KR20220137970A

KR20220137970A - 내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관

Info

Publication number: KR20220137970A
Application number: KR1020227031130A
Authority: KR
Inventors: 다이치 이즈미; 준지 시마무라; 유타 다무라; 사토시 우에오카
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2020-03-26
Filing date: 2021-03-18
Publication date: 2022-10-12
Also published as: JP7264269B2; EP4129510A1; JPWO2021193383A1; BR112022019204A2; WO2021193383A1; CN115298340A; CN115298340B

Abstract

내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판은, 질량％ 로, C : 0.020 ∼ 0.080 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.0015 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.080 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0080 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표면에 존재하는 스케일 중의 마그네타이트 비율이 50 ％ 이상이며, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 이하이며, 인장 강도가 520 ㎫ 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관

본 발명은, 건축, 해양 구조물, 조선, 토목, 건설 산업용 기계의 분야의 라인 파이프에 사용하여 바람직한, 강판 내의 재질 균일성이 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 또, 본 발명은, 상기의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관에 관한 것이다.

일반적으로, 라인 파이프는, 후판밀이나 열연밀에 의해 제조된 강판을, UOE 성형, 프레스벤드 성형 및 롤 성형 등에 의해, 강관으로 성형함으로써 제조된다.

여기에, 황화수소를 포함하는 원유나 천연가스의 수송에 사용되는 라인 파이프는, 강도, 인성, 용접성 등의 외에, 내수소 야기 균열성 (내 HIC (Hydrogen Induced Cracking) 성) 이나 내황화물 응력 부식 균열성 (내 SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) 성) 과 같은, 이른바 내사워성이 필요하게 된다. 그 중에서도 HIC 는, 부식 반응에 의한 수소 이온이 강 표면에 흡착하여, 원자상의 수소로서 강 내부에 침입하고, 강 중의 MnS 등의 비금속 개재물이나 단단한 제 2 상 조직의 주위로 확산·집적하여, 분자상의 수소가 되고, 그 내압에 의해 균열을 일으키는 것으로, 유정관에 대해 비교적 강도 레벨이 낮은 라인 파이프에 있어서 문제가 되어, 많은 대책 기술이 개시되어 왔다. 한편, SSCC 에 관해서는, 용접부의 고경도역에서 발생하는 것이 알려져 있고, 일반적으로, 유정용 고강도 이음매 없는 강관이나, 비교적 경도가 낮은 라인 파이프에서는 그다지 문제시되어 오지 않았다. 그런데 최근, 원유나 천연가스의 채굴 환경이 더욱더 혹독해져, 황화수소 분압이 높거나, 혹은 pH 가 낮은 환경에 있어서, 라인 파이프의 모재부에 있어서도 SSCC 가 생기는 것이 보고되고 있어, 강관 내면 표층부의 경도를 컨트롤하여, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성을 향상시키는 것의 중요성이 지적되고 있다. 또, 황화수소 분압이 비교적 낮은 환경에 있어서는, 피셔로 불리는 미세 균열이 발생하는 경우가 있어, SSCC 가 생길 우려가 있다.

통상, 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 시에는, 제어 압연과 제어 냉각을 조합한, 이른바 TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 적용되고 있다. 이 TMCP 기술을 사용하여 강판의 고강도화를 실시하려면, 제어 냉각 시의 냉각 속도를 크게 하는 것이 유효하다. 그러나, 고냉각 속도로 제어 냉각한 경우, 강판 표층부가 급랭되기 때문에, 강판 내부에 비해 표층부의 경도가 높아진다. 또한, 강판을 관상으로 성형할 때에 가공 경화가 일어나기 때문에, 표층부의 경도가 더욱 상승하고, 내 SSCC 성이 저하된다.

상기의 문제를 해결하기 위해서, 예를 들어 특허문헌 1, 2 에는, 압연 후, 표층부가 베이나이트 변태를 완료하기 전에 표면을 복열시키는 고냉각 속도의 제어 냉각을 실시하는 방법이 개시되어 있다. 또, 특허문헌 3, 4 에는, 고주파 유도 가열 장치를 사용하여, 가속 냉각 후의 강판 표면을 내부보다 고온으로 가열하여 표층부의 경도를 저감한, 라인 파이프용 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

한편, 강판 표면의 스케일 두께에 불균일이 있었던 경우, 냉각 시에 그 하부의 강판의 냉각 속도에도 편차가 생겨 버린다. 이것에 대해, 특허문헌 5, 6 에는, 강판을 냉각하기 직전에 디스케일링을 실시함으로써, 스케일 두께 불균일에서 기인한 냉각 불균일을 저감하여, 강판 형상을 개선하는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 제 3951428호 일본 특허 제 3951429호 일본 공개특허공보 2002-327212호 일본 특허 제 3711896호 일본 공개특허공보 평9-57327호 일본 특허 제 3796133호

그러나, 본 발명자들의 검토에 의하면, 상기 특허문헌 1 ∼ 6 에 기재된 제조 방법으로 얻어지는 고강도 강판에서는, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성이라는 관점에서 개선의 여지가 있는 것이 판명되었다. 그 이유로는, 이하와 같은 것이 생각된다.

특허문헌 1 ∼ 4 에 기재된 제조 방법에서는, 강판의 제어 냉각의 조건이 충분히는 최적화되어 있지 않고, 그 결과, 강판의 표층부에 있어서 국소적으로 고경도인 부위가 생겨 버리는 것이라고 생각된다.

특허문헌 5, 6 에 기재된 방법에서는, 디스케일링에 의해, 열간 교정 시의 스케일의 압입 흠집에 의한 표면 성상 불량의 저감이나, 강판의 냉각 정지 온도의 편차를 저감하여 강판 형상을 개선하고 있다. 그러나, 내 SSCC 성을 향상시킨다는 관점에서의 디스케일링 조건의 최적화는 실시되어 있지 않다. 또, 강판의 표층부의 경도를 저감하기 위한 냉각 조건에 관해서는, 아무런 배려가 이루어져 있지 않다.

또, 특허문헌 1 ∼ 6 에서는, 황화수소 분압이 비교적 낮은 환경에 있어서의 피셔와 같은 미세 균열을 회피하는 조건은 명확하지 않았다.

그래서 본 발명은, 상기 과제를 감안하여, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을, 그 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다. 또, 본 발명은, 상기 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관을 제안하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토했는데, 고강도 강관의 내 SSCC 성을 더 향상시키기 위해서는, 종래 지견과 같이 단순히 표층부의 경도를 억제하는 것만으로는 불충분한 것이 판명되었다. 즉, 종래 기술에서는, 표층부의 경도를 전체적으로 억제하였다고 해도, 실제로는, 표층부 중 강판 표면에 매우 가까운 극표층부에 있어서, 국소적으로 고경도인 부위가 생겨 버리고, 당해 부위를 기점으로 SSCC 가 발생해 버리는 것이다. 그래서, 본 발명자들은, 극표층부, 구체적으로는 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 위치에 있어서, 국소적으로 고경도인 부위가 존재하지 않는 고강도 강판을 얻기 위하여, 강판의 성분 조성, 강판 표면에 존재하는 스케일의 성상, 및 강판의 제조 조건에 대해, 수많은 실험을 반복하였다.

그 결과, 소정의 성분 조성을 채용하는 것과, 강판 표면에 마그네타이트를 주체로 하는 스케일을 생성시키는 것이, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 위치에 있어서 국소적으로 고경도인 부위가 존재하지 않는 고강도 강판을 얻기 위한 필요 조건인 것을 알았다. 그리고, 강판 표면에 마그네타이트를 주체로 하는 스케일을 생성시키기 위해서는, 열간 압연 공정에서 실시하는 디스케일링의 조건을 최적화하는 것과, 제어 냉각 시의 냉각 정지 온도를 소정의 범위로 설정하는 것이 필요한 것을 알았다. 또한, 제조 조건에 관한 필요 조건으로는, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 냉각 속도를 엄밀하게 컨트롤할 필요가 있고, 그 조건을 찾아내는 것에 성공하였다. 본 발명은, 이 지견을 기초로 이루어진 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.020 ∼ 0.080 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.0015 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.080 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0080 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

강판 표면에 존재하는 스케일 중의 마그네타이트 비율이 50 ％ 이상이며,

강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 이하이며,

인장 강도가 520 ㎫ 이상인

것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.30 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [1] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [1] 또는 [2] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.

[4] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고,

그 후, 상기 강편에 열간 압연을 실시하여 강판으로 하고, 그때, 상기 열간 압연의 압연 패스수의 50 ％ 이상의 압연 패스에 있어서, 토출 압력 10 ㎫ 이상의 디스케일링을 실시하고,

그 후, 상기 강판에 대해,

냉각 개시 시의 강판 표면 온도 : (Ar₃- 10 ℃) 이상,

강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 20 ∼ 100 ℃/s,

강판 평균 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상, 및

강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 냉각 정지 온도 : 250 ∼ 550 ℃

의 조건으로 제어 냉각을 실시하는,

것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[5] 상기 [1] ∼ [3] 중 어느 한 항에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관.

본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관은, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수하다. 또, 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제조할 수 있다.

도 1 은, 실시예에 있어서의 내 SSCC 성의 평가를 위한 시험편의 채취 방법을 설명하는 모식도이다.

이하, 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판에 대해, 구체적으로 설명한다.

[성분 조성]

먼저, 본 발명에 의한 고강도 강판의 성분 조성과 그 한정 이유에 대해 설명한다. 이하의 설명에 있어서 ％ 로 나타내는 단위는, 특별히 언급하지 않는 한 모두 질량％ 이다.

C : 0.020 ∼ 0.080 ％

C 는, 강도의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.020 ％ 미만에서는 충분한 강도가 확보되지 않는다. 이 때문에, C 량은 0.020 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.025 ％ 이상으로 한다. 한편, C 량이 0.080 ％ 를 초과하면, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화한다. 또, 인성도 열화한다. 이 때문에, C 량은 0.080 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.070 ％ 이하로 한다.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％

Si 는, 탈산을 위해 첨가하지만, 함유량이 0.01 ％ 미만에서는 탈산 효과가 충분하지 않다. 이 때문에, Si 량은 0.01 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.05 ％ 이상으로 한다. 한편, Si 량이 0.50 ％ 를 초과하면 인성이나 용접성을 열화시킨다. 이 때문에, Si 량은 0.50 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.45 ％ 이하로 한다.

Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％

Mn 은, 강도, 인성의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.50 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 충분히는 발현하지 않는다. 이 때문에, Mn 량은 0.50 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.80 ％ 이상으로 한다. 한편, Mn 량이 1.80 ％ 를 초과하면, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화한다. 또, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Mn 량은 1.80 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 1.70 ％ 이하로 한다.

P : 0.015 ％ 이하

P 는, 불가피 불순물 원소이며, 용접성을 열화시킴과 함께, 표층부나 중심 편석부의 경도를 상승시킴으로써, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성을 열화시킨다. P 량이 0.015 ％ 를 초과하면 그 경향이 현저해지기 때문에, P 량은 0.015 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.008 ％ 이하로 한다. 또한, P 량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서는, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.0015 ％ 이하

S 는, 불가피 불순물 원소이며, 강 중에 있어서는 MnS 개재물이 되어 내 HIC 성을 열화시킨다. 이 때문에, S 량은 0.0015 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0010 ％ 이하로 한다. 또한, S 량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서는, 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.010 ∼ 0.080 ％

Al 은, 탈산제로서 첨가하지만, 함유량이 0.010 ％ 미만에서는 그 효과가 충분히 발현하지 않는다. 이 때문에, Al 량은 0.010 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.015 ％ 이상으로 한다. 한편, Al 량이 0.080 ％ 를 초과하면, 강의 청정도가 저하하고, 인성이 열화한다. 이 때문에, Al 량은 0.080 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.070 ％ 이하로 한다.

N : 0.0010 ∼ 0.0080 ％

N 은, 강도의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.0010 ％ 미만에서는 충분한 강도가 확보되지 않는다. 이 때문에, N 량은 0.0010 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.0015 ％ 이상으로 한다. 한편, N 량이 0.0080 ％ 를 초과하면, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화한다. 또, 인성도 열화한다. 이 때문에, N 량은 0.0080 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0070 ％ 이하로 한다.

Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이며, 황화수소 분압에 의하지 않고 내 SSCC 성의 향상에 유효한 원소이다. 본 발명자들은, Mo 를 함유하는 강판을 SSCC 시험에 제공한 경우, 시험 후의 강판 표면은, Mo 를 함유하지 않는 강판의 SSCC 시험 후의 표면에 비해 평활한 것을 지견하였다. 그 메커니즘은 반드시 명확하지는 않지만, 이것이 내 SSCC 성의 향상에 관련한다고 생각된다. 이 효과를 얻으려면, Mo 량을 0.01 ％ 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.10 ％ 이상으로 한다. 한편으로, Mo 량이 0.50 ％ 를 초과하면, 퀀칭성이 과잉이 되기 때문에, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하고, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화한다. 또, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Mo 량은 0.50 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 내 HIC 성 향상에 유효한 원소이지만, 함유량이 0.0005 ％ 미만에서는 그 효과가 충분히 발현하지 않는다. 이 때문에, Ca 량은 0.0005 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 0.0008 ％ 이상으로 한다. 한편, Ca 량이 0.0050 ％ 를 초과한 경우, 상기 서술한 효과가 포화할 뿐만 아니라, 강의 청정도가 저하함으로써 내 HIC 성이 열화한다. 이 때문에, Ca 량은 0.0050 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.0045 ％ 이하로 한다.

이상, 본 발명에 있어서의 성분 조성의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 발명에 있어서, 성분 조성은, 강판의 강도나 인성의 가일층의 개선을 위해서, Cu, Ni 및 Cr 중에서 선택한 1 종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유해도 된다.

Cu : 0.30 ％ 이하

Cu 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻으려면 Cu 량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 량이 0.30 ％ 를 초과한 경우, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서, 피셔로 불리는 미세 균열이 생성되기 쉬워지기 때문에, 내 SSCC 성이 열화한다. 이 때문에, Cu 를 첨가하는 경우, Cu 량은 0.30 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.25 ％ 이하로 한다.

Ni : 0.10 ％ 이하

Ni 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻으려면 Ni 량은 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 량이 0.10 ％ 를 초과한 경우, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서, 피셔로 불리는 미세 균열을 생성하기 쉽게 하기 때문에, 내 SSCC 성이 열화한다. 이 때문에, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 량은 0.10 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.05 ％ 이하로 한다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은, Mn 과 마찬가지로, 저 C 여도 충분한 강도를 얻기 위해서 유효한 원소이며, 이 효과를 얻으려면 Cr 량은 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Cr 량이 0.50 ％ 를 초과한 경우, 퀀칭성이 과잉이 되기 때문에, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하고, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열화한다. 또, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Cr 을 첨가하는 경우, Cr 량은 0.50 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.45 ％ 이하로 한다.

본 발명에 있어서, 성분 조성은, 추가로, Nb, V, Ti, Zr, Mg 및 REM 중에서 선택한 1 종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유해도 된다.

Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상

Nb, V 및 Ti 는 모두, 강판의 강도 및 인성을 높이기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 각 원소 모두, 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 그 효과가 충분히는 발현하지 않는다. 이 때문에, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각 원소의 함유량을 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소의 함유량이 0.1 ％ 를 초과하면, 용접부의 인성이 열화한다. 이 때문에, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각 원소의 함유량을 0.1 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Zr, Mg 및 REM 은, 결정립 미세화를 통해서 인성을 높이거나, 개재물 성상의 컨트롤을 통하여 내균열성을 높이거나 하기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 각 원소 모두, 함유량이 0.0005 ％ 미만에서는 그 효과가 충분히는 발현하지 않는다. 이 때문에, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각 원소의 함유량을 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소의 함유량이 0.02 ％ 를 초과하면, 그 효과가 포화한다. 이 때문에, 이들 원소를 첨가하는 경우에는, 각 원소의 함유량을 0.02 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

본 발명은, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관의 내 SSCC 성을 개선하기 위한 기술에 관한 것이지만, 내사워 성능으로서, 말할 필요도 없이, 내 HIC 성을 동시에 만족하는 것이 필요하고, 예를 들어, 하기 (1) 식에 의해 구해지는 CP 치를, 1.00 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 첨가하지 않는 원소는 0 을 대입하면 된다.

CP = 4.46 [％C] ＋ 2.37 [％Mn]/6 ＋ (1.74 [％Cu] ＋ 1.7 [％Ni])/15 ＋ (1.18 [％Cr] ＋ 1.95 [％Mo] ＋ 1.74 [％V])/5 ＋ 22.36 [％P] ···(1)

단, [％X] 는 X 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

여기에, 상기 CP 치는, 각 합금 원소의 함유량으로부터 중심 편석부의 재질을 추정하기 위해서 고안된 식이며, 상기 (1) 식의 CP 치가 높을수록 중심 편석부의 성분 농도가 높아지고, 중심 편석부의 경도가 상승한다. 따라서, 상기의 (1) 식에 있어서 구해지는 CP 치를 1.00 이하로 함으로써, HIC 시험에서의 균열 발생을 억제하는 것이 가능해진다. 또, CP 치가 낮을수록 중심 편석부의 경도가 낮아지기 때문에, 더 높은 내 HIC 성이 요구되는 경우에는, 그 상한을 0.95 로 하면 된다.

또한, 상기한 원소 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 단, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 한, 다른 미량 원소의 함유를 방해하지 않는다. 예를 들어, O 는 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 그 함유량이 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이면, 본 발명에 있어서는 허용된다.

[강판의 조직]

다음으로, 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 강 조직에 대해 설명한다. 표층부의 경도를 저감하기 위해서, 표층부의 강 조직은 베이나이트상으로 하는 것이 바람직하다. 특히, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 최고 경도를 일정 이하로 억제하고, 내 SSCC 성을 향상시키기 위해서는, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 강 조직을 베이나이트상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 인장 강도가 520 ㎫ 이상의 고강도화를 도모하기 위해, 표층부 이외의 부위도 포함하여 강판의 전체의 강 조직을, 베이나이트상으로 하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 「표층부 이외의 부위」를 대표하여, 판두께 중앙에서의 조직이 베이나이트상이면 된다.

여기서, 베이나이트상은, 변태 강화에 기여하는 가속 냉각 시 혹은 가속 냉각 후에 변태하는 베이나이틱 페라이트 또는 그래뉼러 페라이트라고 칭해지는 조직을 포함하는 것으로 한다. 베이나이트상 중에, 페라이트나 마텐자이트, 펄라이트, 섬상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등의 이종 (異種) 조직이 혼재하면, 강도의 저하나 인성의 열화, 표층 경도의 상승 등이 생기기 때문에, 베이나이트상 이외의 조직 분율은 적을수록 좋다. 단, 베이나이트상 이외의 조직의 면적 분율이 충분히 낮은 경우에는, 그들의 영향을 무시할 수 있으므로, 어느 정도의 양이면 허용된다. 구체적으로, 본 발명에서는, 베이나이트 이외의 강 조직 (페라이트, 마텐자이트, 펄라이트, 섬상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등) 의 합계가 면적 분율로 10 ％ 미만이면, 큰 영향이 없기 때문에 허용되고, 5 ％ 미만인 것이 보다 바람직하다.

[강판 표면의 스케일]

본 발명의 고강도 강판에 있어서는, 내 SSCC 성을 더욱 향상시키는 관점에서, 제어 냉각 후에 강판 표면에 존재하는 스케일 중의 마그네타이트 비율이 50 ％ 이상인 것이 중요하다. 일반적으로, 제어 냉각 후의 강판 표면에 존재하는 스케일은, 뷔스타이트 (FeO), 마그네타이트 (Fe₃O₄), 및 헤마타이트 (Fe₂O₃) 로 이루어진다. 본 발명자들은, 마그네타이트 비율이 50 ％ 미만인 경우, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 위치에 있어서 국소적으로 고경도인 부위가 형성되어 버리고, 그 결과, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 를 초과하여 버리는 것을 알아냈다. 요컨대, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치를 230 HV 이하로 하기 위해서는, 적어도, 마그네타이트 비율을 50 ％ 이상으로 할 필요가 있다. 또한, 마그네타이트 비율의 상한은 특별히 한정되지 않고, 마그네타이트 비율은 100 ％ 이하여도 되고, 95 ％ 이하여도 된다.

[극표층부의 경도]

본 발명의 고강도 강판은, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도 (HV0.5) 의 최고치가 230 HV 이하인 것이 중요하다. 이 조건을 만족함으로써, 보다 혹독한 부식 환경하에서도, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에서도, 우수한 내 SSCC 성을 얻을 수 있다. 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 초과인 경우, 강판의 극표층에 국소적인 고경도 부위가 존재함으로써, 당해 부위를 기점으로 한 내 SSCC 성의 열화가 생겨 버린다. 여기서, 「강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도 (HV0.5) 의 최고치」는, 강판의 압연 방향에 직각인 단면에 있어서, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 위치의 비커스 경도 (HV0.5) 를 판폭 방향을 따라 등간격으로 100 점 측정하고, 그 측정치 중 최고치를 의미하는 것으로 한다. 여기서, 통상 사용되는 HV10 대신에 HV0.5 로 측정하는 것은, HV0.5 로 측정함으로써 압흔이 작아지므로, 보다 표면에 가까운 위치에서의 경도 정보나, 보다 마이크로 조직에 민감한 경도 정보를 얻는 것이 가능해지기 때문이다. HV0.5 미만으로 측정하면, 압흔 사이즈가 과도하게 작고, 측정 편차가 커진다. 또, 평균 경도가 아니고 최고 경도로 평가하는 것은 다음의 이유에 의한다. 즉, 국소적으로 단단한 지점이 존재하면, 균열이 진전하기 쉬워지기 때문에, 균열 진전 감수성을 양호한 정밀도로 조사하려면, 국소적으로 단단한 지점을 검출 가능한 최고 경도에 의한 평가가 적합하기 때문이다.

[인장 강도]

본 발명의 고강도 강판은, API 5L 의 X60 그레이드 이상의 강도를 갖는 강관 용의 강판이므로, 520 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것으로 한다.

[강판의 두께]

본 발명의 고강도 강판은, 14 ∼ 39 ㎜ 의 두께를 갖는다.

[제조 방법]

이하, 상기 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제조하기 위한 제조 방법 및 제조 조건에 대해, 구체적으로 설명한다. 본 발명의 제조 방법은, 상기 성분 조성을 갖는 강편을 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고, 그 후 당해 강판에 대해 소정 조건하에서의 제어 냉각을 실시한다.

〔슬래브 가열 온도〕

슬래브 가열 온도 : 1000 ∼ 1300 ℃

슬래브 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 탄화물의 고용이 불충분해져, 고용 강화량이 적어지기 때문에, 필요한 강도가 얻어지지 않는다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1000 ℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 1030 ℃ 이상으로 한다. 한편, 슬래브 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하면, 결정립이 극단적으로 조대화하고, 인성이 열화한다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1300 ℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1250 ℃ 이하로 한다. 또한, 이 온도는 가열로의 노 내 온도이며, 슬래브는 중심부까지 이 온도로 가열되는 것으로 한다.

〔디스케일링〕

본 발명에서는, 열간 압연 공정에 있어서, 열간 압연의 압연 패스수의 50 ％ 이상의 압연 패스에 있어서, 토출 압력 10 ㎫ 이상의 디스케일링을 실시하는 것이 중요하다. 여기서 말하는 「압연 패스」는, 열간 압연 공정 중의 조압연의 압연 패스 및 마무리 압연의 압연 패스의 양방을 포함하는 것으로 한다. 구체적으로는, 열간 압연의 압연 패스수의 50 ％ 이상의 압연 패스에 있어서, 슬래브 (강편) 가 당해 압연 패스에 도입되기 직전의 위치에서, 슬래브의 표면에 토출 압력 10 ㎫ 이상의 디스케일링을 실시한다. 이 디스케일링 조건은, 스케일의 불균일한 생성을 억제하고, 제어 냉각 후에 강판 표면에 존재하는 스케일 중의 마그네타이트 비율을 50 ％ 이상으로 하기 위한 필요 조건의 하나이다. 또한, 「슬래브가 압연 패스에 도입되기 직전의 위치」란, 열간 압연 라인의 길이 방향에 있어서, 당해 압연 패스에 대응하는 압연기의 롤축의 위치로부터 3 m 이내, 바람직하게는 1.5 m 이내의 위치를 의미하는 것으로 한다. 또, 조압연의 패스수는, 일반적인 범위에서 임의로 설정하면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 2 이상 12 이하인 것이 바람직하다. 마무리 압연의 패스수도, 일반적인 범위에서 임의로 설정하면 되고, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 5 이상 15 이하인 것이 바람직하다. 디스케일링 방법은 정법에 따르면 되고, 예를 들어, 열간 압연 라인의 폭방향을 따라 복수 개 배치된 디스케일링 노즐로부터 슬래브 표면에 고압수를 분사함으로써 실시할 수 있다. 각 회의 디스케일링에 있어서, 토출 압력 이외의 조건 (예를 들어, 수량, 노즐·슬래브 사이 거리, 노즐 각도) 에 대해서는, 일반적인 조건을 채용하면 된다.

토출 압력이 10 ㎫ 미만에서는, 스케일을 균일하게 제거할 수 없고, 헤마타이트가 증가하는 결과, 마그네타이트 비율을 50 ％ 이상으로 할 수 없다. 따라서, 토출 압력은 10 ㎫ 이상으로 하고, 바람직하게는 15 ㎫ 이상으로 한다. 토출 압력은 높을수록 바람직하지만, 설비의 대형화 등이 필요하게 되기 때문에, 25 ㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다.

디스케일링의 횟수가 압연 패스수의 50 ％ 미만인 경우, 헤마타이트가 증가하는 결과, 마그네타이트 비율을 50 ％ 이상으로 할 수 없다. 따라서, 디스케일링의 횟수는 압연 패스수의 50 ％ 이상으로 하고, 바람직하게는 60 ％ 이상으로 한다. 디스케일링의 횟수의 상한은 특별히 한정되지 않고, 압연 패스수의 100 ％ 로 해도 되고, 즉, 전체 압연 패스의 직전에 디스케일링을 실시해도 된다.

〔압연 종료 온도〕

열간 압연 공정에 있어서, 높은 모재 인성을 얻으려면, 압연 종료 온도는 낮을수록 좋지만, 그 반면, 압연 능률이 저하하기 때문에, 강판 표면 온도에 있어서의 압연 종료 온도는, 필요한 모재 인성과 압연 능률을 감안하여 설정할 필요가 있다. 강도 및 내 HIC 성을 향상시키는 관점에서는, 압연 종료 온도를, 강판 표면 온도로 Ar₃ 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 여기서, Ar₃ 변태점이란, 냉각 중에 있어서의 페라이트 변태 개시 온도를 의미하고, 예를 들어, 강의 성분으로부터 이하의 식으로 구할 수 있다. 또한, 강판의 표면 온도는 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다.

Ar₃(℃) = 910 - 310 [％C] - 80 [％Mn] - 20 [％Cu] - 15 [％Cr] - 55 [％Ni] - 80 [％Mo]

단, [％X] 는 X 원소의 강 중 함유량 (질량％) 을 나타낸다.

〔제어 냉각의 냉각 개시 온도〕

냉각 개시 온도 : 강판 표면 온도로 (Ar₃- 10 ℃) 이상

냉각 개시 시의 강판 표면 온도가 낮으면, 제어 냉각 전의 페라이트 생성량이 많아진다. 특히, (Ar₃- 10 ℃) 미만의 온도부터 냉각을 개시하면, 면적 분율로 5 ％ 를 초과하는 페라이트가 생성되어, 강도 저하가 커짐과 함께 내 HIC 성이 열화한다. 이 때문에, 냉각 개시 시의 강판 표면 온도는 (Ar₃- 10 ℃) 이상으로 한다. 또한, 냉각 개시 시의 강판 표면 온도는, 압연 종료 온도 이하가 된다.

〔제어 냉각의 냉각 속도〕

고강도화를 도모하면서, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치를 230 HV 이하로 하기 위해서는, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 냉각 속도를 제어할 필요가 있다.

강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 20 ∼ 100 ℃/s

강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도를 최대한 느리게 하여, 고온 변태상을 만드는 것이 중요하고, 냉각 속도가 느려질수록, 최고 경도를 낮게 할 수 있다. 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 온도역이 베이나이트 변태에 있어서 중요한 온도역이 되므로, 이 온도역에 있어서의 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하게 된다. 스케일의 불균일한 생성을 억제한 경우에 있어서, 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 초과인 경우, 저온 변태상의 비율이 높고, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 를 초과하므로, 조관 후의 내 SSCC 성이 열화한다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는 100 ℃/s 이하로 하고, 바람직하게는 80 ℃/s 이하로 한다. 평균 냉각 속도가 20 ℃/s 미만인 경우, 페라이트나 펄라이트가 생성되어 강도 부족이 된다. 이 때문에, 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 이상으로 한다.

또한, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 이하의 냉각에 대해서는, 안정적인 핵비등 상태에서의 냉각을 실시하는 관점에서, 수량 밀도를 상승시키는 것이 바람직하다. 안정적인 핵비등 상태에서의 냉각을 실시하여, 강판의 극표층부에서 국소적인 고경도 부위가 생성되지 않도록 하기 위해서, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 부터 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도는 110 ℃/s 이상이 바람직하고, 150 ℃/s 이상이 보다 바람직하다. 또, 고경도 부위의 생성을 보다 확실하게 억제하는 관점에서, 당해 평균 냉각 속도는 200 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

강판 평균 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상

강판 평균 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 15 ℃/s 미만에서는, 베이나이트상 이외의 상의 분율이 높아져, 강도 저하나 내 HIC 성의 열화가 생긴다. 이 때문에, 강판 평균 온도로의 평균 냉각 속도는 15 ℃/s 이상으로 한다. 강판 강도와 경도의 편차의 관점에서는, 강판 평균 온도로의 평균 냉각 속도는 20 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 당해 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 저온 변태 생성물이 과잉으로 생성되지 않도록, 당해 평균 냉각 속도는 80 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도 및 강판 평균 온도는, 물리적으로 직접 측정할 수는 없지만, 방사 온도계로 측정된 냉각 개시 시의 표면 온도와 목표의 냉각 정지 시의 표면 온도를 기초로, 예를 들어 프로세스 컴퓨터를 사용하여 차분 계산에 의해 판두께 단면 내의 온도 분포를 리얼타임으로 구할 수 있다. 당해 온도 분포에 있어서의 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에서의 온도를 본 명세서에 있어서의 「강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도」로 하고, 당해 온도 분포에 있어서의 판두께 방향의 온도의 평균치를 본 명세서에 있어서의 「강판 평균 온도」로 한다.

〔냉각 정지 온도〕

냉각 정지 온도 : 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 250 ∼ 550 ℃

냉각 정지 온도는, 제어 냉각 후에 강판 표면에 존재하는 스케일 중의 마그네타이트 비율을 50 ％ 이상으로 하기 위한 필요 조건의 하나이다. 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하면, 베이나이트 변태가 불완전하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 냉각 정지 온도가 250 ℃ 미만인 경우, 뷔스타이트가 증가하는 결과, 마그네타이트 비율을 50 ％ 이상으로 할 수 없다. 그 결과, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 를 초과하므로. 조관 후의 내 SSCC 성이 열화한다. 또, 중심 편석부의 경도도 높아지고, 내 HIC 성도 열화한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 250 ∼ 550 ℃ 로 한다.

[고강도 강관]

본 발명의 고강도 강판을, 프레스벤드 성형, 롤 성형, UOE 성형 등으로 관상으로 성형한 후, 맞댐부를 용접함으로써, 원유나 천연가스의 수송에 바람직한 내사워 라인 파이프용 고강도 강관 (UOE 강관, 전봉 강관, 스파이럴 강관 등) 을 제조할 수 있다.

예를 들어, UOE 강관은, 강판의 단부 (端部) 를 개선 (開先) 가공하고, C 프레스, U 프레스, O 프레스로 강관 형상으로 성형한 후, 내면 용접 및 외면 용접으로 맞댐부를 심 용접하고, 또한 필요에 따라 확관 공정을 거쳐 제조된다. 또, 용접 방법은 충분한 조인트 강도와 조인트 인성이 얻어지는 방법이면, 어떠한 방법이어도 되지만, 우수한 용접 품질과 제조 능률의 관점에서, 서브머지 아크 용접을 사용하는 것이 바람직하다. 또, 프레스벤드 성형에 의해 강판을 관상으로 성형한 후, 맞댐부를 심 용접한 강관에 대해서도, 확관을 실시할 수 있다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성이 되는 강을 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 표 2 에 나타내는 온도로 가열한 후, 표 2 에 나타내는 압연 종료 온도의 열간 압연을 하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 강판으로 하였다. 열간 압연 공정은, 조압연이 2 ∼ 12 패스, 마무리 압연이 5 ∼ 15 패스의 합계 10 ∼ 25 패스로 이루어지고, 그 중에서 표 2 에 나타내는 비율의 압연 패스에 있어서, 표 2 에 나타내는 토출 압력의 디스케일링을 실시하였다. 그 후, 강판에 대해, 표 2 에 나타내는 조건하에서 수랭형의 제어 냉각 장치를 사용하여 제어 냉각을 실시하였다.

[조직의 특정]

얻어진 강판의 마이크로 조직을, 광학 현미경에 의해 관찰하였다. 강판의 판폭 중앙부로부터, 금속 조직 관찰용 샘플을 각각 채취하였다. 이들 샘플에 대해, 압연 길이 방향과 평행한 단면을 경면 연마한 후, 나이탈 에칭을 실시하였다. 그 후, 광학 현미경을 사용하여, 각 샘플의 연마면을 400 ∼ 1000 배의 범위의 배율로 무작위로 5 시야를 사진 촬영하고, 화상 해석 처리에 의해 각 상의 면적 분율을 산출하였다. 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 위치에서의 조직과, 판두께 중앙에서의 조직의 종류와, 베이나이트상 이외의 상의 면적률을, 표 3 에 나타낸다.

[스케일 중의 마그네타이트 비율의 측정]

얻어진 강판의 표면으로부터 스케일을 채취하였다. 스케일의 채취는, 강판 길이 방향의 선단, 중앙, 말단의 각 위치에 있어서의, 강판 폭 중앙 및 폭 방향 양단의 합계 9 지점에서 실시하고, 각 지점에서 0.5 g 이상의 스케일을 채취하였다. 각 지점에서 채취한 스케일에 관해서, X 선 회절 (XRD : X-ray diffraction) 법에 의해 상 동정을 실시하고, 참조 강도비 (RIR : Reference Intensity Ratio) 법을 사용하여 정량 분석 (즉 마그네타이트 비율의 측정) 을 실시하였다. 9 지점의 스케일의 마그네타이트 비율의 평균치를, 본 발명에 있어서의 「마그네타이트 비율」로서, 표 3 에 나타낸다.

[인장 강도의 측정]

압연 방향에 직각인 방향의 전체 두께 시험편을 인장 시험편으로 하여 인장 시험을 실시하고, 항복 강도 및 인장 강도를 측정하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

[비커스 경도의 측정]

압연 방향에 직각인 단면에 대해, JIS Z 2244 에 준거하여, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 의 위치에 있어서 100 점의 비커스 경도 (HV0.5) 를 측정하고, 그 최고 경도, 평균치 및 표준 편차 σ 를 구하였다. 최고 경도, 평균치 및 3σ 의 값을 표 3 에 나타낸다.

[내 SSCC 성의 평가]

내 SSCC 성은, 이들 각 강판의 일부를 사용하여 조관하여 평가하였다. 조관은, 강판의 단부를 개선 가공하고, C 프레스, U 프레스, O 프레스로 강관 형상으로 성형한 후, 내면 및 외면의 맞댐부를 서브머지 아크 용접으로 심 용접하고, 확관 공정을 거쳐 제조하였다. 도 1 에 나타내는 바와 같이, 얻어진 강관으로부터 잘라낸 쿠폰을 플래트닝한 후, 5 × 15 × 115 ㎜ 의 SSCC 시험편을 강관 내면으로부터 채취하였다. 이때, 용접부를 포함하지 않는 모재만의 시험편 외에, 용접부와 모재의 양방을 포함하는 시험편을 채취하였다. 피검면인 내면은, 최표층의 상태를 남기기 위해서 흑피가 부착된 채로 하였다. 채취한 SSCC 시험편에, 각 강관의 실제의 항복 강도 (0.5 ％ YS) 의 90 ％ 의 응력을 부하하고, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 1 bar 로, EFC16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시하였다. 또, NACE 규격 TM0177 Solution B 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 0.1 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 0.9 bar 로, EFC16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시하였다. 또한, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 2 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 3 bar 에 대해서도, EFC16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시하였다. 720 시간의 침지 후에, 용접부를 포함하지 않는 모재만의 시험편과, 용접부와 모재의 양방을 포함하는 시험편의 양방에 있어서, 균열이 확인되지 않은 경우를 내 SSCC 성이 양호라고 판단하여 ○, 또 적어도 일방의 시험편에 있어서 균열이 발생한 경우를 불량이라고 판단하여 × 로 하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

[내 HIC 성의 평가]

내 HIC 성은, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 1 bar 로, 96 시간 침지의 HIC 시험에 의해 조사하였다. 또, NACE 규격 TM0177 Solution B 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 0.1 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 0.9 bar 로, 96 시간 침지의 HIC 시험에 의해 조사하였다. 내 HIC 성은, HIC 시험으로 균열 길이율 (CLR : Crack Length Ratio) 이 10 ％ 이하가 된 경우를 우수라고 판단하여 ◎, 10 ％ 초과 15 ％ 이하가 된 경우를 양호라고 판단하여 ○, 15 ％ 를 초과한 경우를 불충분이라고 판단하여 × 로 하였다. 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명의 목표 범위는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판으로서 인장 강도 : 520 ㎫ 이상, 표면 하 0.25 ㎜ 위치와 t/2 위치 모두 마이크로 조직은 베이나이트 조직, 표면 하 0.25 ㎜ 에서의 HV0.5 의 최고 경도가 230 이하, SSCC 시험에서 균열이 확인되지 않은 것, HIC 시험에서 균열 길이율 (CLR) 이 15 ％ 이하인 것으로 하였다.

표 2 및 표 3 에 나타낸 바와 같이, No.1 ∼ No.6 및 No.30 ∼ No.31 은, 성분 조성 및 제조 조건이 본 발명의 적정 범위를 만족하는 발명예이다. 모두, 강판의 인장 강도가 520 ㎫ 이상이며, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 양호하였다.

이것에 대해, No.7 ∼ No.18 은, 강판의 성분 조성이 본 발명의 범위 외이다. No.7, No.9, No.12 는, 고용 강화가 충분하지 않아 저강도였다. No.8, No.10, No.11, No.13, No.15, No.18 은, HV0.5 의 최고 경도가 230 을 초과하였기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열등하였다. No.14 는, 강판이 Mo 를 포함하지 않기 때문에, 황화수소 분압 2 Bar 라는 매우 혹독한 부식 환경하에서는 내 SSCC 성이 열화하였다. No.16 은, 강판의 Cu 량이 과다하기 때문에, 황화수소 분압이 낮은 환경에서의 내 SSCC 성이 열화하였다. No.17 은, 강판의 Ni 량이 과다하기 때문에, 황화수소 분압이 낮은 환경에서의 내 SSCC 성이 열화하였다.

No.19 ∼ No.29 는, 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 조건이 본 발명의 범위 외인 비교예이다. No.19 는, 슬래브 가열 온도가 낮기 때문에, 마이크로 조직의 균질화와 탄화물의 고용이 불충분하여 저강도였다. No.20 및 No.28 은, 디스케일링의 토출 압력이 10 ㎫ 미만이기 때문에, 스케일의 불균일이 생기고, 마그네타이트 비율이 50 ％ 미만이 되고, HV0.5 의 최고 경도가 230 을 초과했기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열등하였다. No.21 및 No.29 는, 압연 패스에서 차지하는 디스케일링 횟수의 비율이 50 ％ 미만이기 때문에, 마그네타이트 비율이 50 ％ 미만이 되고, HV0.5 의 최고 경도가 230 을 초과했기 때문에, 내 SSCC 성 및 내 HIC 성이 열등하였다. No.22 는, 냉각 개시 온도가 낮아, 페라이트가 석출된 층상 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 내 HIC 성이 열화하였다. No.23 은, 제어 냉각 조건이 본 발명 범위 외이고, 마이크로 조직이 페라이트 ＋ 베이나이트 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 내 HIC 성이 열화하였다. No.24 는, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 750 → 550 ℃ 로의 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과함으로써, 저온 변태상의 비율이 높아지고, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에서의 HV0.5 의 최고 경도가 230 을 초과했기 때문에, 내 SSCC 성이 열등하였다. No.25 는, 냉각 정지 온도가 낮아, 마그네타이트 비율이 50 ％ 미만이 되고, HV0.5 의 최고 경도가 230 을 초과하였기 때문에, 내 SSCC 성이 열등하였다. No.26 은, 냉각 정지 온도가 높아, 베이나이트 변태가 불완전했었기 때문에, 충분한 강도가 얻어지지 않았다. 또한, No.26 은 냉각 정지 온도가 560 ℃ 이며, 550 ℃ 이하의 온도역에서는 제어 냉각 (가속 냉각) 을 실시하고 있지 않다는 의미로, 표 2 의 「550 ℃ 이하 냉각 속도 (강판 표면 하 0.25 ㎜)」의 난을 블랭크로 하였다. No.27 은, 강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 750 → 550 ℃ 로의 평균 냉각 속도가 100 ℃/s 를 초과하고, 냉각 정지 온도도 낮기 때문에, 마그네타이트 비율이 50 ％ 미만이 되고, HV0.5 의 최고 경도가 230 을 초과하고, 내 SSCC 성이 열등하였다.

본 발명에 의하면, 내 HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내 SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내 SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 공급할 수 있다. 따라서, 이 강판을 냉간 성형하여 제조한 강관 (전봉 강관, 스파이럴 강관, UOE 강관 등) 은, 내사워성을 필요로 하는 황화수소를 포함하는 원유나 천연가스의 수송에 바람직하게 사용할 수 있다.

Claims

질량％ 로, C : 0.020 ∼ 0.080 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.0015 ％ 이하, Al : 0.010 ∼ 0.080 ％, N : 0.0010 ∼ 0.0080 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
강판 표면에 존재하는 스케일 중의 마그네타이트 비율이 50 ％ 이상이며,
강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 비커스 경도의 최고치가 230 HV 이하이며,
인장 강도가 520 ㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.30 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％, V : 0.005 ∼ 0.1 ％, Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％, Zr : 0.0005 ∼ 0.02 ％, Mg : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 및 REM : 0.0005 ∼ 0.02 ％ 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 강편을 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열하고,
그 후, 상기 강편에 열간 압연을 실시하여 강판으로 하고, 그때, 상기 열간 압연의 압연 패스수의 50 ％ 이상의 압연 패스에 있어서, 토출 압력 10 ㎫ 이상의 디스케일링을 실시하고,
그 후, 상기 강판에 대해,
냉각 개시 시의 강판 표면 온도 : (Ar₃- 10 ℃) 이상,
강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 20 ∼ 100 ℃/s,
강판 평균 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상, 및
강판 표면 하 0.25 ㎜ 에 있어서의 강판 온도로 냉각 정지 온도 : 250 ∼ 550 ℃
의 조건으로 제어 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관.