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 ∼ 450 ℃ 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. 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 450 ℃ 를 초과하는 경우, 탄화물의 성장이 촉진되어 고용 탄소량이 저감되기 때문에, 냉각 후의 고강도 강에 있어서, 또 그 고강도 강으로 이루어지는 강관에 있어서, 충분한 강도, 특히 중온도역에서의 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또, 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 450 ℃ 를 초과하는 경우, 조대한 섬상 마텐자이트가 형성되어, 인성이 현저히 저하된다. 한편, 냉각 정지 온도가 300 ℃ 미만인 경우에는, 마텐자이트의 형성에 따라 인성이 열화됨과 함께, 석출된 저온 변태 생성물의 중온도역에서의 분해가 발생하여 중온도역에서의 강도가 현저히 저하된다. 그래서, 가속 냉각의 냉각 정지 온도는 300 ∼ 450 ℃ 로 한다. 또한, 냉각 정지 온도는 400 ℃ 이하인 것이 바람직하고, 400 ℃ 미만인 것이 더욱 바람직하다.

＜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 ∼ N 을 사용하여, 표 2 에 나타내는 제조 조건에서 제작한 강판을 냉간 성형 후 시임 용접에 의해, 관 두께 15 ∼ 20 mm 의 용접 강관을 제작하였다. 또한, 표 2 에 있어서의 「압하율」은 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율, FT 는 압연 종료 온도, 「냉속」은 냉각 속도, 「냉정」은 냉각 정지 온도를 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 방향에 대해 직각 방향에서 인장 시험편을 채취하여, 실온 및 350 ℃ 에서의 인장 강도 (단위 MPa) 를 구하였다. 실온에서의 인장 시험에는 API 사각형 시험을, 350 ℃ 에서는 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 사용하여, 실온 및 350 ℃ 에서의 인장 강도 (단위 MPa) 가 760 MPa 이상을 양호한 것으로 하였다.

강관에서의 용접열 영향부 인성은, 샤르피 충격 시험에 의해 샤르피 흡수 에너지 (J) 를 구하여 평가하였다. 샤르피 충격 시험의 시험편은, 2 mm V 노치를 갖는 풀 사이즈 시험편으로, 관 두께의 중앙부로부터, 노치 위치가 용접열 영향부가 되도록 길이 방향을 원주 방향으로 하여 3 개 채취하였다. 샤르피 충격 시험은 시험 온도 -20 ℃ 에서 실시하여, 3 개의 평균값으로 평가하고, 50 J 이상을 양호한 것으로 하였다.

강관에서의 실온 및 350 ℃ 에서의 강도 (단위 MPa) 를 구하였다. 실온에서의 인장 시험에는 API 사각형 시험을, 350 ℃ 에서는 직경 6 mm 의 환봉 시험편을 사용하여, 실온 및 350 ℃ 에서의 항복 강도가 690 MPa 이상, 인장 강도가 760 MPa 이상을 양호한 것으로 하였다.

또한, 일부의 비교예에 대해서는 강판 단계에서의 특성을 만족시키지 않았기 때문에 조관하지 않았으며, 강관 특성을 생략하였다.

표 2 에 강판의 제조 조건, 얻어진 특성을 나타낸다. 화학 성분, 강판 제조 조건 모두 본 발명 범위 내인 본 발명강은, 강판, 강관의 실온 및 350 ℃ 에서의 인장 강도가 760 MPa 이상을 갖고, 또한 양호한 용접열 영향부 인성이 얻어지고 있다.

한편, 화학 성분, X 값, 혹은 강판 제조 조건이 본 발명 범위 외인 비교강은, 실온 혹은 350 ℃ 에서의 강도 및/또는 용접열 영향부 인성이 본 발명강에 비해 떨어져 있었다.

Claims

질량％ 로, C : 0.05 ∼ 0.09 ％, Si : 0.05 ∼ 0.20 ％, Mn : 1.6 ∼ 2.0 ％, P : 0.020 ％ 이하, S : 0.002 ％ 이하, Mo : 0.20 ∼ 0.50 ％, Nb : 0.02 ∼ 0.06 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.02 ％, Al : 0.01 ∼ 0.04 ％, N : 0.004 ∼ 0.006 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
Ti/N 이 2.0 이상 4.0 미만이고,
식 (1) 로 나타내는 X (％) 가 0.90 ％ 이상이고,
베이나이트 분율이 70 ％ 이상이며,
350 ℃ 에서의 인장 강도가 760 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,
추가로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, Cr : 0.50 ％ 이하, V : 0.08 ％ 이하, Ca : 0.0005 ∼ 0.0040 ％ 중 1 종 또는 2 종 이상을 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 1050 ∼ 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 ∼ 450 ℃ 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.