KR20190007463A

KR20190007463A - 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판, 그리고, 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20190007463A
Application number: KR1020187035879A
Authority: KR
Inventors: 소타 고토; 히로시 나카타; 준지 시마무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2016-06-22
Filing date: 2017-06-06
Publication date: 2019-01-22
Also published as: CA3028930A1; CN109312437B; US20190211430A1; US11377719B2; MX2018015659A; JP6354910B2; EP3476960B1; RU2699381C1; WO2017221690A1; BR112018076698B1; BR112018076698A2; JPWO2017221690A1; CA3028930C; PL3476960T3; EP3476960A1; EP3476960A4; KR102232747B1; CN109312437A

Abstract

천연 가스, 원유 등의 수송용 라인 파이프로서 적합한, 특히 API X60 ∼ X80 급의 고강도 (항복 강도 YS : 415 ㎫ 이상, 인장 강도 TS : 520 ㎫ 이상) 를 갖고, 모재부의 DWTT 특성 (취성 파괴 전파 정지 성능) 이 우수한 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 제공하는 것. 그 열연 강판을 사용한 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것. 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.20 ％, Mn : 0.80 ∼ 2.10 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, P : 0.034 ％ 이하, S : 0.0050 ％ 이하, Nb : 0.01 ∼ 0.15 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％, Al : 0.001 ∼ 0.080 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과, 연속 냉각 변태 조직 (Zw) 을 주상으로 하고, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립은, 면적분율이 10 ％ 이하이고, 또한, 연결 사이즈가 면적 평균 입경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고, 인장 강도가 520 ㎫ 이상이고, 낙중 시험 (DWTT) 에 있어서의 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도가 －25 ℃ 이하인, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

Description

후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판, 그리고, 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법

본 발명은, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판, 그리고, 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 열연 강판은, 강판, 강대 (코일) 의 어느 것도 포함한다.

최근, 1500 피트 (약 472 m) 를 초과하는 심해의 유전, 가스전의 개발이 활발해지고 있으며, 심해에서의 사용에 견디는 후육 고강도의 라인 파이프가 요망되고 있다. 또한 심해에서 사용하는 후육 고강도 라인 파이프에는, 만일 취성 균열이 발생하였을 때의 오염을 최소한으로 그치게 하기 위해, 우수한 취성 파괴 정지 능력이 요구된다. 이 취성 파괴 정지 능력은 간이적으로는 낙중 시험 (DWTT : DropWeight Tear Test) 에 의해 평가된다. 낙중 시험은, 연성 균열의 발생과 전파를 평가하는 샤르피 시험과는 상이한 시험이다.

또한, 종래, 심해에서 사용하는 라인 파이프에는 심리스 파이프가 사용되어 왔지만, 부설 비용 저감의 관점에서, 심리스 파이프에 비해 염가로 제조할 수 있는 열연 강판 (특히 열연 코일) 을 소재로 한 용접 강관의 니즈가 높아지고 있다.

라인 파이프에 사용하는 후강판, 열연 강판의 DWTT 특성을 향상시키는 기술로서, 예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 후강판에 대해, C : 0.03 mass％ 미만, Si : 0.6 mass％ 미만, Mn : 0.8 ∼ 3.0 mass％, Nb : 0.002 ∼ 0.2 mass％ 를 함유하는 강 슬래브를, (베이나이트 변태 개시 온도 (Bs 점) ＋ 200 ℃) ∼ 베이나이트 변태 개시 온도의 온도역에 있어서 누적 압하율 50 ％ 이상의 압연을 실시함으로써, DWTT 85 ％ 연성 온도를 －45 ℃ 이하로 하는 기술이 기재되어 있다.

특허문헌 2 에서는, 후강판에 대해, 질량％ 로, C : 0.01 ∼ 0.5 ％, Si : 0.01 ∼ 3 ％, Mn : 0.1 ∼ 5 ％, P : 0.03 ％ 이하, S : 0.03 ％ 이하를 함유하는 강 슬래브를, 1100 ∼ 1150 ℃ 에서 재가열하고, 재결정역 압연의 각 패스에서의 압하비 및 미재결정역에서의 누적 압하율을 적절히 관리함으로써, 압연 방향을 축으로 하여 판두께 단면으로부터 20 ∼ 50 °회전시킨 단면의 {100} 의 집적도의 최대값이 3 이하가 되는 연성 파괴 특성이 우수한 고강도 강판이 얻어진다고 하고 있다.

특허문헌 3 에서는, 열연 강판에 대해, 질량％ 로, C ＝ 0.01 ∼ 0.1 ％, Si ＝ 0.05 ∼ 0.5 ％, Mn ＝ 1 ∼ 2 ％, P ≤ 0.03 ％, S ≤ 0.005 ％, O ≤ 0.003 ％, Al ＝ 0.005 ∼ 0.05 ％, N ＝ 0.0015 ∼ 0.006 ％, Nb ＝ 0.005 ∼ 0.08 ％, Ti ＝ 0.005 ∼ 0.02 ％ 를 함유하고, 또한, N － 14/48 × Ti ＞ 0 ％, Nb － 93/14 × (N － 14/48 × Ti) ＞ 0.005 ％, Mo ＝ 0.01 ％ 이상 0.1 ％ 미만, Cr ＝ 0.01 ∼ 0.3 ％, Cu ＝ 0.01 ∼ 0.3 ％ 를 함유시키고, 미재결정 온도역에서의 합계 압하율을 65 ∼ 80 ％ 로 함으로써, 조관 (造管) 후의 파이프 원주 방향의 단면에 있어서의 마이크로 조직 단위의 전신도가 2 이하인 저온 인성이 우수한 고강도 열연 강판이 얻어진다고 하고 있다.

특허문헌 4 에서는, 열연 강판에 대해, 재결정 온도역에서의 각 압연 패스 사이에서 강판을 소정 시간 체류시키고, 열간 압연 후에 2 단 냉각을 함으로써, 판두께 중심부의 강 조직을, 유효 결정 입경으로 2 ∼ 10 ㎛, 베이나이트 및 아시큘러-페라이트의 면적률의 합계로 60 ∼ 99 ％ 로 함과 함께, 임의의 2 부위에 있어서의 베이나이트 및 아시큘러-페라이트의 면적률의 합계를, 각각 A 및 B 로 하였을 때의 A － B 의 절대값을 0 ∼ 30 ％ 로 하는 기술이 기재되어 있다. 이로써, 저온 인성을 향상시킨 라인 파이프용 핫 코일을 얻을 수 있다고 하고 있다.

일본 공개특허공보 평11-36040호 국제 공개공보 WO2006/106591호 일본 공개특허공보 2008-248384호 국제 공개공보 WO2013/047702호

그러나, 특허문헌 1 과 특허문헌 2 에 기재된 기술에서는, 압연 온도를 Bs 점 ∼ Bs 점 ＋ 200 ℃ 로 낮은 온도로 컨트롤하거나, 각 패스의 압연 압하율을 6 ∼ 13 ％ 사이로 제어하거나 할 필요가 있어, 설비 배열상의 제약이 많은 열연 강판 (열연 코일) 제조 라인에서는 적용이 어렵다.

특허문헌 3 과 특허문헌 4 에 기재된 기술에서는, 필요한 DWTT 특성을 충분히 만족시킬 수 없었다. 특히 특허문헌 3 에 기재된 기술에서는, 판두께 17.2 ㎜ 의 열연 강판에 대해서는 －20 ℃ 에 있어서 72 ％ ∼ 100 ％ 의 연성 파면이 얻어졌지만, DWTT 특성을 확보하는 것이 특별히 곤란해지는 후육재, 예를 들어 20 ㎜ 초과의 DWTT 특성에 관하여 기재가 없다. 특허문헌 4 의 기술은, 조 (粗) 압연 공정에서 적어도 1 회 이상의 빈도로 100 초 이상의 대기가 필요하여, 제조 능률이 낮다. 또한 압연의 마무리 온도에 관한 검토가 불충분하여, 반드시 양호한 DWTT 특성이 얻어지지는 않았다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 과제를 해결하는 것이다. 천연 가스, 원유 등의 수송용 라인 파이프로서 적합한, 특히 API X60 ∼ X80 급의 고강도 (항복 강도 YS : 415 ㎫ 이상, 인장 강도 TS : 520 ㎫ 이상) 를 갖고, 모재부의 DWTT 특성 (취성 파괴 전파 정지 성능) 이 우수한 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 그 열연 강판을 사용한 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

DWTT 특성은 제품 판두께 전체 두께에 대해 실시하게 하는 인성 평가 시험으로서, 일반적으로, 동일한 성분 조성·제조 방법에 의해 얻어진 열연 강판이어도, 제품 판두께가 두꺼워지면 얇은 경우와 동등한 DWTT 특성을 얻는 것이 곤란해진다.

본 발명자들은, 판두께 20 ㎜ 이상의 후육 고강도 열연 강판 (열연 코일) 의 DWTT 특성을 향상시키기 위한 마이크로 조직에 대해, 예의 검토를 실시하였다.

취성 균열은 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면을 파면으로 하여 열연 강판의 길이 방향에 전파한다. 이 면에 존재하는 BCC 철의 벽개면 {001} 의 면적분율과 결정립 연결 사이즈를 각각 적정하게 제어함으로써, DWTT 의 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도를 －25 ℃ 이하로 할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 이와 같은 특성을 갖는 열연 강판을 관상으로 성형한 후에도 DWTT 의 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도 : －20 ℃ 이하를 만족시킬 수 있는 것을 알 수 있었다.

또, 상기 {001} 의 면적분율과 결정립 연결 사이즈에 관하여, 현시점에서 상세한 메커니즘은 불명확하지만, 마무리 압연 전의 체류 시간과 마무리 압연에서의 압하율이 영향을 미치는 것도 알 수 있었다.

본 발명은, 이러한 지견에 기초하여, 강도를 얻기 위해 필요한 성분 조성 등 가일층의 검토를 더하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％ 로,

C : 0.02 ∼ 0.20 ％,

Mn : 0.80 ∼ 2.10 ％,

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,

P : 0.034 ％ 이하,

S : 0.0050 ％ 이하,

Nb : 0.01 ∼ 0.15 ％,

Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％,

Al : 0.001 ∼ 0.080 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,

연속 냉각 변태 조직 (Zw) 을 주상으로 하고, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립은, 면적분율이 10 ％ 이하이고, 또한, 연결 사이즈가 면적 평균 입경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고,

인장 강도가 520 ㎫ 이상이고, 낙중 시험 (DWTT) 에 있어서의 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도가 －25 ℃ 이하인, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

[2] 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 성분 조성으로 하는, [1] 에 기재된 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

[3] 추가로, 질량％ 로, B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 를 함유하는 성분 조성으로 하는, [1] 또는 [2] 에 기재된 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

[4] 추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 성분 조성으로 하는, [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.

[5] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 관상으로 성형하는 공정과, 맞댐부를 용접하는 공정을 포함하는 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관의 제조 방법.

[6] 상기 관상의 성형은 롤 성형에 의해 관상으로 성형하고, 상기 맞댐부의 용접은 고주파 전기 저항 용접으로 하는, [5] 에 기재된 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관의 제조 방법.

[7] 모재부와 용접부를 갖는 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관으로서, 상기 모재부는 [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 성분 조성 및 마이크로 조직을 갖는 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판으로 구성되는, 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관.

본 발명에 의하면, DWTT 특성 (취성 파괴 전파 정지 성능) 이 우수한 API X60 ∼ X80 급의 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판 (열연 코일) 을 용이하게 또한 염가로 제공할 수 있다. 또, 본 발명에 의해 얻어지는 열연 강판을, 관상으로 성형하고, 맞댐부를 용접하여 강관으로 함으로써, 고가의 심리스 파이프의 대체로서 적합한 DWTT 특성이 우수한 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관을 제공할 수 있다.

본 발명의 열연 강판 및 용접 강관은, 심해 수송용 라인 파이프에 적합하다.

본 발명은, 천연 가스, 원유 등의 수송용 라인 파이프에 적합한, API X60 ∼ X80 급의 고강도를 갖고, DWTT 특성 (취성 파괴 전파 정지 성능) 이 우수한 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판 및 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관에 관한 것이다. 특히, 통상적으로 심리스 파이프가 사용되는 외경 12 인치 ∼ 18 인치의 심해용 라인 파이프에 사용하기에 적합한 전봉 강관에 관한 것이다. 또한, 본 발명에서 말하는 후육이란, 판두께 (용접 강관에서는 모재부의 두께) 20 ㎜ 이상인 것을 말한다. 또 열연 강판의 DWTT 특성이 우수하다란, 후술하는 실시예에 있어서 DWTT 의 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 온도가 －25 ℃ 이하인 것을 말한다.

먼저, 본 발명의 성분 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한, 성분 조성에 있어서의 질량％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C : 0.02 ∼ 0.20 ％

C 는 강도 증가에 기여하는 중요한 원소이며, 원하는 고강도를 확보하기 위해서는 0.02 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. C 량은, 바람직하게는 0.03 ％ 이상이다. 한편, 0.20 ％ 를 초과하여 다량으로 C 를 함유하면 DWTT 특성과 용접성이 저하된다. 이 때문에, C 량은 0.20 ％ 이하로 한다. C 량은, 바람직하게는 0.16 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.09 ％ 이하이다.

Mn : 0.80 ∼ 2.10 ％

Mn 은 강도 증가와 인성의 향상에 기여하는 원소이며, 원하는 강도와 인성을 확보하기 위해서는 0.80 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. Mn 량은, 바람직하게는 0.95 ％ 이상이다. 한편, 2.10 ％ 를 초과하여 다량으로 Mn 을 함유하면, 섬상 마텐자이트가 과잉으로 생성되어, 경질상 증가에 의해 DWTT 특성이 저하된다. 이 때문에, Mn 량은 2.10 ％ 이하로 한다. Mn 량은, 바람직하게는 1.85 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.65 ％ 이하이다.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％

Si 는, 고용 강화에 의해 강도 증가에 기여하는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻어 원하는 고강도를 확보하기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. Si 량은, 바람직하게는 0.05 ％ 이상이다. 한편, 0.50 ％ 를 초과하여 과잉으로 Si 를 함유하면, Mn 과 마찬가지로 섬상 마텐자이트가 과잉으로 생성되어, DWTT 특성을 악화시킨다. 이와 같은 점에서, Si 는 0.50 ％ 이하로 한다. Si 량은, 바람직하게는 0.30 ％ 이하이다.

P : 0.034 ％ 이하

P 는, 강 중에 불순물로서 존재하고, 게다가 결정립계 등에 편석되기 쉬워, 인성 등 강관 특성에 악영향을 미치는 원소이며, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.034 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이와 같은 점에서, P 량은 0.034 ％ 이하로 한정한다. P 량은, 바람직하게는 0.024 ％ 이하이다. 또한, 과도한 P 저감은 정련 비용의 고등을 초래하기 때문에, P 량은 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.0050 ％ 이하

S 는, 강 중에서는 MnS 등의 조대한 황화물계 개재물로서 존재하여 연성이나 인성의 저하를 초래하기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0050 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이와 같은 점에서, S 량은 0.0050 ％ 이하로 한정한다. S 량은, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다. 또한, 과도한 S 저감은 정련 비용의 고등을 초래하기 때문에, S 량은 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.01 ∼ 0.15 ％

Nb 는 탄화물, 질화물을 형성하고, 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 이 효과를 얻으려면 Nb 량을 0.01 ％ 이상으로 한다. Nb 량은, 바람직하게는 0.02 ％ 이상이다. 한편, 0.15 ％ 보다 많이 Nb 를 함유하면 DWTT 특성을 악화시키기 때문에, Nb 량의 상한을 0.15 ％ 로 한다. Nb 량은, 바람직하게는 0.12 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.08 ％ 이하이다.

Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％

Ti 는, N 과 결합하여 Ti 질화물을 형성하고, 인성에 악영향을 미치는 N 을 고정시켜, DWTT 특성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상의 Ti 함유를 필요로 한다. Ti 량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, 0.030 ％ 를 초과하여 Ti 를 함유하면, 인성의 현저한 저하를 초래한다. 이 때문에, Ti 량은 0.030 ％ 이하로 한다. Ti 량은, 바람직하게는 0.025 ％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.020 ％ 이하이다.

Al : 0.001 ∼ 0.080 ％

Al 은, 강의 탈산제로서 유용하게 작용하는 원소이며, 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. Al 량은, 바람직하게는 0.005 ％ 이상이다. 한편, 0.080 ％ 를 초과하여 다량으로 Al 을 함유하면, Al 산화물을 생성하여, 강의 청정도를 저하시킨다. 이 때문에, Al 량은 0.080 ％ 이하로 한다. Al 량은, 바람직하게는 0.060 ％ 이하이다.

그 밖의 성분은 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물에 있어서, N 과 O 는 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.

N : 0.006 ％ 이하

N 은, 강 중에서는 불가피적 불순물로서 존재하고, 고용되어 혹은 질화물을 형성하여, 인성 저하를 초래한다. 이 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, N 량은 0.006 ％ 까지는 허용할 수 있다.

O (산소) : 0.008 ％ 이하

O 는, 강 중에서는 불가피적 불순물로서 존재하고, 개재물의 생성에 의한 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, O 량은 0.008 ％ 까지는 허용할 수 있다.

상기한 성분이 기본의 성분 조성이지만, 기본의 성분 조성에 더하여 추가로, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cu, Ni, Cr, Mo, V 는 모두, ?칭성 향상을 통하여, 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이들 원소의 함유는, 특히, 판두께가 20 ㎜ 이상의 후육인 경우에, 펄라이트, 폴리고날 페라이트의 생성을 방지하고, 원하는 강도, 인성을 확보하는 데에 유효하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Cu : 0.05 ％ 이상, Ni : 0.05 ％ 이상, Cr : 0.05 ％ 이상, Mo : 0.05 ％ 이상, V : 0.05 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cu : 0.5 ％, Ni : 0.5 ％, Cr : 0.5 ％, Mo : 0.5 ％, V : 0.10 ％ 를 각각 초과하는 함유는, 효과가 포화될 뿐만 아니라 재료 비용의 고등을 초래한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cu : 0.5 ％ 이하, Ni : 0.5 ％ 이하, Cr : 0.5 ％ 이하, Mo : 0.5 ％ 이하, V : 0.10 ％ 이하로 각각 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 Cu : 0.35 ％ 이하, Ni : 0.35 ％ 이하, Cr : 0.35 ％ 이하, Mo : 0.45 ％ 이하, V : 0.08 ％ 이하이다.

추가로, 필요에 따라 B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 를 함유해도 된다.

B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％

B 는 강의 ?칭성을 현저하게 향상시켜, 강도의 향상에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 강도 향상의 효과를 얻기 위해서는 B 량은 0.0001 ％ 이상의 함유가 바람직하다. 한편, 0.0020 ％ 를 초과하여 B 를 함유하면, 모재의 마이크로 조직이 하부 베이나이트 또는 마텐자이트가 되어, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 연결 사이즈의 최대값이 10 ㎛ 를 초과하여, DWTT 특성이 악화될 우려가 있다. 그 때문에, B 는 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

추가로, 필요에 따라 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유해도 된다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는, MnS 등의 황화물계 개재물을 구상으로 하는, 개재물의 형태 제어에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 선택하여 함유할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Ca 를 0.0005 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 Ca 를 함유하면, 산화물계 개재물이 증가하여, DWTT 특성을 저하시킬 우려가 있다. 이 때문에, Ca 를 함유하는 경우에는, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

다음으로 마이크로 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

주상 : 연속 냉각 변태 조직 (Zw)

연속 냉각 변태 조직이란, 강의 베이나이트 사진집 1 (일본 철강 협회 기초 연구 편, 1992년) 에 기재되어 있는 의사 폴리고날 페라이트 (Quasi polygonal ferrite), 그래뉼러 베이니틱 페라이트 (Granular bainitic-ferrite) 및 베이니틱 페라이트 (Bainitic-ferrite) 의 총칭이며, 강도와 인성의 밸런스가 우수하다. 또한, 본 발명에서의 연속 냉각 변태 조직에는, 폴리고날 페라이트 (Polygonal ferrite), 상부/하부 베이나이트 (Upper/Lower bainite) 및 마텐자이트 (Martensite) 는 포함하지 않는다.

본 발명에서는, 연속 냉각 변태 조직이 주상이다. 즉, 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구한 연속 냉각 변태 조직의 면적분율이 90 ％ 이상이다. 단, 제 2 상으로서, 펄라이트, 상부/하부 베이나이트, 마텐자이트 등을, 합계하여 면적분율로 10 ％ 미만이면 함유해도 된다. 연속 냉각 변태 조직이 90 ％ 미만에서는, 즉 주상 이외의 제 2 상이 10 ％ 이상이 되어, 원하는 강도나 DWTT 특성을 확보할 수 없게 된다.

덧붙여, DWTT 특성을 보다 향상시키기 위해서는, 주상이 되는 연속 냉각 변태 조직의 평균 입경은, 후술하는 SEM/EBSD 법에 의해 구하는 면적 평균 입경으로 30 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하다. 20 ㎛ 이하인 것이 보다 바람직하다.

판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 면적분율이 10 ％ 이하, 또한, 연결 사이즈가 면적 평균 입경으로 10 ㎛ 이하

본 발명에 있어서「판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 면적분율」은, 후술하는 실시예에 기재된 바와 같이, 판폭 방향에 있어서 단부로부터 1/4 위치, 또한 판두께 방향 1/4 위치 및 1/2 위치에 있어서 구한다. 또, 본 발명에 있어서,「{001}_α 립」이란, 허용 방위차 15 °이내로 하여, 균열 전파면인 판폭 방향을 법선으로 하는 면에 ＜100＞ 방위를 향해 있는 결정립이다.

판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 면적분율과 연결 사이즈는 SEM/EBSD 법에 의해 측정한다. {001}_α 립의 면적분율은, TSL 사 제조의 OIM Analysis 의 Crystal Direction 매핑 기능을 사용하여, 균열 전파면인 판폭 방향을 법선으로 하는 면에 ＜100＞ 방위를 향해 있는 결정립의 분율을, 허용 방위차 (Tolerance angle) 를 15 °이내로 하여 산출한다.

연속 냉각 변태 조직의 벽개면인 {001}_α 립의 면적분율이 10 ％ 를 초과하면, 원하는 DWTT 특성을 만족시킬 수 없게 된다. 따라서, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 면적분율은 10 ％ 이하로 한다. 바람직하게는 8 ％ 이하이다. 면적분율은 0 ％ 에 가까우면 가까울수록 DWTT 특성을 향상시키는 효과가 있기 때문에, 하한은 특별히 제한하지 않는다.

판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 연결 사이즈는, TSL 사 제조의 OIM Analysis 의 Crystal Direction 매핑 기능과 Highliting 기능에 의해, {001}_α 립만을 발출한 Dataset 를 작성하고, 면적 평균 (Area fraction average) 입경을 산출한다. 이 때, 결정립의 정의를 Grain Tolerance Angle 을 60 °로 함으로써, {001}_α 립의 연결 사이즈를 구할 수 있다. 그 연결 사이즈가 면적 평균 입경으로 10 ㎛ 를 초과하면, 상기 {001}_α 립의 면적분율이 10 ％ 이하여도, 원하는 DWTT 특성을 만족시킬 수 없게 된다. 따라서, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 연결 사이즈는 10 ㎛ 이하로 한다.

인장 강도 (TS) : 520 ㎫ 이상

천연 가스, 원유 등의 수송용 라인 파이프로서 적합한 고강도로 하기 위해, 본 발명에 있어서 TS 는 520 ㎫ 이상으로 한다. TS 는, 바람직하게는 535 ㎫ 이상이다. 또한, TS 는 후술하는 실시예에 기재된 방법에 의해 구할 수 있다.

낙중 시험 (DWTT) 에 있어서의 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도가 －25 ℃ 이하

본 발명은 후육 고강도 라인 파이프에 대한 적용을 의도하고 있으며, ASTM E436 에 준거한 DWTT 에 있어서, 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도를 －25 ℃ 이하로 한다. 그 온도는, 바람직하게는 －30 ℃ 이하이다.

다음으로 제조 방법에 대해 설명한다.

열연 강판 (열연 코일) 은, 상기한 성분 조성의 강 소재에, 다음에 나타내는 공정을 거쳐 제조하는 것이 바람직하다. 본 발명의 열연 강판은, 조압연 장치, 마무리 압연 장치 및 가속 냉각 설비를 구비하는 열간 압연 라인에서 제조하는 것이 바람직하다.

또한, 강 소재의 제조 방법에 대해서는, 본 발명에서는 특별히 한정할 필요는 없지만, 상기한 조성의 용강을 전로 등의 상용하는 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 등의 상용하는 주조 방법으로 슬래브 등의 주편 (강 소재) 으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 연속 주조법을 대신하여, 조괴-분괴 압연법을 사용하여 강 소재 (강편) 로 해도 아무런 문제는 없다.

상기한 성분 조성의 강 소재를, 가열로에서 가열한 후, 조압연과 마무리 압연에 이어서, 가속 냉각을 실시하고, 코일상으로 권취하여 열연 코일로 한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급이 없는 경우의 온도는 강 소재나 강판 등의 표면 온도로 한다.

강 소재의 가열 온도는 1100 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 한다. 열연 코일의 인성 향상을 위해서는, 결정립의 미세화를 기대할 수 있는 낮은 가열 온도로 하는 것이 바람직하지만, 가열 온도가 1100 ℃ 미만에서는, 가열 온도가 지나치게 낮아, 미용해 탄화물의 고용이 진행되지 않아, API X60 ∼ X80 급의 고강도를 확보할 수 없는 경우가 있다. 한편, 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하는 고온에서는, 오스테나이트 (γ) 립의 현저한 조대화가 발생하여, DWTT 특성이 저하될 우려가 있다. 또한, 스케일 생성량의 증가를 초래하여, 표면 성상의 악화를 초래할 우려가 있다. 또, 에너지 로스의 증대를 초래하여 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는, 1100 ℃ ∼ 1300 ℃ 로 한다. 1150 ∼ 1230 ℃ 가 바람직하다. 또한, 당해 가열 온도에서의 균열 (均熱) 유지는, 30 min 이상으로 하는 것이 강 소재의 가열 온도 균일화의 관점에서 바람직하다.

열간 압연 라인의 조압연에서는, 조압연을 실시하는 온도역을 재결정 온도역인 900 ℃ 이상 1230 ℃ 이하로 하고, 압하율 70 ％ ∼ 90 ％ 의 압연을 실시한다. 압하율이 70 ％ 미만이면 {001}_α 립의 면적분율이 10 ％ 를 초과하는 경우가 있다. 조압연에서의 압하율이 90 ％ 를 초과하면, 이어서 실시하는 마무리 압연에서의 압하율을 충분히 취할 수 없게 되어, {001}_α 립의 연결 사이즈가 10 ㎛ 를 초과하는 경우가 있다. 이 때문에, 재결정 온도역에서의 압하율은 70 ∼ 90 ％ 로 한다.

조압연의 1 패스당의 온도나 압하율, 패스간 시간은 특별히 제한되지 않지만, 조압연 종료 후, 마무리 압연을 개시할 때까지 7 ∼ 99 초 대기하는 것이 바람직하다. 조압연 종료로부터 대기 시간이 7 초 미만에서 마무리 압연을 개시하면, 오스테나이트의 재결정이 불충분해져, 원하는 {001}_α 립의 면적분율과 연결 사이즈를 얻을 수 없다. 한편, 99 초를 초과해도 효과는 포화되어 제조 효율만 악화되어 경제적이지 않다.

이어지는 마무리 압연은, 750 ℃ ∼ 조압연 종료 온도의 범위에서 실시한다. 마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 를 하회하면 마무리 압연 중에 페라이트 변태가 개시되고, 생성된 조대한 페라이트가 가공되기 때문에, 강도와 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 750 ℃ 이상으로 한다. 또한, 마무리 압연에서는, 압하율을 44 ％ 이상으로 조정한다. 압하율이 44 ％ 미만에서는, γ → α 변태의 핵생성 사이트가 적어져, {001}_α 립을 포함하는 주상의 미세화를 달성할 수 없을 우려가 있다. 또한, 마무리 압연기에 대한 부하의 관점에서, 마무리 압연에서의 압하율은 95 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 상기한 열간 압연을 종료 (특히, 마무리 압연을 종료) 한 후, 즉시, 바람직하게는 5 초 이내에, 강판의 가속 냉각을 개시하고, 판두께 중앙부 온도로 750 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 5 ∼ 80 ℃/s 가 되는 가속 냉각을 실시한다. 즉, 가속 냉각 정지 온도 : 300 ℃ ∼ 650 ℃ 까지 가속 냉각을 실시하고, 이 가속 냉각 중에서 특정한 온도역 : 750 ∼ 650 ℃ 에서의 평균 냉각 속도는 5 ∼ 80 ℃/s 로 한다. 이어서, 가속 냉각의 종료 후, 650 ℃ 이하에서 코일상으로 권취하는 것이 바람직하다. 가속 냉각은, 통상적인 방법에 의해 실시하면 된다. 또한, 코일상으로 권취한 후에는 방랭시킨다.

상기 가속 냉각에서의 평균 냉각 속도가 5 ℃/s 미만에서는, 냉각 속도가 느려, 생성되는 조직이 연속 냉각 변태 조직이 아니게 되어, 요구되는 강도와 DWTT 특성을 양립할 수 없게 될 우려가 있다. 한편, 평균 냉각 속도가 80 ℃/s 를 초과하면, 하부 베이나이트 또는 마텐자이트상이 생성되어, DWTT 특성이 저하될 우려가 있다. 그 때문에, 판두께 중앙부 온도로 750 ∼ 650 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도는 5 ∼ 80 ℃/s 로 하고, 바람직하게는 10 ∼ 60 ℃/s 이다.

상기 가속 냉각 정지 온도가 650 ℃ 를 초과하여 높아지면, Nb 탄질화물 등의 석출 입자가 조대화되고, 강도가 저하되어 원하는 고강도를 확보할 수 없게 될 우려가 있다. 또한, 권취 후의 서랭에 의해 폴리고날 페라이트 및 펄라이트가 생성되어, 원하는 마이크로 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 이 때문에, 가속 냉각 정지 온도는 650 ℃ 이하로 한다. 또한, 가속 냉각 정지 온도는 300 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 가속 냉각 정지 온도가 300 ℃ 를 하회하면, 가속 냉각에서의 평균 냉각 속도를 상기한 5 ∼ 80 ℃/s 의 범위 내로 조정해도, 마텐자이트상이 일부 생성되는 경우가 있어, 원하는 마이크로 조직이 되지 않을 우려가 있다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 300 ∼ 650 ℃ 로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 가속 냉각 정지 후, 즉시 코일상으로 권취하기 때문에, 권취 온도는 상기한 온도 범위가 된다.

상기한 제조 조건으로 얻어진 열연 강판은, 연속 냉각 변태 조직 (Zw) 을 주상으로 하고, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립은, 면적분율이 10 ％ 이하이고, 또한, 연결 사이즈가 면적 평균 입경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직과, API X60 ∼ X80 급의 강도와, 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도가 －25 ℃ 이하인 DWTT 특성을 갖는 열연 강판이다.

상기한 바람직한 제조 방법으로 얻어진 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 소재로 하여, 관상으로 성형하고, 맞댐부를 용접함으로써 강관으로 한다. 이로써, 모재부가 API X60 ∼ X80 급인 고강도와, DWTT 에 있어서의 연성 파면 85 ％ 를 얻는 온도가 －20 ℃ 이하인 고인성을 겸비하는 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관으로 할 수 있다.

조관 공정으로는, 상기 열연 강판을, 냉간에서 복수의 롤에 의해 대략 원형 단면의 오픈관으로 연속 성형하고, 이어서 그 오픈관의 상대하는 단면을 고주파 유도 가열 또는 고주파 전기 저항 가열로 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는, 전봉 강관 제조 설비를 사용하는 상용하는 조관 공정을 적용하는 것이 바람직하다. 여기서, 고주파란, 100 ㎑ 이상 500 ㎑ 미만이다. 또한, 본 발명에서는, 이 조관 공정에 한정되지 않는 것은 말할 것도 없다.

이하, 실시예에 기초하여, 더욱 본 발명에 대해 구체적으로 설명한다.

실시예

이하, 본 발명의 실시예를 설명한다. 본 발명의 기술적 범위는 이하의 실시예에 한정되지 않는다.

표 1 의 성분 조성 (함유량은 질량％ 로 표시) 이 되는 (잔부는 Fe 및 불가피적 불순물) 강 소재를, 표 2 에 나타내는 유지 온도까지 가열하고, 표 2 에 나타내는 조건에서 열간 압연 (조압연 및 마무리 압연) 하고, 표 2 에 나타내는 조건에서 가속 냉각시키고, 가속 냉각 직후에 권취하고, 방랭시켜 열연 강판 (열연 코일) 을 제조하였다.

또한, 표 1 에 나타내는 각 원소의 함유량의 단위는 질량％ 이다. 또, 표 2 의 코일 No.20 의 가속 냉각에 있어서의 평균 냉각 속도 (℃/s) 는, 판두께 중앙부 온도로 750 ∼ 680 ℃ 에 있어서의 것이다. 표 2 에 있어서의 압하율의 정의는,「(원래의 두께 － 최종 두께)/원래의 두께 × 100 ％」이다. 마무리 압연에 있어서의「원래의 두께」는 조압연의 종료 두께이다.

이하의 순서에 의해 열연 강판의 마이크로 조직 및 기계적 특성을 조사하였다.

(1) 마이크로 조직

이하의 조건의 SEM/EBSD 법에 의해, 열연 강판의 주상과 그 면적 평균 입경 (㎛), 제 2 상과 그 면적분율, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립의 면적분율 및 연결 사이즈 (면적 평균 입경, 단위 ㎛) 를 구하였다. 또한, 주상의 면적분율은「100 － 제 2 상의 면적분율」이었다. 주상의 면적 평균 입경은, {001}_α 립의 연결 사이즈와 마찬가지로, OIM Analysis 를 사용하여 구하였다. 마이크로 조직의 상은, Zw 가 연속 냉각 변태 조직, PF 가 폴리고날 페라이트, P 가 펄라이트, LB 가 하부 베이나이트, M 이 마텐자이트이다.

사용 기기 및 측정 조건 : 히타치 하이테크놀로지즈사 제조의 전계 방출형 주사형 전자 현미경에 설치한 EDAX 사 제조의 EBSD 검출기를 사용하였다.

관찰 시험편의 채취 및 관찰 조건 : 판두께 1/4 위치와 1/2 위치로부터 채취한 관찰 시험편을 채취하였다. 각 관찰 시험편의 L 단면을 관찰면으로 하고, 관찰 시야는 400 × 500 ㎛ 로 하여 적어도 4 시야 이상 관찰하고, 스텝 사이즈는 0.5 ㎛ 의 조건에서 측정하였다. 각 샘플의 측정 결과의 평균값을 채용하여, 표 3 에 기재하였다.

(2) 인장 시험 특성 (코일)

인장 시험은, 코일은 판폭 방향을 시험편 길이 방향으로 하여 인장 시험편을 채취하고, ASTM A370 의 규정에 준거하여 TS 및 YS 를 구하였다. 항복 강도 YS : 415 ㎫ 이상, 인장 강도 TS : 520 ㎫ 이상이 양호하다. 결과를 표 3 에 기재하였다.

(3) DWTT 특성 (코일)

열연 강판의 판폭 방향이 시험편 길이 방향이 되도록 시험편을 채취 (두께 감소 없음) 하고, ASTM E436 의 규정에 준거하여 DWTT 를 실시하였다. 예균열은 프레스 노치로 도입하였다. 연성 파면율은 2 개 실시한 평균으로 산출하고, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 온도를 DWTT 85 ％ SATT 로서 구하였다. －25 ℃ 이하가 양호하다. 결과를 표 3 에 기재하였다.

-강관을 사용한 시험-

제조한 열연 강판 (열연 코일) 을 냉간에서 복수의 롤에 의해 대략 원형 단면의 오픈관으로 연속 성형하고, 이어서 그 오픈관의 상대하는 단면을 고주파 전기 저항 가열로 융점 이상으로 가열하고, 스퀴즈 롤로 압접하여 후육의 용접 강관을 제조하였다. 표 3「강관 형상」의 란에 용접 강관의 모재부의 두께와 외경을 기재하였다.

(4) 인장 시험 특성 (강관)

인장 시험은, 원주 방향을 시험편 길이 방향으로 하여 모재부로부터 인장 시험편을 채취하고, ASTM A370 의 규정에 준거하여 TS 및 YS 를 구하였다. 항복 강도 YS : 415 ㎫ 이상, 인장 강도 TS : 520 ㎫ 이상이 양호하다. 결과를 표 3 에 기재하였다.

(5) DWTT 특성 (강관)

원주 방향이 시험편 길이 방향이 되도록 모재부로부터 시험편을 채취 (두께 감소 없음) 하고, ASTM E436 의 규정에 준거하여 DWTT 를 실시하였다. 예균열은 프레스 노치로 도입하였다. 연성 파면율은 2 개 실시한 평균으로 산출하고, 연성 파면율이 85 ％ 가 되는 온도를 DWTT 85 ％ SATT 로서 구하였다. －20 ℃ 이하가 양호하다. 결과를 표 3 에 기재하였다.

발명예의 열연 강판 및 용접 강관은, 모두 두께 20 ㎜ 이상으로 후육이고, 기계적 특성이 우수하여, 후육 고강도 라인 파이프용으로서 적합하다. 한편, 비교예는 TS, YS, DWTT 특성을 높은 수준으로 양립할 수 없었다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.02 ∼ 0.20 ％,
Mn : 0.80 ∼ 2.10 ％,
Si : 0.01 ∼ 0.50 ％,
P : 0.034 ％ 이하,
S : 0.0050 ％ 이하,
Nb : 0.01 ∼ 0.15 ％,
Ti : 0.001 ∼ 0.030 ％,
Al : 0.001 ∼ 0.080 ％ 를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
연속 냉각 변태 조직 (Zw) 을 주상으로 하고, 판폭 방향을 법선 방향으로 하는 면의 {001}_α 립은, 면적분율이 10 ％ 이하이고, 또한, 연결 사이즈가 면적 평균 입경으로 10 ㎛ 이하인 마이크로 조직을 갖고,
인장 강도가 520 ㎫ 이상이고, 낙중 시험 (DWTT) 에 있어서의 연성 파면율 85 ％ 가 되는 온도가 －25 ℃ 이하인, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.
제 1 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Cu : 0.5 ％ 이하,
Ni : 0.5 ％ 이하,
Cr : 0.5 ％ 이하,
Mo : 0.5 ％ 이하,
V : 0.10 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 성분 조성으로 하는, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, B : 0.0001 ∼ 0.0020 ％ 를 함유하는 성분 조성으로 하는, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％ 로, Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하는 성분 조성으로 하는, 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판.
제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판을 관상으로 성형하는 공정과, 맞댐부를 용접하는 공정을 포함하는 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 관상의 성형은 롤 성형에 의해 관상으로 성형하고, 상기 맞댐부의 용접은 고주파 전기 저항 용접으로 하는, 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관의 제조 방법.
모재부와 용접부를 갖는 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관으로서, 상기 모재부는 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성 및 마이크로 조직을 갖는 후육 고강도 라인 파이프용 열연 강판으로 구성되는, 후육 고강도 라인 파이프용 용접 강관.