KR20170128575A

KR20170128575A - 구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법, 및 구조관

Info

Publication number: KR20170128575A
Application number: KR1020177030021A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 오타; 요시아키 오타; 신이치 가키하라; 노부유키 이시카와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-26
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2017-11-22
Also published as: JP6256655B2; KR102002241B1; US20180057906A1; US11001905B2; CN107429346A; EP3276027A4; WO2016152173A1; CN107429346B; JPWO2016152173A1; CA2980252C; US20180298461A9; EP3276027A1; CA2980252A1; EP3276027B1

Abstract

API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 내 PWHT 성과, 용접 열영향부, 특히 용접 회합부에 있어서의 인성이 우수한 구조관용 강판을 제공한다. 특정한 성분 조성을 갖고, (a) 0.5 ％ 내력이 555 ㎫ 이상, (b) 인장 강도가 625 ㎫ 이상, 및 (c) 판두께 중심부의 -10 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-10℃ 가 250 J 이상인 기계적 특성을 갖고, 650 ℃, 2 시간의 열처리 후에 있어서도 상기 (a), (b) 및 (c) 의 기계적 특성을 갖는 구조관용 강판.

Description

구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법, 및 구조관 {STEEL PLATE FOR STRUCTURAL PIPE, METHOD FOR PRODUCING STEEL PLATE FOR STRUCTURAL PIPE, AND STRUCTURAL PIPE}

본 발명은 구조관용 강판에 관한 것으로, 특히, 본 발명은 API X80 그레이드 이상의 강도를 가짐과 함께, 내 PWHT 성과 용접 열영향부에 있어서의 인성이 우수한 구조관용 강판에 관한 것이다.

또, 본 발명은, 상기 구조관용 강판의 제조 방법, 및 상기 구조관용 강판을 사용하여 제조되는 구조관에 관한 것이다.

해저 자원 굴삭선 등에 의한 석유나 가스의 굴삭에 있어서는, 컨덕터 케이싱 강관이나 라이저 강관 등의 구조관이 사용된다. 이들 용도에서는, 최근, 압력 상승에 의한 조업 효율 향상이나 소재 비용 삭감의 관점에서, API (미국 석유 협회) X80 그레이드 이상의 고강도 강관에 대한 요구가 높아지고 있다.

또, 상기 서술한 바와 같은 구조관은, 합금 원소량이 매우 많은 단조품 (鍛造品) (예를 들어 커넥터 등) 을 원주 용접하여 사용되는 경우가 많다. 용접을 실시한 경우에는, 용접에서 기인하는 단조품의 잔류 응력 제거를 목적으로 하여 PWHT (Post Weld Heat Treatment, 용접 후 열처리) 가 실시되지만, 열처리에 의해 강도의 저하가 염려된다. 그 때문에, 구조관에는, PWHT 후에 있어서도 우수한 강도, 특히 굴삭시의 해저에서의 외압에 의한 파괴 방지를 위해, 관의 길이 방향, 즉 압연 방향으로 높은 강도를 유지하고 있을 것이 요구된다. 또, PWHT 를 실시함으로써, 용접시에 열영향부에 형성된 탄화물이 조대화 (粗大化) 되어, 강의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, 구조관에는, PWHT 를 실시하기 전의 모재의 상태에 있어서뿐만 아니라, PWHT 후에 있어서도 충분한 강도와 인성을 구비하고 있을 것이 요구된다.

그래서, 예를 들어 특허문헌 1 에서는, 0.30 ∼ 1.00 ％ 의 Cr, 0.005 ∼ 0.0030 ％ 의 Ti, 및 0.060 ％ 이하의 Nb 를 첨가한 강을 열간 압연한 후, 가속 냉각시킴으로써, PWHT 의 일종인 응력 제거 (Stress Relief, SR) 어닐링을 600 ℃ 이상의 고온에서 실시한 후에 있어서도 우수한 강도를 유지할 수 있는 고강도 라이저 강관용 강판을 제조하는 것이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에서는, 0.005 ∼ 0.025 ％ 의 Ti, 0.005 ∼ 0.025 ％ 의 Nb, 0.15 ∼ 0.60 ％ 의 Mo, 및 0.10 ％ 이하의 V 를 함유하는 강을 열간 압연한 후, 소정의 조건으로 가속 냉각시킴으로써 강의 미크로 조직과 복합 탄화물의 석출을 제어하고, 그에 의해, 모재 강도와 내 PWHT 특성이 우수한 강판을 제조하는 기술이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 평11-50188호 일본 공개특허공보 2010-235986호

그러나, 특허문헌 1 에 기재된 강판에서는, PWHT 시에 Cr 탄화물을 석출시킴으로써 PWHT 에 의한 강도 저하를 보완하고 있기 때문에, 다량의 Cr 을 첨가할 필요가 있다. 그 때문에, 소재 비용이 높은 것에 더하여, 용접성이나 인성의 저하가 염려된다.

또, 특허문헌 2 에 기재된 강관은, PWHT 후의 모재 강도 및 인성을 개선하는 것에 주안을 둔 것이다. 그 때문에, 강관 제조시의 용접, 특히, 내외 각 1 층에서 실시되는 대입열 용접에 있어서 문제가 되는 회합부에서의 인성의 저하에 대해서는 특별한 배려가 이루어지지 않았다. 본 발명에 있어서 고려되는 회합부 인성은, 다층 용접시에 생기는 국소 취화역 (脆化域) 의 영향이 크다. 이에 대해, 특허문헌 2 에서는 재현 열사이클 시험에 의해 용접 금속 근방의 조대립의 인성이 평가되어 있다. 재현 열사이클에 의해 국소 취화역의 조직을 모의하는 경우, 시험편 전체가 취화 영역으로 되기 때문에, 회합부 인성을 과소 평가해 버리게 되어 적당하지 않다. 또, 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 급속 가열을 실시한 후에 공랭하는 등, 제조 프로세스에서의 부하가 크다.

본 발명은 상기의 실정을 감안하여 개발된 것으로, API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 내 PWHT 성과, 용접 열영향부 (Heat-Affected Zone, HAZ), 특히 용접 회합부에 있어서의 인성이 우수한 구조관용 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명은, 상기 구조관용 강판의 제조 방법, 및 상기 구조관용 강판을 사용하여 제조된 구조관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 구조관용 강판에 있어서, 내 PWHT 성과 용접 열영향부에 있어서의 인성 (HAZ 인성) 을 양립시키기 위해, 압연 조건이 강판의 미크로 조직에 미치는 영향에 대해 상세한 검토를 실시하였다. 일반적으로 용접 강관용의 강판이나 용접 구조용의 강판은 용접성의 관점에서 화학 성분이 엄격하게 제한되기 때문에, X65 그레이드 이상의 고강도 강판은 열간 압연 후에 가속 냉각시켜 제조되고 있다. 그 때문에, 강판의 미크로 조직은 베이나이트 주체이거나, 베이나이트 중에 도상 (島狀) 마텐자이트 (Martensite-Austenite constituent, 약기하여 MA 라고도 칭한다) 를 함유한 조직이 되지만, 이와 같은 조직의 강에 PWHT 를 실시하면, 베이나이트 중의 도상 마텐자이트 조직이 템퍼링에 의해 분해되기 때문에 강도 저하는 피할 수 없다. 또, 템퍼링에 의한 강도 저하를 보완하기 위해, Nb, V, Ti 등의 석출 강화 원소를 활용하는 방법이 있지만, 내외 각 1 층에서 실시되는 대입열 용접에서의 강관 제조시에, 회합부에 있어서 탄화물이 용이하게 조대화되기 때문에 인성이 저하되어 버린다.

그래서, 본 발명자들은, 우수한 내 PWHT 성과 HAZ 인성이 얻어지는 미크로 조직에 관해서 예의 연구를 실시한 결과, 다음의 (a) 및 (b) 의 지견을 얻었다.

(a) 내 PWHT 성을 향상시키기 위해서는, 강의 미크로 조직을, PWHT 의 전후에 있어서 형태 변화를 일으키지 않는 조직으로 할 필요가 있다. 그러기 위해서는, 강의 C 함유량이나 가속 냉각시의 온도 조건을 제어하여, 도상 마텐자이트와 시멘타이트의 생성을 억제하는 것이 유효하다.

(b) 회합부 HAZ 에 있어서의 인성이 우수한 강판을 얻기 위해서는, 회합부 HAZ 에 있어서의 Ti, Nb, V 계 탄화물의 석출을 억제하여, HAZ 의 경화에 의한 인성의 열화를 피하는 것이 유효하다.

이상의 지견에 기초하여, 강의 성분 조성과 미크로 조직 및 제조 조건에 대해 상세한 검토를 실시하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

1. 구조관용 강판으로서,

질량％ 로,

C : 0.050 ∼ 0.080 ％,

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,

Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％,

Al : 0.080 ％ 이하,

Cr : 0.50 ％ 이하,

Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％,

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％,

Nb : 0.005 ∼ 0.050 ％,

N : 0.001 ∼ 0.010 ％,

O : 0.0050 ％ 이하,

P : 0.010 ％ 이하, 및

S : 0.0020 ％ 이하를 함유하고,

잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한

하기 (1) 식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq 가 0.43 이상, 하기 (2) 식으로 정의되는 P_cm 이 0.20 이하, 또한 하기 (3) 식으로 정의되는 X 가 0.8 이상인 성분 조성을 갖고,

(a) 0.5 ％ 내력이 555 ㎫ 이상,

(b) 인장 강도가 625 ㎫ 이상, 및

(c) 판두께 중심부의 -10 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-10℃ 가 250 J 이상인 기계적 특성을 갖고,

650 ℃, 2 시간의 열처리 후에 있어서도 상기 (a), (b) 및 (c) 의 기계적 특성을 갖는, 구조관용 강판.

C_eq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 … (1)

P_cm = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Mo/15 + V/10 + 5B … (2)

X = (0.23Cr + 0.125Mo + 0.13Nb + 0.24V + 0.25Ti)/C … (3)

(여기서, (1) ∼ (3) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

2. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로,

V : 0.030 ％ 이하를 함유하는, 상기 1 에 기재된 구조관용 강판.

3. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로,

Cu : 0.50 ％ 이하,

Ni : 0.50 ％ 이하, 및

Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 구조관용 강판.

4. 추가로, 상기 성분 조성이, 하기 (4) ∼ (6) 식으로 정의되는 Y 및 Z 에 대해, 0.01 < Y < 0.05 및 Z < 3.10 을 만족시키는, 상기 1 ∼ 3 중 어느 하나에 기재된 구조관용 강판.

Y = A × 55.85 … (4)

Z = (C/12 - A) × A × 1000000 … (5)

A = Ti/47.9 + Nb/92.9 + V/50.9 … (6)

(여기서, (5) 및 (6) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

5. 상기 1 ∼ 4 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 : 1050 ∼ 1250 ℃ 까지 가열하는 가열 공정과,

상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도 : Ar₃ 점 이상, 냉각 종료 온도 : 하기 (7) 식으로 정의되는 온도 T 에 대해 (T - 50) ℃ 이상 (T + 50) ℃ 이하, 평균 냉각 속도 : 20 ℃／s 이상의 조건으로 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정을 적어도 갖는, 구조관용 강판의 제조 방법.

T = 539 - 423C - 30.4Mn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo … (7)

(여기서, (7) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

6. 상기 1 ∼ 4 중 어느 하나에 기재된 구조관용 강판으로 이루어지는 구조관.

7. 상기 1 ∼ 4 중 어느 하나에 기재된 강판을 길이 방향으로 통상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면에서 모두 적어도 1 층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.

본 발명에 의하면, API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 내 PWHT 성과, 용접 열영향부 (Heat-Affected Zone, HAZ), 특히 용접 회합부에 있어서의 인성이 우수한 구조관용 강판 및 상기 구조관용 강판을 사용한 구조관을 제공할 수 있다.

[성분 조성]

다음으로, 본 발명에 있어서의 각 구성 요건의 한정 이유에 대해 서술한다.

본 발명에 있어서는, 구조관용 강판이 소정의 성분 조성을 갖는 것이 중요하다. 그래서, 먼저, 본 발명에 있어서 강의 성분 조성을 상기와 같이 한정하는 이유를 설명한다. 또한, 성분에 관한 「％」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」 를 의미하는 것으로 한다.

C : 0.050 ∼ 0.080 ％

C 는, 강의 강도를 증가시키는 원소이고, 원하는 조직을 얻고, 원하는 강도, 인성으로 하기 위해서는, C 함유량을 0.050 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.080 ％ 를 초과하면 용접성이 열화되어, 용접 균열이 발생하기 쉬워짐과 함께, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하된다. 그 때문에, C 함유량은 0.080 ％ 이하로 한다. 또한, C 함유량은, 0.055 ∼ 0.070 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％

Si 는, 탈산재로서 작용하고, 또한 고용 강화에 의해 강재의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Si 함유량을 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, Si 는 시멘타이트의 생성을 억제하기 위해, 베이나이트 변태시에 오스테나이트 중으로의 C 의 농화 (濃化) 를 촉진시키는 작용을 가지고 있다. MA 는 상부 베이나이트 생성시에 미변태 오스테나이트 중으로의 탄소의 농화에 의해 생성되기 때문에, Si 함유량이 지나치게 높아지면 MA 가 생성되고, 그 결과, HAZ 인성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명에서는 Si 함유량을 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Si 함유량은 0.05 ∼ 0.20 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％

Mn 은, 강의 퀀칭성을 높임과 함께, 강도와 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 1.50 ％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.70 ％ 이상이다. 한편, Mn 함유량이 2.50 ％ 를 초과하면 용접성이 열화될 우려가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.50 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.00 ％ 이하이다.

Al : 0.080 ％ 이하

Al 은, 제강 (製鋼) 시의 탈산제로서 첨가되는 원소이다. Al 함유량이 0.080 ％ 를 초과하면 인성의 저하를 초래하기 때문에, Al 함유량은 0.080 ％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량은 0.010 ∼ 0.050 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은, 탄화물을 형성하여, 고온에 있어서의 강도를 향상시키는 작용을 갖는 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 용접성이 저하되기 때문에, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 상기 작용을 양호하게 발휘시키기 위해서는, Cr 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 본 발명에 있어서 특히 중요한 원소이고, 열간 압연 후의 냉각시에 있어서의 펄라이트 변태를 억제하면서, Ti, Nb, V 와 미세한 복합 탄화물을 형성하여 강판의 강도를 크게 상승시키는 기능을 가지고 있다. 상기 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.10 ％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면 HAZ 인성의 저하를 초래하기 때문에, Mo 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다.

Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％

Ti 는, Mo 와 복합 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 크게 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Ti 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.025 ％ 를 초과하여 첨가하면 HAZ 인성 및 모재 인성의 저하를 초래한다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.025 ％ 이하로 한다.

Nb : 0.005 ∼ 0.050 ％

Nb 는, 조직의 미세립화에 의해 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또, Mo 과 함께 복합 석출물을 형성하여, 강도 향상에 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Nb 함유량을 0.005 ％ 이상으로 한다. 한편, Nb 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면 HAZ 인성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.050 ％ 이하로 한다.

N : 0.001 ∼ 0.010 ％

N 은, 통상적으로 불가피 불순물로서 강 중에 존재하고, 강 중의 Ti 와 질화물 (TiN) 을 형성한다. TiN 에 의한 피닝 효과에 의해 오스테나이트립의 조대화를 억제하기 위해, N 함유량은 0.001 ％ 이상으로 한다. 한편, TiN 은, 용접부, 특히 용접 본드 근방에서 1450 ℃ 이상으로 가열된 영역에 있어서 분해되어, 고용 N 을 생성한다. 그 때문에, N 함유량이 지나치게 많으면, 상기 고용 N 의 생성에서 기인하는 인성의 저하가 현저해진다. 따라서, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또한, N 함유량은 0.002 ∼ 0.005 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

O : 0.0050 ％ 이하, P : 0.010 ％ 이하, S : 0.0020 ％ 이하

본 발명에 있어서, O, P 및 S 는 불가피 불순물이고, 이들 원소의 함유량의 상한을 다음과 같이 규정한다. O 는, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 산소계 개재물을 형성한다. 상기 개재물의 영향을 억제하기 위해, O 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. 또, P 는, 중심 편석되어 모재의 인성을 저하시키는 성질을 갖기 때문에, P 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, P 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. 또, S 는 MnS 계 개재물을 형성하여 모재의 인성을 저하시키는 성질을 가지고 있기 때문에, S 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, S 함유량은 0.0020 ％ 이하로 한다. 또한, O 함유량은 0.0030 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, P 함유량은 0.008 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, S 함유량은 0.0008 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, O, P, S 함유량의 하한에 대해서는 한정되지 않지만, 공업적으로는 0 ％ 초과이다. 또, 과도하게 함유량을 저하시키면, 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, O 함유량은 0.0005 ％ 이상, P 함유량은 0.002 ％ 이상, S 함유량은 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 구조관용 강판은, 상기 원소에 더하여, V : 0.030 ％ 이하를 추가로 함유할 수도 있다.

V : 0.030 ％ 이하

V 는, Nb 나 Ti 와 동일하게 복합 석출물을 형성하고, 석출 강화에 의한 강도 상승에 매우 유효한 원소이다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 HAZ 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, V 를 첨가하는 경우, V 함유량은 0.030 ％ 이하로 한다. 한편, V 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 완전히 제거하고자 하면, 제조 비용의 증대로 연결되기 때문에, V 함유량은 0.001 ％ 이상 함유하고 있어도 된다. 또한, V 는, 회합부 HAZ 등, 복수 사이클의 열이력을 받는 부분에서는 VC 로서 석출되어, HAZ 부를 경화시켜 현저한 인성 열화를 일으키는 경우가 있다. 그 때문에, V 를 첨가하지 않는 것이 바람직하다.

또, 본 발명의 구조관용 강판은, 상기 원소에 더하여, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하, 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 추가로 함유할 수도 있다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, 인성의 개선과 강도의 향상에 유효한 원소이지만, 첨가량이 지나치게 많으면 용접성이 저하된다. 그 때문에, Cu 를 첨가하는 경우, Cu 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cu 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cu 를 첨가하는 경우에는 Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 0.50 ％ 이하

Ni 는, 인성의 개선과 강도의 향상에 유효한 원소이지만, 첨가량이 지나치게 많으면 내 PWHT 특성이 저하된다. 그 때문에, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 함유량은 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ni 를 첨가하는 경우에는 Ni 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 인성 향상에 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.0035 ％ 를 초과하여 Ca 를 첨가해도 효과가 포화되어, 오히려 강의 청정도의 저하에 의해 인성이 저하된다. 그 때문에, Ca 를 첨가하는 경우, Ca 함유량을 0.0035 ％ 이하로 한다.

본 발명의 구조관용 강판은, 이상의 성분과, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다. 또한, 「잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다」 란, 본 발명의 작용·효과를 저해하지 않는 한, 불가피 불순물을 비롯하여, 다른 미량 원소를 함유하는 것이 본 발명의 범위에 포함되는 것을 의미한다.

본 발명에 있어서는, 강에 함유되는 원소가 각각 상기 조건을 만족시키는 것에 더하여, 하기 (1) 식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq 를 0.43 이상, 하기 (2) 식으로 정의되는 P_cm 을 0.20 이하, 또한 하기 (3) 식으로 정의되는 X 를 0.8 이상으로 하는 것이 중요하다.

C_eq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 … (1)

P_cm = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Mo/15 + V/10 + 5B … (2)

X = (0.23Cr + 0.125Mo + 0.13Nb + 0.24V + 0.25Ti)/C … (3)

(여기서, (1) ∼ (3) 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

상기 C_eq 는, 강에 첨가되는 원소의 영향을 탄소량으로 환산하여 나타낸 것으로, 모재 강도와 상관이 있기 때문에, 강도의 지표로서 일반적으로 사용된다. 본 발명에서는, API X80 그레이드 이상의 높은 강도를 얻기 위해, C_eq 를 0.43 이상으로 한다. 또한, C_eq 는 0.44 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C_eq 의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.50 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 P_cm 은 용접 균열 감수성 조성이고, P_cm 이 0.20 보다 큰 경우, 용접부의 인성에 악영향을 미치기 때문에, P_cm 은 0.20 이하로 한다. P_cm 은 0.19 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, P_cm 의 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.15 이상으로 하는 것이 바람직하다.

상기 X 는, PWHT 후의 강도 저하를 억제하는 작용을 갖는 원소 (Cr, Mo, Nb, V 및 Ti) 의 함유량의, C 함유량에 대한 비의 총합이다. PWHT 후에 생기는 현저한 강도 저하를 억제하기 위해서는, X 의 값을 0.8 이상으로 할 필요가 있다. X 는 1.0 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, X 의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 과도하게 크게 하면 합금 비용의 증대로 연결되기 때문에, 3.00 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에 있어서는, 강의 성분 조성이, 하기 (4) ∼ (6) 식으로 정의되는 Y 및 Z 에 대해, 0.01 < Y < 0.05 및 Z < 3.10 을 만족시키는 것이 바람직하다.

Y = A × 55.85 … (4)

Z = (C/12 - A) × A × 1000000 … (5)

A = Ti/47.9 + Nb/92.9 + V/50.9 … (6)

상기 Y 는, 강에 함유되는 석출 강화 원소 Ti, Nb, V 의 원소비의 총합이고, 석출 강화의 지표이다. 강의 강도를 API X80 그레이드 이상으로 하기 위해서는 이들 석출 강화 원소의 활용이 불가결하다. 그 때문에, Y 는 0.01 초과로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소를 과잉으로 첨가하면, 인성, 특히 회합부 HAZ 에 있어서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Y 는 0.05 미만으로 하는 것이 바람직하다.

또, 상기 Z 는, 석출 강화 원소 Ti, Nb, 및 V 와 탄화물을 형성하지 않은 잔존 C 량과 상기 석출 강화 원소의 총량의 곱을 취한 것이고, PWHT 후의 탄화물의 성장에 의한 인성의 저하의 지표로서 사용한다. 잔존 C 량이 과잉이면, 회합부 HAZ 의 인성이 저하되기 때문에, Z 를 3.10 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Z 의 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.50 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[미크로 조직]

본 발명에 있어서의 강판의 미크로 조직은 특별히 한정되지 않고, 임의의 것으로 할 수 있지만, 고강도화의 관점에서는, 강판의 미크로 조직에서 차지하는 베이나이트의 면적 분율을 85 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 90 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 베이나이트의 면적 분율은 높은 편이 바람직하기 때문에, 상한은 특별히 한정되지 않고, 100 ％ 이어도 된다.

베이나이트 이외의 조직은 적을수록 바람직하지만, 베이나이트의 면적 분율이 충분히 높으면, 잔부의 조직의 영향은 거의 무시할 수 있기 때문에, 베이나이트 이외의 조직의 1 종 또는 2 종 이상을, 합계 면적률로 15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 10 ％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 잔부 조직의 예로는, 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트, 마텐자이트 등을 들 수 있다. 또한, 고강도화의 관점에서는, 추가로 강판의 미크로 조직 전체에서 차지하는 도상 마텐자이트의 면적 분율을 3 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또, 강판의 미크로 조직 전체에서 차지하는 시멘타이트의 면적 분율은 적을수록 바람직하고, 구체적으로는, 2.0 ％ 이하인 것이 바람직하고, 1.0 ％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

[기계적 특성]

본 발명의 구조관용 강판은, PWHT 를 실시하지 않은 모재의 상태에 있어서 다음의 (a) ∼ (c) 의 기계적 특성을 가지고 있는 것에 더하여, 650 ℃, 2 시간의 열처리를 실시한 후의 상태에 있어서도, 동일하게 (a) ∼ (c) 의 기계적 특성을 가지고 있다.

(a) 0.5 ％ 내력 (YS) : 555 ㎫ 이상,

(b) 인장 강도 (TS) : 625 ㎫ 이상, 및

(c) 판두께 중심부의 -10 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 (vE_-10℃) : 250 J 이상.

여기서, 0.5 ％ YS, TS, vE_-10℃ 는, 각각 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 0.5 ％ YS, TS, vE_-10℃ 의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상은 0.5 ％ YS : 705 ㎫ 이하, TS : 825 ㎫ 이하, vE_-10℃ : 800 J 이하이다.

[강판의 제조 방법]

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 강판의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 강판의 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, 강판의 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.

본 발명의 구조관용 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 다음의 (1) ∼ (3) 의 공정으로 순차 처리함으로써 제조할 수 있다.

(1) 상기 강 소재를 가열 온도 : 1050 ∼ 1250 ℃ 까지 가열하는 가열 공정,

(2) 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(3) 상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도 : Ar₃ 점 이상, 냉각 종료 온도 : 하기 (7) 식으로 정의되는 온도 T 에 대해 (T - 50) ℃ 이상 (T + 50) ℃ 이하, 평균 냉각 속도 : 20 ℃／s 이상의 조건으로 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정.

T = 539 - 423C - 30.4Mn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo … (7)

상기 각 공정은, 구체적으로는 이하에 서술하는 바와 같이 실시할 수 있다.

[강 소재]

상기 강 소재는, 통상적인 방법에 따라 용제 (溶製) 할 수 있다. 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정되지 않지만, 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

[가열 공정]

상기 강 소재는, 압연에 앞서 가열된다. 그 때, 오스테나이트화 그리고 탄화물의 고용을 충분히 진행시키고, 실온 그리고 중온도역에서의 충분한 강도를 얻기 위해서는, 강 소재 (강편) 중의 탄화물을 고용시키기 위해, 가열 온도를 1050 ℃ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 가열 온도가 1250 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트립이 현저하게 성장하여 조대화되고, 그 결과, 최종적으로 얻어지는 강의 모재 조직도 조대화되기 때문에, 인성이 저하된다. 따라서, 가열 온도는 1050 ∼ 1250 ℃ 로 한다.

[열간 압연 공정]

다음으로, 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 압연한다. 열간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 미재결정 온도역 (850 ℃ 이하) 에서의 누적 압하율을 40 ％ 이상으로 하고, 압연 종료 온도를 730 ∼ 850 ℃ 로 함으로써, 결정립을 미세화하여, 강판의 강도나 인성을 향상시킬 수 있다. 또한, 상기 누적 압하율은 80 ％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 75 ％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[가속 냉각 공정]

열간 압연 공정 종료 후, 그 열간 압연 공정에서 얻어진 강판을 가속 냉각시킨다. 그 때, Ar₃ 점 미만의 2 상역 (相域) 에서 냉각을 개시하면, 폴리고날 페라이트가 혼재된 미크로 조직이 되어, 강판의 강도가 저하된다. 그 때문에, Ar₃ 점 이상, 즉, 오스테나이트 단상역에서 가속 냉각을 개시한다. 여기서의 Ar₃ 점이란, 하기 식으로 산출되는 온도이다.

Ar₃ = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo

(여기서, 상기 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

또한, 냉각 개시 온도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 미재결정 온도역에서의 압하율을 확보하는 관점에서 800 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서는, 냉각 종료 온도를, 하기 (7) 식으로 정의되는 T 를 사용하여, (T - 50) ℃ 이상, (T + 50) ℃ 이하로 규정한다. 냉각 종료 온도가 (T + 50) ℃ 보다 높으면, 탄화물의 성장이 촉진되어 고용 탄소량이 저감되는데다가, PWHT 후에 있어서 탄화물의 조대화를 초래하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또, 강판 강도는 가속 냉각의 냉각 정지 온도가 낮을수록 높아지는 경향을 나타내지만, 냉각 종료 온도가 (T - 50) ℃ 미만에서는 도상 마텐자이트가 형성되어, 인성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, 냉각 정지 온도를 (T - 50) ℃ 이상 (T + 50) ℃ 이하로 하였다.

T = 539 - 423C - 30.4Mn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo … (7)

(여기서, (7) 식 중의 원소 기호는, 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)

또, 강판 강도는 가속 냉각에서의 냉각 속도의 증가에 수반하여 상승하는 경향을 나타낸다. 가속 냉각시의 냉각 속도가 20 ℃／s 미만인 경우, 변태 조직이 고온에서 변태되고, 냉각 중에 전위의 회복도 진행되기 때문에, 실온 그리고 중온도역에서 충분한 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에, 가속 냉각시의 냉각 속도를 20 ℃／s 이상으로 한다. 또한, 냉각 속도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 베이나이트 이외의 저온 변태상 (마텐자이트) 이 다량으로 생성되는 것을 방지한다는 관점에서 50 ℃／s 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 조건으로 가속 냉각을 실시함으로써, 강판의 미크로 조직을 베이나이트 주체로 하여, 강도를 향상시킬 수 있다.

이상의 공정에 의해, API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 내 PWHT 성 및 HAZ 인성이 우수한 구조관용 강판을 제조할 수 있다. 특히, 본 발명에 있어서는, 오스테나이트 단상역에서 가속 냉각을 개시하고, MA 가 형성되기 시작하는 마텐자이트 변태점 근방에서 냉각을 정지시킴으로써, 변태 강화를 유효하게 활용하면서, 탄화물의 석출을 억제하여, PWHT 후의 강도 저하를 억제하는 것이 가능해진다.

또한, 강판의 두께는 특별히 한정되지 않고, 임의의 두께로 할 수 있지만, 15 ∼ 30 ㎜ 로 하는 것이 바람직하다.

[강관]

상기와 같이 하여 얻어진 강판을 소재로서 사용하여, 강관을 제조할 수 있다. 상기 강관은, 예를 들어, 상기 구조관용 후육 강판이 길이 방향으로 통상으로 성형되고, 맞댐부가 용접된 구조관으로 할 수 있다. 강관의 제조 방법으로는, 특별히 한정되지 않고, 임의의 방법을 사용할 수 있다. 예를 들어, 강판을 통상적인 방법에 따라 U 프레스 및 O 프레스로 강판 길이 방향으로 통상으로 한 후, 맞댐부를 심 용접하여 UOE 강관으로 할 수 있다. 상기 심 용접은, 가용접 후, 내면, 외면을 모두 적어도 1 층씩 서브머지 아크 용접으로 실시하는 것이 바람직하다. 서브머지 아크 용접에 사용되는 플럭스는 특별히 제한은 없고, 용융형 플럭스이어도 되고 소성형 플럭스이어도 상관없다. 심 용접을 실시한 후, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도의 향상을 위해, 확관 (擴管) 을 실시한다. 확관 공정에 있어서 확관율 (확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비) 은, 통상적으로 0.3 ％ ∼ 1.5 ％ 의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 밸런스의 관점에서, 확관율은 0.5 ％ ∼ 1.2 ％ 의 범위인 것이 바람직하다. 상기 서술한 UOE 프로세스 대신에, 강판에 3 점 굽힘을 반복함으로써 축차 성형하는 프레스 벤드법에 의해, 대략 원형의 단면 형상을 갖는 강관을 제조한 후에, 상기 서술한 UOE 프로세스와 동일하게 심 용접을 실시해도 된다. 프레스 벤드법의 경우도, UOE 프로세스의 경우와 동일하게, 심 용접을 실시한 후, 확관을 실시해도 된다. 확관 공정에 있어서 확관율 (확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비) 은, 통상적으로 0.3 ％ ∼ 1.5 ％ 의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 밸런스의 관점에서, 확관율은 0.5 ％ ∼ 1.2 ％ 의 범위인 것이 바람직하다. 또, 필요에 따라, 용접 전의 예열이나 용접 후의 열처리를 실시할 수도 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성의 강 (강종 A ∼ L) 을 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 가열하여 열간 압연하고, 그 후, 즉시 수랭형의 가속 냉각 설비를 사용하여 냉각시켜 판두께 20 ∼ 28 ㎜ 의 강판 (No.1 ∼ 16) 을 제조하였다. 각 강판의 제조 조건을 표 2 에 나타낸다. 얻어진 강판의 각각에 대해, 이하에 서술하는 방법에 의해, 미크로 조직에서 차지하는 도상 마텐자이트의 면적 분율과 기계적 특성을 평가하였다. 평가 결과를 표 3 에 나타낸다.

도상 마텐자이트의 면적 분율은, 판두께 중심 위치로부터 채취한 시료에 대해, 주사형 전자 현미경 (배율 2000 배) 으로 랜덤하게 3 시야 이상 관찰을 실시하여 평가하였다.

기계적 특성 중, 0.5 ％ 내력 (YS) 과 인장 강도 (TS) 는, 얻어진 강판에서 압연 방향과 수직 방향의 판두께 중심으로부터, 6 ㎜φ, 25 ㎜GL 의 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 (1998) 의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여 측정하였다.

기계적 특성 중, 샤르피 특성에 대해서는, 판두께 중심부로부터, 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2 ㎜ V 노치 샤르피 시험편을 각 3 개씩 채취하고, 각 시험편에 대해 -10 ℃ 에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지 (vE_-10℃) 를 측정하고, 그들의 평균값을 구하였다.

또, 내 PWHT 특성을 평가하기 위해, 가스 분위기로를 사용하여 각 강판의 PWHT 를 실시하였다. 이 때의 열처리 조건은 650 ℃ 로 유지한 노에 강편을 삽입하고, 강편의 온도가 650 ℃ 에 도달한 후, 2 시간 유지하였다. 그 후, 강판을 노로부터 취출하고, 공랭에 의해 실온까지 냉각시켰다. 이 때의 실온까지의 냉각 속도는 5 ℃／sec 이하였다. 얻어진 PWHT 후의 강판 각각에 대해, 상기 서술한 PWHT 전의 측정과 동일한 방법으로 0.5 ％ YS, TS 및 vE_-10℃ 를 측정하였다.

또한, 용접 회합부에 있어서의 HAZ 인성을 평가하기 위해, 80 kJ/㎝ 이하의 입열량으로 표리 1 층의 용접을 실시한 시험체로부터, 그 용접부의 회합부 HAZ 에 2 ㎜V 노치를 도입한 샤르피 시험편을 각 3 개 제조하고, 샤르피 충격 시험을 실시하여 -10 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 (vE_-10℃) 를 측정하였다. 표 3 에는 측정값의 평균값과 최소값을 나타낸다. 용접 금속으로는, V 프리의 것을 사용하였다. 또한, 비교예 No.8 ∼ 11 의 회합부 HAZ 시험에 관해서는, 본 발명예의 No.2 와 동일한 강종 B 를 사용한 것이고, No.2 와 동일한 정도의 특성을 나타내는 것이 분명하기 때문에 동일한 값을 기재하였다.

표 3 에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 조건을 만족시키는 발명예 (No.1 ∼ 7) 는, PWHT 를 실시하기 전의 상태에 있어서 기계적 특성이 우수한 것에 더하여, 650 ℃ 라는 고온에서의 PWTH 후에 있어서도 우수한 기계적 특성을 구비하고 있었다. 또한 발명예의 강판은, 용접 회합부에 있어서의 HAZ 인성도 양호하였다.

한편, 본 발명의 조건을 만족시키지 않는 비교예 (No.8 ∼ 16) 에 있어서는, PWTH 전과 후의 일방 또는 양방에 있어서의 기계적 특성이나, 용접 회합부에 있어서의 HAZ 인성이 떨어져 있었다. 예를 들어, No.8 은, 강의 성분 조성이 본 발명의 조건을 만족시키고 있지만, PWHT 에 의한 강도 저하가 현저하고, PWHT 후의 TS 가 625 ㎫ 미만이었다. 이것은, 열간 압연 전의 가열 온도가 낮아, 석출 강화 원소가 충분히 고용되지 않았기 때문에, 그 후의 냉각에 있어서 미세 탄화물이 충분히 분산 석출되지 않았기 때문으로 생각된다. 또, No.9 는, 강의 성분 조성이 본 발명의 조건을 만족시키고 있지만, 항복 강도가 떨어져 있고, 또, PWHT 후에 있어서 충분한 인성이 유지되어 있지 않다. 이것은, 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 개시 온도가 낮았기 때문에, 강판의 미크로 조직 중에 페라이트가 생성되었기 때문으로 생각된다. No.10, 11 은, 강의 성분 조성이 본 발명의 조건을 만족시키고 있지만, 모재의 항복 강도나 샤르피 특성이 떨어져 있었다. 이것은, 가속 냉각 공정에 있어서의 냉각 종료 온도가 본 발명의 조건을 만족시키지 않는 결과, 강판의 미크로 조직에서 차지하는 MA 비율이 증가했기 때문으로 생각된다.

또, No.12 ∼ 16 은, 강의 성분 조성이 본 발명의 범위 밖이기 때문에, 모재 강도, 샤르피 특성, 용접 회합부 HAZ 인성 중 적어도 하나가 떨어져 있었다. 예를 들어, No.15 는, C_eq 가 본 발명의 조건을 만족시키지 않고, 그 결과, PWHT 전후에 있어서의 강도가 API X80 그레이드에 이르지 않았다. No.16 은, O 및 Z 의 값이 본 발명의 조건을 만족시키지 않고, 그 결과, 회합부 HAZ 에 있어서의 인성의 열화가 현저하였다.

산업상 이용가능성

본 발명에 의하면, API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 내 PWHT 성과, 용접 열영향부, 특히 용접 회합부에 있어서의 인성이 우수한 구조관용 강판 및 상기 구조관용 강판을 사용한 구조관을 제공할 수 있다. 상기 구조관은, 모재뿐만 아니라, PWHT 후에 있어서도 우수한 기계적 특성을 유지하고 있는 것에 더하여, 용접 회합부에 있어서의 인성의 저하가 양호하게 억제되어 있기 때문에, 컨덕터 케이싱 강관이나 라이저 강관 등의 구조관으로서 매우 유용하다.

Claims

구조관용 강판으로서,
질량％ 로,
C : 0.050 ∼ 0.080 ％,
Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,
Mn : 1.50 ∼ 2.50 ％,
Al : 0.080 ％ 이하,
Cr : 0.50 ％ 이하,
Mo : 0.10 ∼ 0.50 ％,
Ti : 0.005 ∼ 0.025 ％,
Nb : 0.005 ∼ 0.050 ％,
N : 0.001 ∼ 0.010 ％,
O : 0.0050 ％ 이하,
P : 0.010 ％ 이하, 및
S : 0.0020 ％ 이하를 함유하고,
잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한
하기 (1) 식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq 가 0.43 이상, 하기 (2) 식으로 정의되는 P_cm 이 0.20 이하, 또한 하기 (3) 식으로 정의되는 X 가 0.8 이상인 성분 조성을 갖고,
(a) 0.5 ％ 내력이 555 ㎫ 이상,
(b) 인장 강도가 625 ㎫ 이상, 및
(c) 판두께 중심부의 -10 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_-10℃ 가 250 J 이상인 기계적 특성을 갖고,
650 ℃, 2 시간의 열처리 후에 있어서도 상기 (a), (b) 및 (c) 의 기계적 특성을 갖는, 구조관용 강판.
C_eq = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 … (1)
P_cm = C + Si/30 + Mn/20 + Cu/20 + Mo/15 + V/10 + 5B … (2)
X = (0.23Cr + 0.125Mo + 0.13Nb + 0.24V + 0.25Ti)/C … (3)
(여기서, (1) ∼ (3) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)
제 1 항에 있어서,
추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로,
V : 0.030 ％ 이하를 함유하는, 구조관용 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 상기 성분 조성이, 질량％ 로,
Cu : 0.50 ％ 이하,
Ni : 0.50 ％ 이하, 및
Ca : 0.0005 ∼ 0.0035 ％ 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는, 구조관용 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 상기 성분 조성이, 하기 (4) ∼ (6) 식으로 정의되는 Y 및 Z 에 대해, 0.01 < Y < 0.05 및 Z < 3.10 을 만족시키는, 구조관용 강판.
Y = A × 55.85 … (4)
Z = (C/12 - A) × A × 1000000 … (5)
A = Ti/47.9 + Nb/92.9 + V/50.9 … (6)
(여기서, (5) 및 (6) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 : 1050 ∼ 1250 ℃ 까지 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도 : Ar₃ 점 이상, 냉각 종료 온도 : 하기 (7) 식으로 정의되는 온도 T 에 대해 (T - 50) ℃ 이상 (T + 50) ℃ 이하, 평균 냉각 속도 : 20 ℃／s 이상의 조건으로 가속 냉각시키는 가속 냉각 공정을 적어도 갖는, 구조관용 강판의 제조 방법.
T = 539 - 423C - 30.4Mn - 17.7Ni - 12.1Cr - 7.5Mo … (7)
(여기서, (7) 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％ 로 나타낸 값을 나타내고, 그 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0 으로 한다)
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 구조관용 강판으로 이루어지는 구조관.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 강판을 길이 방향으로 통상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면에서 모두 적어도 1 층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.