KR20170138505A

KR20170138505A - 후강판 및 용접 이음

Info

Publication number: KR20170138505A
Application number: KR1020177033268A
Authority: KR
Inventors: 마코토 가와모리; 후미오 유세; 히데노리 나코; 요시토미 오카자키; 아키라 이바노; 준이치로 기누가사
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2015-05-22
Filing date: 2016-05-16
Publication date: 2017-12-15
Also published as: CN107614724A; EP3299486A1; EP3299486A4; JP2016216819A

Abstract

본 발명은 내사워성이 우수한 후강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명은, 질량%로, C: 0.01∼0.12%, 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∼0.080%, Cr: 0.10∼1.50%, Nb: 0.002∼0.050%, REM: 0.0002∼0.05%, Zr: 0.0003∼0.01%, Ca: 0.0003∼0.006%, N: 0% 초과 0.010% 이하, O: 0% 초과 0.0040% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서, 강 중에 함유되는 폭이 1μm 이상인 개재물의 조성에 있어서, 개재물 중의 Zr량이 1∼40%, REM량이 5∼50%, Al량이 3∼30%, Ca량이 5∼60%를 만족한다.

Description

후강판 및 용접 이음

본 발명은 후강판 및 용접 이음에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 라인 파이프용, 해양 구조물용 등 에너지용 구조재의 소재 강판으로서 적합한 후강판 및 해당 후강판을 이용한 용접 이음에 관한 것이다.

근년, 세계적인 에너지 수요의 증가에 수반하여, 재생 가능 에너지를 포함해서 다양한 에너지의 개발, 실용화가 진행되고 있다. 한편, 화석 연료인 석유, 천연 가스, 석탄은 에너지 자원의 대부분을 차지하고 있어, 이 화석 에너지를 어떻게 해서 안전하게 효율적으로 생산, 수송 및 저장할지에 대해서도 에너지 확보에 있어서 중요한 문제이고, 특히 상기 화석 에너지의 생산, 수송 등에 있어서는 고기능의 에너지용 강재가 필요 불가결해진다.

이 에너지용 강재는 그 기능을 다하지 않고 한 번 사고를 낸 경우에는 피해가 심대해지기 때문에, 높은 안전성이 요구된다.

에너지용 강재의 하나로 라인 파이프용 강이 있는데, 이것은 석유·천연 가스의 수송에 이용되고 있어, 동 강에는, 구조재로서의 강도, 인성과 같은 특성뿐만 아니라, 파이프 내를 통과하는 석유·천연 가스에 대한 내성이 요구된다. 근년, 석유·천연 가스의 유정·가스정에서는, 산출되는 기름, 가스의 질이 열화되고, H₂S가 많이 혼입되고 있어, 지금까지의 사양에 더하여, 내수소유기균열성, 즉 내HIC성으로 대표되는 내사워성이 강하게 요구되고 있다.

또한, 라인 파이프용 강에서는, 수송이나 시공 시의 비용 저감의 관점에서, 파이프의 박육화가 요구되고 있다. 그를 위해서는, 강재의 강도를 향상시킬 필요가 있지만, 강재 강도의 향상은 내수소유기균열성을 악화시킨다는 결점을 아울러 가지고 있다. 특히, 후강판을 파이프로 가공할 때의 이음매 용접, 즉 심 용접과, 파이프끼리를 접합할 때의 원주 용접의 2개의 열이력을 받는 T 크로스 용접부는, 급열, 급냉의 복잡한 열이력을 받기 때문에, 용접 열영향부: HAZ에 있어서 강도, 즉 경도가 상승하여, 황화물 응력 부식 균열이라고 불리는 균열이 발생하기 쉬워진다. 이하, 황화물 응력 부식 균열에 대해서는, SSCC: sulfide stress corrosion cracking이라고도 기술한다. 따라서, 고강도 라인 파이프 강을 실현하기 위해서는, T 크로스 용접부의 내SSCC성도 또한 과제의 하나이다.

모재의 내HIC성 또는 T 크로스 용접부의 내SSCC성을 달성하는 것을 목적으로 한 종래 기술에는, 특허문헌 1에 기재된 기술 등이 있다. 특허문헌 1에는, 내HIC성이 나쁘다고 여겨지는 블록 형상의 베이나이트 조직을 저감하고, 균일한 상부 베이나이트 또는 어시큘러 페라이트 조직을 발달시킴으로써, 모재의 내HIC성을 확보하면서, API 규격의 X70급 고강도 후강판을 실현한 기술이 기재되어 있다.

한편, 특허문헌 2에는, 미세 Nb, V 탄질화물에 의한 석출 강화를 이용하여 인장 강도 56kgf/mm² 이상의 고강도를 달성할 수 있다고 한 기술이 기재되어 있다. 그러나, 이 문헌에는 모재의 내HIC성에 대해서는 기재되어 있지 않고, 또한 내SSCC성에 대해서는 심 용접의 HAZ밖에 고려되어 있지 않다. 게다가, 실시예에 기재된 시험 조건은 사워 환경, 즉 H₂S가 많이 포함되는 환경을 모의한 용액 중으로의 침지 시간이 21일로 충분히 엄격한 조건은 아니다.

또한, 특허문헌 3에는, T 크로스 용접부의 내SSCC성을 열화시킨다고 여겨지는 경도 상승을 억제하는 성분계가 기재되어 있다. 그러나, 이 문헌에 기재된 기술에서는 내SSCC성 그 자체는 평가되어 있지 않고, 또한 모재의 내HIC성에 대해서는 기재되어 있지 않다.

일본 특허공개 소61-165207호 공보 일본 특허공개 평1-96329호 공보 일본 특허공개 2005-186162호 공보

본 발명은 상기 종래의 문제를 해결하고자 이루어진 것으로, 그 목적은 내사워성, 특히 내HIC성이 우수한 후강판을 제공하는 것이다. 또한, 본 발명의 다른 목적은 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 우수한 용접 이음을 실현할 수 있는 후강판 및 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 우수한 용접 이음을 제공하는 것이다.

본 발명의 후강판은, 질량%로, C: 0.01∼0.12%, 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∼0.080%, Cr: 0.10∼1.50%, Nb: 0.002∼0.050%, REM: 0.0002∼0.05%, Zr: 0.0003∼0.01%, Ca: 0.0003∼0.006%, N: 0% 초과 0.010% 이하, O: 0% 초과 0.0040% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서, 강 중에 함유되는 폭이 1μm 이상인 개재물의 조성에 있어서, 개재물 중의 Zr량이 1∼40%, REM량이 5∼50%, Al량이 3∼30%, Ca량이 5∼60%를 만족하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 후강판은 상기 개재물 중의 S량이 0% 초과 20% 이하인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 후강판은 [Cr]/[Nb]가 10 이상인 것이 바람직하다. 단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.

또한, 본 발명의 후강판은, 질량%로, Mg: 0% 초과 0.005% 이하, Ti: 0.003∼0.030%, Ni: 0.01∼1.50%, Cu: 0.01∼1.50%, Mo: 0.01∼1.50%, V: 0.003∼0.08%, 및 B: 0.0002∼0.0032% 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하고, [Cr]+[Mo]+[Ni]+[Cu]가 2.1 이하인 것이 바람직하다. 단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.

또한, 본 발명의 후강판은, 질량%로, Ni: 0.01∼1.50%를 함유하고, 0.25×[Cr]+[Ni]가 0.10∼1.50인 것이 바람직하다. 단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.

또한, 본 발명의 용접 이음은 상기 어느 것의 본 발명의 후강판과 원주 용접 금속을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 용접 이음은, 하기 식으로 구해지는, 상기 후강판과 상기 원주 용접 금속의 침지 전위차 ΔE가 25mV 이하인 것이 바람직하다.

ΔE = 원주 용접 금속의 1시간 후의 침지 전위(mV)-후강판의 1시간 후의 침지 전위(mV)

본 발명에 있어서 개시되는 발명 중 대표적인 것에 의해 얻어지는 효과를 간단히 설명하면 이하와 같다.

본 발명의 일 실시형태에 의하면, 내사워성이 우수한 후강판을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 후강판을 이용하여 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 우수한 용접 이음을 제공할 수 있다.

본 발명자들은 상기한 본 발명의 과제를 달성하기 위해서, 후강판의 특성을 발휘하는 데 있어서 기본이 되는 강의 성분 조성에 더하여, 강 중의 개재물 제어의 관점에서 예의 연구, 검토를 거듭하였다. 그 결과, 폭이 1μm 이상인 조대한 개재물을 특정의 성분 조성으로 유지하는 것에 의해, 내사워성이 우수한 후강판이 얻어지는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 여기에서, 본 발명에 있어서의 개재물이란, 용강 중이나 응고 시에 생기는 조대한 석출립을 의미하고, 구체적으로는, 강 중의 합금 성분의 산화물, 탄화물, 황화물, 질화물 등에 의한 입자를 의미한다.

우선, 모재의 내HIC성의 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 적체되어, 그것들이 기화하는 압력에서 강에 균열, 즉 수소 유기 균열이 발생·진전하는 것이라고 추정된다. 따라서, 이 수소 유기 균열의 원인이 되는 1μm 이상의 조대한 개재물을, 강보다도 열팽창률이 큰 개재물로부터 강보다도 열팽창률이 작은 개재물로 전환하여 만들어 넣는 것에 의해, 강의 내HIC성을 향상, 확보할 수 있음을 확인하였다. 한편, 강보다도 열팽창률이 작은 개재물로서 구체적으로는 Zr, Al, REM의 산화물 등이 유효하다.

한편, T 크로스 용접부의 내SSCC성의 관점에서 검토한 바, T 크로스 용접부에 있어서, 용접 금속의 근방으로부터 모재에 걸쳐 급격하게 경도가 변화하면, 내SSCC성이 저하됨을 알 수 있었다. 이는 경도 변화에 의해 해당 부위에 급격한 응력 집중이 생기기 때문이라고 생각된다. 이 용접 금속의 근방으로부터 모재에 걸쳐 급격한 경도 변화는, 용접 금속의 근방에서 경질의 마텐자이트가 생성되는 데 대해, 용접 금속으로부터 모재측으로 어느 정도 떨어진 부위에서는 연질의 페라이트가 생성되기 때문이라고 생각된다.

이 급격한 경도 변화를 억제하기 위해, 연질 페라이트의 저감, 경질 마텐자이트의 저감의 양 측면에서 검토를 행하기로 하였다. 그 결과, 연질 페라이트의 저감에 대해서는, 후강판에 합금 원소를 첨가하여, 담금질성을 향상시킴으로써 페라이트 생성을 억제할 수 있음을 확인하였다.

또한, 경질 마텐자이트의 저감에 대해서는, 변태의 기점이 되는 개재물을 다수 분산시킴으로써 입내 베이나이트 변태를 촉진함과 더불어, [Cr]/[Nb]를 10 이상으로 함으로써, 입계에 있어서의 핵생성 구동력을 상승시키는 입계로의 Nb 편석이 저감되어, 입계로부터의 베이나이트 생성이 촉진되고, 그 결과, 용접 금속 근방에 있어서의 마텐자이트 생성량을 감소시킬 수 있음을 확인하였다. 단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.

또한, Cr과 Nb를 첨가하여 담금질성을 확보함으로써, 모재 강도를 개선할 수 있다는 것도 확인하였다.

이하, 본 발명에 따른 후강판의 성분 조성, 조직, 개재물 조성에 더하여, T 크로스 용접부에 이용하는 용접 금속에 대해, 그 규정 이유를 포함해서 상세하게 설명한다. 이하, 조성의 표시 단위인 %는 전부 질량%를 의미한다.

(후강판의 성분 조성)

[C: 0.01∼0.12%]

C는 후강판의 강도 확보를 위해서 필요 불가결한 원소이고, 0.01% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.02% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.03% 이상이다. 그러나, C량이 과잉이면 모재에 섬 형상 마텐자이트가 생성되기 쉬워지고, 이것이 수소 유기 균열의 기점이 되어 모재의 내HIC성이 열화된다. 따라서, C량은 0.12% 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 0.10% 이하, 보다 바람직하게는 0.08% 이하이다.

[Si: 0.02∼0.50%]

Si는 탈산에 유효하다. 이들 효과를 얻기 위해 Si량을 0.02% 이상으로 한다. 바람직하게는 0.04% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.06% 이상이다. 그러나, Si량이 과잉이면 모재에 섬 형상 마텐자이트가 생성되기 쉬워지고, 이것이 수소 유기 균열의 기점이 되어 모재의 내HIC성이 열화된다. 따라서, Si량은 0.50% 이하로 억제할 필요가 있다. 바람직하게는 0.45% 이하, 보다 바람직하게는 0.35% 이하이다.

[Mn: 0.6∼2.0%]

Mn은 후강판의 강도 확보를 위해서 필요 불가결한 원소이고, 0.6% 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.8% 이상이고, 보다 바람직하게는 1.0% 이상이다. 그러나, Mn량이 과잉이면 MnS를 생성하여 내HIC성이 열화되기 때문에, Mn량의 상한을 2.0%로 한다. 바람직하게는 1.9% 이하이고, 보다 바람직하게는 1.8% 이하이다.

[P: 0% 초과 0.030% 이하]

P는 강재 중에 불가피적으로 포함되는 원소이고, 그 함유량이 0.030%를 초과하면 내HIC성, 내SSCC성에 악영향을 미친다. 따라서, 본 발명에서는 P량을 0.030% 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.020% 이하, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이다.

[S: 0% 초과 0.004% 이하]

S는 지나치게 많으면 MnS를 다량으로 생성하여 내HIC성을 현저하게 열화시키기 때문에, 본 발명에서는 S량의 상한을 0.004%로 한다. 바람직하게는 0.003% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0025% 이하, 더 바람직하게는 0.0020% 이하이다.

[Al: 0.010∼0.080%]

Al은 개재물의 열팽창률을 작게 함으로써 강 모상과의 보이드를 저감하여, 내HIC성을 개선하는 데 유효하다. 또한, 적정량의 Al을 포함하는 개재물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 양호한 내SSCC성이 얻어진다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는 적어도 0.010% 이상 함유시킬 필요가 있다. Al량은 바람직하게는 0.020% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.025% 이상이다. 그러나, Al량이 과잉이면 Al 산화물이 클러스터 형상으로 생성되어 수소 유기 균열의 기점이 된다. 따라서, Al량은 0.080% 이하로 할 필요가 있다. Al량은 바람직하게는 0.060% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.050% 이하이다.

[Cr: 0.10∼1.50%]

Cr은 강도 확보에 필요 불가결한 원소이고, 또한 T 크로스 용접부의 연질 페라이트를 억제함으로써, 내SSCC성의 개선에도 기여한다. 이들 효과를 발현시키기 위해서는 적어도 0.10% 이상 함유시킬 필요가 있다. Cr량은 바람직하게는 0.15% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.17% 이상, 더 바람직하게는 0.20% 이상이다. 그러나, Cr량이 과잉이면 T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와 내SSCC성이 저하되므로, 1.50% 이하로 한다. Cr량은 바람직하게는 1.00% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.80% 이하이다.

[Nb: 0.002∼0.050%]

Nb는 강도 확보에 필요 불가결한 원소이고, 또한 T 크로스 용접부의 연질 페라이트를 억제함으로써, 내SSCC성의 개선에도 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는 적어도 0.002% 이상 함유시킬 필요가 있다. Nb량은 바람직하게는 0.005% 이상이고, 보다 바람직하게는 0.010% 이상이다. 그러나, Nb량이 과잉이면 T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와 내SSCC성이 저하되므로, 0.050% 이하로 한다. Nb량은 바람직하게는 0.033% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.030% 이하이다.

[REM: 0.0002∼0.05%]

REM(희토류 원소)은 개재물의 열팽창률을 작게 함으로써 강 모상과의 보이드를 저감하여, 내HIC성을 확보하는 데 유효하다. 또한, 적정량의 REM을 포함하는 개재물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 양호한 내SSCC성을 얻을 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, REM을 0.0002% 이상 함유시킬 필요가 있다. REM량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, REM을 과잉으로 함유시키면, 고용 REM이 입계에 편석됨으로써 입계 강도를 저하시켜, 내SSCC성을 열화시킨다. 따라서, REM량의 상한을 0.05%로 한다. 주조 시의 침지 노즐의 폐색을 억제하여 생산성을 높이는 관점에서는, 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.01% 이하, 더 바람직하게는 0.005% 이하이다. 한편, 본 발명에 있어서, REM이란, 주기율표에 있어서의 La로부터 Lu까지의 15 원소, 즉 란타노이드 원소와, Sc 및 Y를 의미한다.

[Zr: 0.0003∼0.01%]

Zr은 개재물의 열팽창률을 작게 함으로써 강 모상과의 보이드를 저감하여, 내HIC성을 개선시킨다. 또한, 적정량의 Zr을 포함하는 개재물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 양호한 내SSCC성을 얻을 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Zr을 0.0003% 이상 함유시킬 필요가 있다. Zr량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, Zr을 과잉으로 함유시키면, 용강 중의 고용 Zr이 증가하여 주조 중에, 산·황화물을 둘러싸도록 정출되어, 내HIC성을 열화시킨다. 따라서, Zr량의 상한을 0.01%로 한다. Zr량은 바람직하게는 0.007% 이하, 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.

[Ca: 0.0003∼0.006%]

Ca는 CaS를 형성하여 S를 고정하고, MnS 생성량을 저감시키는 작용을 가짐으로써 내SSCC성을 개선시킨다. 또한, 적정량의 Ca를 포함하는 개재물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 양호한 내SSCC성을 얻을 수 있다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, Ca를 0.0003% 이상 함유시킬 필요가 있다. Ca량은 바람직하게는 0.0005% 이상, 보다 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, Ca를 과잉으로 함유시키면, CaS가 다량으로 생성되고, 그것들이 응집하여 내HIC성을 열화시킨다. 따라서, Ca량의 상한을 0.006%로 한다. Ca량은 바람직하게는 0.005% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하이다.

[N: 0% 초과 0.010% 이하]

N은 불가피적 불순물이지만, 입계에 편석됨으로써 입계 강도를 저하시켜, 내SSCC성을 열화시킨다. 따라서, N량의 상한을 0.010%로 한다. N량은 바람직하게는 0.008% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.006% 이하이다.

[O: 0% 초과 0.0040% 이하]

O(산소)는 개재물을 형성하는 원소이며, 과잉 첨가에 의해 조대 산화물이 다량으로 생성되고, 그것들을 기점으로 수소 유기 균열이 발생한다. 따라서, O량의 상한을 0.0040%로 한다. O량은 바람직하게는 0.0030% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0020% 이하이다.

[[Cr]/[Nb]가 10 이상]

또한, 본 발명의 후강판은 상기 성분 조성을 만족함과 더불어, [Cr]/[Nb]가 10 이상인 것이 바람직하다. 단, 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다. 후강판이 이 조건을 만족함으로써, T 크로스 용접부에 있어서, 입계에 있어서의 핵생성 구동력을 상승시키는 입계로의 Nb 편석이 저감되어, 입계로부터의 베이나이트 생성이 촉진된다. 그에 의해, 용접 금속 근방에 있어서의 마텐자이트 생성량이 감소하여, 내SSCC성을 개선시킨다. 따라서, [Cr]/[Nb]가 10 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 12 이상, 더 바람직하게는 15 이상이다.

또한, 본 발명 후강판의 필수 원소는 아니지만, 성분 조성으로서 Ni를 포함하는 경우에는, 0.25×[Cr]+[Ni]가 0.10∼1.50이 되도록 조정하여, 이 조건을 만족시키는 것에 의해서도 내SSCC성을 개선시킬 수 있다. 단, 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다. 한편, 0.25×[Cr]+[Ni]가 0.10∼1.50이라는 조건을 만족한 경우는, 반드시 [Cr]/[Nb]가 10 이상이라는 조건을 만족할 필요는 없다. 상세하게는 후술한다.

본 발명 후강판의 강재의 성분 조성은 상기와 같고, 잔부는 철 및 불가피 불순물이다. 또한, 상기 원소에 더하여 추가로, 하기량의 Mg, Ti, Ni, Cu, Mo, V 및 B로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 또는 2종 이상을 함유시키는 것에 의해, 내HIC성이나 내SSCC성의 향상 등을 도모할 수 있다. 이하, 이들 원소에 대해 설명한다.

[Mg: 0% 초과 0.005% 이하]

Mg는 MgS를 형성하고 황화물을 미세 분산시킴으로써, 모재의 내SSCC성을 개선시키는 작용이 있다. 그러나, Mg를 0.005%를 초과하여 함유해도 효과가 포화되기 때문에, Mg량의 상한은 0.005%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004% 이하, 더 바람직하게는 0.003% 이하이다.

[Ti: 0.003∼0.030%]

Ti는 석출 강화에 의해 후강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 작용을 발휘시키기 위해서는 0.003% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.004% 이상, 더 바람직하게는 0.005% 이상이다. 한편, Ti 함유량이 과다하게 되면, T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시키므로, 0.030% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.025% 이하, 더 바람직하게는 0.020% 이하이다.

[Ni: 0.01∼1.50%]

Ni는 후강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 작용을 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, Ni 함유량이 과다하게 되면, T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시키므로, 1.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.00% 이하, 더 바람직하게는 0.50% 이하이다.

[Cu: 0.01∼1.50%]

Cu는 후강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 작용을 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, Cu 함유량이 과다하게 되면, T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시키므로, 1.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.00% 이하, 더 바람직하게는 0.50% 이하이다.

[Mo: 0.01∼1.50%]

Mo는 후강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 작용을 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05% 이상, 더 바람직하게는 0.10% 이상이다. 한편, Mo 함유량이 과다하게 되면, T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시키므로, 1.50% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.00% 이하, 더 바람직하게는 0.50% 이하이다.

[V: 0.003∼0.08%]

V는 후강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 작용을 발휘시키기 위해서는 0.003% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005% 이상, 더 바람직하게는 0.010% 이상이다. 한편, V 함유량이 과다하게 되면, T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시키므로, 0.08% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.07% 이하, 더 바람직하게는 0.05% 이하이다.

[B: 0.0002∼0.0032%]

B는 후강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이 작용을 발휘시키기 위해서는 0.0002% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005% 이상, 더 바람직하게는 0.0010% 이상이다. 한편, B 함유량이 과다하게 되면, T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트의 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시키므로, 0.0032% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0030% 이하, 더 바람직하게는 0.0025% 이하이다.

[[Cr]+[Mo]+[Ni]+[Cu]가 2.1 이하]

또한, 본 발명의 후강판은, 상기 성분 조성을 만족한 뒤에, [Cr]+[Mo]+[Ni]+[Cu]가 2.1 이하인 것이 바람직하다. 단, 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다. 이들 원소의 첨가량이 2.1을 초과하면 T 크로스 용접부의 경질 마텐자이트 증가를 가져와, 내SSCC성을 저하시킨다. 따라서, [Cr]+[Mo]+[Ni]+[Cu]가 2.1 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.9 이하, 더 바람직하게는 1.7 이하이다.

[침지 전위차 ΔE(원주 용접 금속의 침지 전위-후강판의 침지 전위)가 25mV 이하]

T 크로스 용접부에 있어서, 모재와 원주 용접 금속의 전위차가 큰 경우, 이종 금속 접촉 효과에 의해 모재의 선택 부식 및 원주 용접 금속에서의 수소 침입이 촉진되기 때문에, 내SSCC성이 저하된다. 특히 침지로부터 1시간 이내에는 안정하고 균일한 황화물 피막이 형성되어 있지 않아, 원주 용접 금속과 후강판의 전위차에 기인하는 수소 침입이 현저해진다. 따라서, 하기 식으로 구해지는, 후강판과 원주 용접 금속의 용액 중에 침지하였을 때의 1시간 후의 침지 전위차 ΔE가 25mV 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 20mV 이하, 더 바람직하게는 15mV 이하이다.

한편, 용액 중에 금속을 침지하였을 때에 나타나는 전극 전위는 부식 전위, 혼성 전위라고 정의되는 경우가 있지만, 본 발명에서는 이것을 「침지 전위」로 하고 있다.

[0.25×[Cr]+[Ni]가 0.10∼1.50]

T 크로스 용접부에 있어서, 모재와 원주 용접 금속의 전위차가 큰 경우, 이종 금속 접촉 효과에 의해 모재 또는 원주 용접 금속에서의 수소 침입이 촉진되기 때문에, 내SSCC성이 저하된다. 그 때문에, 본 발명의 후강판은 상기 성분 조성, 특히 Ni의 함유량이 0.10∼1.50%라는 조건을 만족한 뒤에, 0.25×[Cr]+[Ni]가 0.10∼1.50인 것이 바람직하다. 단, 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다. 이들 원소의 첨가는 모재인 강판의 전위를 향상시켜, 이종 금속 접촉 효과에 의한 T 크로스 용접부에 있어서의 수소 침입을 억제함으로써, T 크로스 용접부의 내SSCC성의 개선에 기여한다.

따라서, 0.25×[Cr]+[Ni]로부터 구해지는 값은 0.10 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.15 이상, 더 바람직하게는 0.20 이상이다. 한편, 0.25×[Cr]+[Ni]로부터 구해지는 값이 과잉이면, 강판의 전위를 용접 금속의 전위보다 대폭으로 높여 버려, 갈바닉 부식에 의한 용접 금속의 선택 부식이 진행되어, 내SSCC성이 저하된다. 따라서, 0.25×[Cr]+[Ni]로부터 구해지는 값의 상한을 1.50으로 한다. 상한은 보다 바람직하게는 1.00 이하이고, 더 바람직하게는 0.70 이하이다.

(용접 금속)

원주 용접에 이용하는 금속은, 용접 금속의 강도와 인성의 확보, 및 내식성 향상을 위해, 이하의 성분 조성으로 하는 것이 바람직하다. 즉, 질량%로, C: 0.02∼0.10%, Si: 0.10∼0.60%, Mn: 0.90∼2.50%, Ni: 0.20∼1.00%를 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 이외의 성분으로서, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Cu: 1.0% 이하, Mo: 1.0% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, Al: 0.1% 이하의 함유를 허용할 수 있다. 이들 이외의 성분은 철 및 불가피적 불순물인 것이 바람직하다. 이하, 용접 금속의 성분 조성의 한정 이유에 대해 기술한다.

[C: 0.02∼0.10%]

C는 용접 금속이 강도를 확보하는 데 있어서 필요한 원소이다. C 함유량이 0.02%보다도 적어지면, 소정의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, C 함유량이 과잉이 되면, 입계 탄화물의 조대화를 초래함으로써 인성 저하의 원인이 되므로, 0.10% 이하로 한다.

[Si: 0.10∼0.60%]

Si는 용접 금속이 강도를 확보하는 데 있어서 필요한 원소이다. Si 함유량이 0.10%보다도 적어지면, 소정의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 되면, 인성 저하의 원인이 되므로, 0.60% 이하로 한다.

[Mn: 0.90∼2.50%]

Mn은 용접 금속의 강도, 인성의 밸런스를 확보하는 데 있어서 필요한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해, Mn의 함유량은 0.90% 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, Mn 함유량이 지나치게 많으면 편석이 조장되어, 인성 저하의 원인이 되므로, 2.50% 이하로 할 필요가 있다.

[Ni: 0.20∼1.00%]

Ni는 용접 금속의 전위를 높여, 내식성의 향상에 효과를 발휘한다. 또한, 담금질성을 높여 강도를 확보하고, 저온 인성을 향상시키는 데 있어서도 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni의 함유량은 0.20% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, Ni 함유량이 과잉이 되면, 고온 균열을 야기할 가능성이 있는 것, 또한 용접 금속의 전위를 과잉으로 높여 버려 모재의 선택 부식을 야기하는 원인이 되는 것으로부터, 그 상한은 1.00% 이하로 한다.

(후강판 중의 개재물 조성)

[강 중에 함유되는 폭이 1μm 이상인 개재물의 조성]

[Zr량이 1∼40%]

본 발명에 있어서, 폭이 1μm 이상인 개재물 중의 Zr은 주로 산화물로서 존재한다. 이 Zr 산화물은 강보다도 열팽창률이 작기 때문에, 개재물 중의 Zr량이 확보되면 주위의 강 모상과의 보이드를 저감할 수 있어, 내HIC성을 개선시킨다. 또한, 적량의 Zr을 함유하는 산화물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하게 되기 때문에, 양호한 내SSCC성을 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 Zr량을 1∼40%로 한다. Zr량이 1% 미만 또는 40% 초과가 되면, 모재의 내HIC성 또는 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 불충분해진다.

[REM량이 5∼50%]

본 발명에 있어서, 폭이 1μm 이상인 개재물 중의 REM은 산화물이나 산황화물 등으로서 존재한다. 이 중, REM 산화물은 강보다도 열팽창률이 작기 때문에, 개재물 중의 REM량이 확보되면 주위의 강 모상과의 보이드를 저감할 수 있어, 내HIC성을 개선시킨다. 또한, 산황화물로서 존재하는 경우는, S를 고정하여, MnS 등 내HIC성에 악영향을 미치는 황화물의 생성을 억제할 수 있다. 더욱이, 이들 REM계 개재물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 양호한 내SSCC성을 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 REM량을 5∼50%로 한다. REM량이 5% 미만 또는 50% 초과가 되면, 모재의 내HIC성 또는 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 불충분해진다.

[Al량이 3∼30%]

본 발명에 있어서, 폭이 1μm 이상인 개재물 중의 Al은 주로 Al 산화물로서 존재한다. 이 Al 산화물은 강보다도 열팽창률이 작기 때문에, 개재물 중의 Zr량이 확보되면 주위의 강 모상과의 보이드를 저감할 수 있어, 내HIC성을 개선하는 데 유효하다. 또한, 적량의 Al을 함유하는 산화물은 입내 베이나이트의 생성을 촉진하기 때문에, 양호한 내SSCC성이 얻어진다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 Al량을 3∼30%로 한다. Al량이 3% 미만 또는 30% 초과가 되면, 모재의 내HIC성 또는 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 불충분해진다.

[Ca량이 5∼60%]

본 발명에 있어서, 폭이 1μm 이상인 개재물 중의 Ca는, 용접 시에 T 크로스 용접부에 있어서, 강 조직의 미세화에 기여하여, 개재물을 기점으로 하는 입내 베이나이트 조직의 생성을 촉진한다. 이에 의해 용접 후의 T 크로스 용접부의 강 조직이 미세해져, 양호한 내SSCC성을 얻을 수 있다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, 개재물 중의 Ca량을 5∼60%로 한다. Ca량이 5% 미만이거나 또는 60%를 초과하는 경우는, T 크로스 용접부의 내SSCC성을 개선할 수 없다.

[S량이 0% 초과 20% 이하]

폭이 1μm 이상인 개재물 중의 S량은, 강판 중의 S의 함유량, 및 황화물계 개재물을 미세화하여 분산시키는 Zr이나 REM 등의 합금 성분의 함유량을 상기한 성분 조성으로 한정하고, 추가로 개재물 조성을 상기와 같이 제어함으로써 저감할 수 있다. 상기 성분 조성 및 상기 개재물 조성이 적절히 제어되어 있지 않으면, 상기 개재물 중의 S량이 20%를 초과하여, 조대 황화물이 과잉이 되고, 그 결과, 모재의 내HIC성 또는 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 불충분해진다. 반면에, 상기 개재물 중의 S량이 20% 이하로 제어된 강판에서는, 양호한 내HIC성 및 내SSCC성이 얻어진다. 상기 개재물 중의 S량은 적으면 적을수록 바람직하지만, 0%인 경우는, S가 개재물에 의해 전혀 고정될 수 없어, 모재의 내HIC성 또는 T 크로스 용접부의 내SSCC성이 불충분해진다고 생각된다.

상기 개재물의 총 개수는, 본 발명의 효과를 현저하게 해치지 않는 한 특별히 제한은 없지만, 강판 중에 있어서 500∼5000개/cm² 정도 분산되어 있는 것이 바람직하다. 500개/cm²를 하회하면, 입내 베이나이트의 기점이 부족하여, 충분한 조직 미세화 작용이 얻어지지 않게 되어 내SSCC성이 저하되는 것으로 생각된다. 또한, 5000개/cm²를 상회하면, 파괴의 기점으로서 작용하게 되어, 내HIC성, 내SSCC성 둘 다 열화될 가능성이 있다.

(제조 방법)

다음으로, 본 발명에 따른 후강판의 제조 방법에 대해 이하 상세하게 설명한다.

[용강 처리 공정]

상기 조직의 본 발명 후강판을 얻는 데 있어서는, 용강 처리 공정에 있어서, (A) Fe: 0.1∼10%를 만족시키는 슬래그를 이용하여 S를 0.004% 이하로 하는 탈황 공정, (B) 용강의 용존 산소 농도 Of를, 용강의 S 농도와의 비: Of/S로 10 이하로 하는 탈산 공정, (C) Al, Zr, REM 및 Ca를, Al, Zr, REM, Ca의 순으로 첨가하거나, 또는 Al을 첨가하고, 그 다음에 Zr과 REM을 동시에 첨가하고, 그 다음에 Ca의 순으로 첨가하는 공정을 이 순서로 포함하며, Ca는 REM의 첨가로부터 4분 이상 비우고 첨가하고, 또한 Ca 첨가로부터 응고 완료까지의 시간을 200분 이내로 하고, 주조 시 1300℃∼1200℃의 슬래브 t/4 위치의 냉각 시간을 460초 이내로 할 필요가 있다. 더욱이, 주조 시 1500∼1450℃의 슬래브 t/4 위치의 냉각 시간을 300초 이내로 한다. 한편, 상기의 t는 판 두께를 나타낸다. 각 공정에 대해, 이하, 순서대로 설명한다.

(A) 탈황 공정

내HIC성을 확보하기 위해서는 조대 황화물의 저감이 중요하고, 이것을 달성하기 위해서는 S량을 제어하는 것이 중요하다. 전로 또는 전기로에서, 용강 온도가 1550℃ 이상이 되도록 용제한 용강에 대해, Fe: 0.1∼10%를 만족시키는 슬래그를 이용하여 S를 0.004% 이하로 한다. 슬래그 중의 Fe 농도를 높이는 것에 의해, 탈황·탈산 후에 첨가하는 REM, Zr이, 용강에 고용됨이 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 생성되어, 산화물이 수소 유기 균열의 기점이 된다. 따라서, 슬래그 중의 Fe 농도는 10% 이하로 한다. 바람직하게는 8% 이하, 보다 바람직하게는 5% 이하이다. 또한, Ca를 첨가함에 즈음해서는, 슬래그에서의 탈황을 충분히 행하여 S를 0.004% 이하로 억제하는 것에 의해, REM 첨가 후에 Ca를 첨가하였을 때에 CaS가 다량으로 형성되어 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈하는 것을 방지할 수 있어, 내HIC성, 내SSCC성을 확보할 수 있다.

상기 S를 0.004% 이하로 하기 위해서는, 슬래그 중의 CaO 농도를 10% 이상으로 하면 된다. Ca의 첨가에 의해, 슬래그 중의 CaO가 용강 중의 용존 S와 반응하여 CaS로 변화하는 것에 의해 용강 중의 S의 저감, 즉, 탈황을 충분히 행할 수 있다. 그리고, 이때 슬래그 중의 CaO 농도를 10% 이상으로 하면, S를 0.004% 이하로 하는 것이 가능해진다. 슬래그 중의 CaO 농도는 바람직하게는 15% 이상, 보다 바람직하게는 20% 이상이다. 한편, 슬래그 중의 CaO가 지나치게 많아도 탈황이 곤란해지기 때문에, 상한은 80% 정도이다.

(B) 탈산 공정

내SSCC성을 향상시키기 위해서는, 산화물 제어가 중요하고, 이것을 달성하기 위해서는 O량을 제어하는 것이 간요해진다. 이 공정에서는, 내HIC성에 있어 영향적인 S량이 약간 증가하는, 이른바 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/S로 10 이하로 한다. REM은 용강 중에 첨가되었을 때에, 그의 황화물을 형성함과 동시에 산화물도 형성한다. 상기 Of/S가 10을 초과하는 경우, 첨가된 REM의 대부분이 산화물을 형성하여, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈한다. 그 결과, 내HIC성, 내SSCC성이 열화된다. 따라서 본 발명에서는, 상기와 같이 Of/S를 10 이하로 한다. Of/S는 바람직하게는 5 이하, 보다 바람직하게는 3.5 이하, 더 바람직하게는 2 이하이다. 한편, Of/S의 하한치는 대략 0.1 정도이다. 상기 Of/S를 10 이하로 하기 위해서는, RH 탈가스 장치에 의한 탈산, Mn, Si, Ti 등의 탈산 원소의 투입에 의한 탈산 중 적어도 한쪽의 탈산을 실시하는 것에 의해 달성할 수 있다.

(C) Al, Zr, REM의 첨가 공정

Al, Zr, REM의 용강으로의 첨가는, 먼저 Al을 첨가하고, 그 다음에 Zr, REM을 첨가하는 것으로 한다. Al과 Zr 및 REM의 탈산능을 비교하면, Zr 및 REM의 탈산력은 Al보다도 강하기 때문에, Al에 앞서 Zr 및 REM을 첨가하면, 개재물 중의 Al량을 원하는 값으로 할 수 없다. 그 때문에, Al을 Zr 및 REM보다 먼저 첨가할 필요가 있다.

더욱이, Ca를 첨가함에 즈음해서는, 이하에 기술하는 각 첨가 원소의 탈황력 및 탈산력을 고려하면, 처음에 Al을 첨가하고, 그 다음에 Zr을 첨가하고, 그 다음으로 REM을 첨가하고, 마지막으로 Ca를 첨가하거나, 또는 처음에 Al을 첨가하고, 그 다음에 Zr과 REM을 동시에 첨가하고, 마지막으로 Ca를 첨가하는 방법 중 어느 것을 채용하는 것으로 한다. 단, 어느 경우도 REM 첨가로부터 Ca 첨가까지의 시간을 4분 이상으로 한다.

이 이유에 대해 설명한다. 먼저, REM과 Ca의 탈황능을 비교하면, REM의 탈황력은 Ca보다도 약하기 때문에, REM 첨가 전에 Ca를 첨가하면, 다량의 CaS가 생성되어 버려 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈함으로써 내HIC성, 내SSCC성을 열화시켜 버린다. 따라서, Ca 첨가 전에 REM을 첨가할 필요가 있고, 그 때문에, Al, Zr, REM 및 Ca의 첨가 순서는 Al→Zr 및 REM→Ca로 하지 않으면 안 된다. 또한, 개재물의 조성을 소정의 범위로 제어하기 위해서는 REM 첨가로부터 Ca 첨가까지의 시간을 4분 이상 비울 필요가 있다. REM 첨가로부터 Ca 첨가까지의 시간은 바람직하게는 5분 이상, 보다 바람직하게는 8분 이상이다. 한편, 생산성의 관점에서, REM 첨가로부터 Ca 첨가까지의 시간의 상한은 대략 60분 정도가 된다.

다음으로, Zr, REM, Ca의 탈산능을 비교하면, 일반적으로 탈산력은 Ca가 가장 강하고, Ca>REM>Zr의 순으로 생각되어, Zr이 가장 약하다. 따라서, 개재물 중에 Zr을 함유시키기 위해서는, 즉, 산화물계 개재물로서 ZrO₂를 형성하기 위해서는, Zr보다도 탈산력이 강한 Ca나 REM의 첨가에 앞서 Zr을 첨가하지 않으면 안 된다. 그 때문에, Al, Zr, REM 및 Ca의 첨가 순서는 Al→Zr→REM→Ca로 할 필요가 있다. 단, REM은 Ca와 비교하여 탈산능이 작기 때문에, Zr과 동시에 첨가해도 개재물 중에 Zr을 함유시키는 것이 가능하기 때문에, 이들의 첨가 순서는 Al→Zr 및 REM→Ca로 해도 된다.

상기 각 원소의 첨가량에 대해서는, 원하는 각 원소량의 강판이 얻어지면 되고, 예를 들면, 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, Ca를 용강 중의 농도로 3∼60ppm이 되도록 첨가하는 것을 들 수 있다.

〔주조 공정〕

상기 Ca 첨가 후에는, 예를 들면 80분 이내에, 신속하게 주조를 개시하여, Ca 첨가로부터 응고가 완료할 때까지의 시간이 200분 이내가 되도록 주조한다. 그 이유는 다음과 같다. 즉, Ca는 탈황능, 탈산능 둘 다 높은 원소이기 때문에, Ca 첨가 후의 시간 경과에 따라 산화물이나 황화물의 조성이 안정적인 CaS나 CaO가 되기 쉬워, 개재물의 조성을 소정 범위로 할 수 없게 된다. 따라서 본 발명에서는, Ca 첨가로부터 응고 완료까지의 시간을 200분 이내로 한다. 바람직하게는 180분 이내이고, 보다 바람직하게는 160분 이내이다. 한편, 상기 시간의 하한은 Ca를 균질화하는 관점에서 4분 정도가 된다.

또한, 주조 시의 1500∼1450℃ 슬래브 t/4 위치의 냉각 시간이 300초를 초과하면, 개재물 상으로의 산화물계의 이차 개재물의 복합 생성이 조장되어, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈함으로써 내SSCC성을 열화시켜 버린다.

또한, 주조 시의 1300℃∼1200℃ 슬래브 t/4 위치의 냉각 시간을 270∼460초로 하는 것이 중요하다. 동 냉각 시간이 상한을 상회하면, 개재물 상으로의 주로 황화물계의 이차 개재물의 복합 생성이 조장되어, 개재물의 조성이 소정의 범위를 일탈함으로써 내SSCC성을 열화시켜 버린다. 한편, 동 냉각 시간이 그 하한을 하회하면, 냉각 부하가 크게 증가하기 때문에, 실용상은 바람직하지 않다.

[압연 이하의 공정]

상기 응고 후에는, 통상적 방법에 따라 열간 압연을 행하여, 후강판을 제조할 수 있다. 또한, 해당 강판을 이용하여, 일반적으로 행해지고 있는 방법으로 라인 파이프용 강관을 제조할 수 있다. 압연 이하의 공정에 대해서는, 특별히 한정하는 것은 아니지만, 예를 들면, 주조된 슬래브를 1100℃ 이상으로 가열하고, 재결정 온도역에서 40% 이상의 압하율로 열간 압연을 실시하고, 이것을 780℃로부터 냉각 속도 10∼20℃/s로 가속 냉각하는 것이 바람직하다. 한편, 그 후의 조질은 불필요하다.

[용접 이음]

본 발명에서는, 본 발명 후강판을 이용한 용접 이음을 제공한다. 용접 이음은 후강판과 원주 용접 금속으로 이루어지고, 후강판의 단부를 원주 용접 금속으로 용접하여 얻는 것이다. 본 발명의 용접 이음은, 하기 식으로 구해지는, 후강판과 원주 용접 금속의 침지 전위차 ΔE가 25mV 이하인 것이 바람직하다.

상기한 바와 같이, T 크로스 용접부에 있어서, 모재와 원주 용접 금속의 전위차가 큰 경우, 이종 금속 접촉 효과에 의해 모재의 선택 부식 및 원주 용접 금속에서의 수소 침입이 촉진되기 때문에, 내SSCC성이 저하된다. 본 발명 후강판을 이용함으로써 침지 전위차 ΔE가 25mV 이하가 되어, 용접부에 있어서의 내SSCC성의 저하를 억제할 수 있다. 침지 전위차 ΔE는 보다 바람직하게는 20mV 이하, 더 바람직하게는 15mV 이하이다.

또한, 원주 용접에 이용하는 금속으로서는, 상기한 용접 금속이 적합하게 이용된다.

용접 이음을 형성하기 위한 용접 방법은 특별히 한정되지 않고, 종래 공지의 방법에 의해 행할 수 있다. 예를 들면, 아크 용접, 레이저 용접, 전자빔 용접 등을 들 수 있다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 원래 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적절히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

(실시예 1∼33, 비교예 1∼19)

통상적 방법에 의해 240t 전로에서 정련된 용강을, LF로를 이용하여 탈황, 탈산, 성분 조정, 개재물 제어 등의 처리를 행하여, 표 1∼4에 나타내는 강 조성 및 강 중 개재물 조성을 갖는 각종의 용강을 연속 주조법에 의해 슬래브로 해서, 이들을 열간 압연 후 가속 냉각하여 두께 40mm, 폭 3500mm의 후강판을 제조하였다. 얻어진 후강판과 원주 용접 금속을 이용하여 후술하는 용접 이음을 제작하였다. 표 5, 6은 상기 용강 처리, 연속 주조 및 가속 냉각에 있어서의 주요한 프로세스 조건을 나타낸 것이다. 표 7, 8은 이렇게 해서 얻어진 각 강판의 여러 특성을 나타낸 것이다. 표 3, 4에 나타낸 개재물의 조성의 분석 방법 및 표 7, 8의 각 특성의 측정 방법 및 평가의 방식에 대해 이하에 설명한다.

〔개재물의 조성의 분석〕

개재물의 조성의 분석은 다음과 같이 해서 행하였다. 즉, 압연재의 판 두께 방향 단면에 있어서, 판 두께 중앙부를 중심으로, 주식회사 시마즈제작소제 EPMA-8705로 관찰하였다. 상세하게는, 관찰 배율 400배, 관찰 시야 약 50mm²에서 3단면 관찰하여, 폭이 1μm 이상인 개재물을 대상으로, 특성 X선의 파장 분산 분광에 의해 개재물 중앙부에서의 성분 조성을 정량 분석하였다. 한편, 관찰 시야는, 판 두께 중심부가 중앙이 되도록 해서 판 두께 방향으로 7mm, 판 폭 방향으로 7mm의 범위로 하였다. 분석 대상 원소는 Al, Mn, Si, Mg, Ca, Ti, Zr, S, REM, Nb로 하였다. 여기에서 나타내는 REM이란, La, Ce, Nd, Dy, Y이다. 기지 물질을 이용하여 각 원소의 X선 강도와 원소 농도의 관계를 미리 검량선으로서 구해 두고, 그 다음에, 상기 개재물로부터 얻어진 X선 강도와 상기 검량선으로부터 그 개재물의 원소 농도를 정량하였다. 그리고, 상기 3단면에 있어서의 폭이 1μm 이상인 개재물의 상기 각 원소의 함유량의 평균치를 구하여, 개재물의 조성으로 하였다.

〔모재의 항복 강도 YS의 측정, 평가〕

각 후강판의 t/4 위치로부터, C 방향에 평행하게 JIS Z2241의 4호 시험편을 채취하여, JIS Z2241에 기재된 방법으로 인장 시험을 행해서 항복 강도 YS를 측정하여, 각 후강판의 강도를 확인하였다.

〔내HIC성의 시험, 평가〕

NACE standard TM0284-2003에 규정되는 방법에 따라 시험, 평가하였다. 구체적으로는, 시험편을, 1atm의 황화수소를 포화시킨 25℃의, 5질량% NaCl + 0.5질량% CH₃COOH 수용액 중에 96시간 침지하였다. HIC 시험의 평가는, 각 시험편의 긴 방향을 10mm 피치로 절단하고, 그 절단면에 대해 연마 후, 광학 현미경을 이용해 100배의 배율로 전체 단면을 관찰하여, HIC의 균열 길이가 1mm 이상인 균열의 유무를 확인하였다.

〔T 크로스 용접부의 내SSCC성의 시험, 평가〕

심 용접을 모의하기 위해, 표 1, 2에 나타내는 강 조성을 갖는 후강판을 75°의 X 개선으로 가공하고, 2패스의 서브머지드 아크 용접법에 의해 용접을 행하여, 파이프를 제작하였다. 용접 시의 입열은, 1패스째: 3.7kJ/mm, 2패스째: 5.4kJ/mm로 하였다. 또한, 파이프끼리를 접합할 때의 원주 용접을 모의하기 위해, 「내SSCC 특성이 우수한 UOE 강관의 실용화, 마쓰야마 등, 용접기술, 1988년 9월호, P. 58」을 참고로 하여, 심 용접선에 직교하도록, 가스 실드 아크 용접에 의한 1패스의 비드 온 플레이트 용접을 실시하여, 용접 이음을 작성하였다. 용접 시의 입열은 1.0kJ/mm로 하였다. 심 용접 시의 용접 금속으로는 Lincolnweld LA-81(Lincoln사제)을, 원주 용접 시의 용접 금속으로는 MX-A55Ni1((주)고베제강소제)을 이용하였다.

용접 후의 파이프 접합체의 용접부 표면의 그라인더 처리를 행하여, 비드 용접의 여유부의 제거를 행하였다. 이 파이프 접합체의 비드 용접부 직하로부터, 긴 방향이 비드 용접선에 병행이 되도록 115L×15W×5t의 시험편을 채취하였다. 이 시험편을 이용하여, ASTM G39, NACE TM0177-2005 B법에 기초해 4점 굽힘 시험편에서의 내SSCC성 평가 시험을 실시하였다. 부하 응력 388MPa, 437MPa에 상당하는 휨을 주고, 1atm의 황화수소를 포화시킨 NACE 용액 A: 5질량% NaCl - 0.5질량% CH₃COOH 중에 720시간 침지 후, 시험편 표면에 있어서의 균열의 유무를, 배율 10배에서의 광학 현미경 관찰에 의해 실시하였다.

〔침지 전위차 ΔE(원주 용접 금속의 침지 전위-후강판의 침지 전위)의 평가〕

표 1, 2에 나타내는 강 조성을 갖는 후강판 및 전술한 원주 용접 금속의 일부를 채취한 부식 시험편(가로세로 20mm×두께 2mm)을 SiC#600 연마지로 습식 연마하고, 초음파 세정한 후, 스폿 용접으로 시료에 도선의 부착을 행하였다. 후강판 또는 원주 용접 금속의 시험면 이외를 에폭시 수지로 피복하였다. 그 시료를, 1atm의 황화수소를 포화시킨 NACE 용액 A(5질량% NaCl - 0.5질량% CH₃COOH) 중에 침지하고, 침지 후 1시간 후의 전위를 측정하였다. 참조 전극으로는 포화 카로멜 전극을 사용하고, 원주 용접 금속의 침지 전위로부터 후강판의 침지 전위를 뺀 값을 침지 전위차 ΔE로서 산출하였다.

이들 결과를 나타내는 표 7의 실시예와 표 8의 비교예의 각 특성의 대비로부터 분명한 바와 같이, 본 발명에서 규정하는 성분 조성 및 강 중의 폭이 1μm 이상인 조대 개재물의 조성을 만족하는 실시예의 후강판은, 높은 기계적 강도가 얻어지고 있음과 더불어, HIC 시험에 의한 균열이 발생하지 않아, 내HIC성이 우수하였다. 또한, 실시예에서는, 부하 응력 388MPa에 상당하는 휨을 준 SSCC 시험에 있어서, 균열이 발생하고 있지 않음이 확인되었다. 더욱이, 실시예 4∼33에서는, 부하 응력 438MPa에 상당하는 휨을 준 내SSCC 평가 시험에 있어서도 균열이 발생하지 않아, 우수한 내SSCC성을 가짐이 확인되었다.

한편, 본 발명이 규정하는 성분 조성 또는 조대 개재물의 조성을 만족하지 않는 비교예의 후강판은, 내HIC 시험 또는 부하 응력 388MPa에 상당하는 휨을 준 내SSCC 시험에 있어서 균열의 발생이 확인되었다.

본 발명을 상세하게 또한 특정의 실시형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈함이 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있음은 당업자에게 분명하다. 본 출원은 2015년 5월 22일 출원된 일본 특허출원(특원 2015-104617) 및 2016년 3월 28일 출원된 일본 특허출원(특원 2016-064064)에 기초하는 것이고, 그 내용은 여기에 참조로서 원용된다.

Claims

질량%로, C: 0.01∼0.12%, 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∼0.080%, Cr: 0.10∼1.50%, Nb: 0.002∼0.050%, REM: 0.0002∼0.05%, Zr: 0.0003∼0.01%, Ca: 0.0003∼0.006%, N: 0% 초과 0.010% 이하, O: 0% 초과 0.0040% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 후강판으로서,
강 중에 함유되는 폭이 1μm 이상인 개재물의 조성에 있어서, 개재물 중의 Zr량이 1∼40%, REM량이 5∼50%, Al량이 3∼30%, Ca량이 5∼60%를 만족하는 것을 특징으로 하는 후강판.
제 1 항에 있어서,
상기 개재물 중의 S량이 0% 초과 20% 이하인 후강판.
제 1 항에 있어서,
[Cr]/[Nb]가 10 이상인 후강판.
단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.
제 1 항에 있어서,
질량%로, Mg: 0% 초과 0.005% 이하, Ti: 0.003∼0.030%, Ni: 0.01∼1.50%, Cu: 0.01∼1.50%, Mo: 0.01∼1.50%, V: 0.003∼0.08%, 및 B: 0.0002∼0.0032% 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하고,
[Cr]+[Mo]+[Ni]+[Cu]가 2.1 이하인 후강판.
단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.
제 4 항에 있어서,
질량%로, Ni: 0.01∼1.50%를 함유하고,
0.25×[Cr]+[Ni]가 0.10∼1.50인 후강판.
단, 상기한 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.
제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 후강판과 원주 용접 금속을 포함하는 것을 특징으로 하는 용접 이음.
제 6 항에 있어서,
하기 식으로 구해지는, 상기 후강판과 상기 원주 용접 금속의 침지 전위차 ΔE가 25mV 이하인 용접 이음.
ΔE = 원주 용접 금속의 1시간 후의 침지 전위(mV)-후강판의 1시간 후의 침지 전위(mV)