KR100361471B1

KR100361471B1 - 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100361471B1
Application number: KR1020000000293A
Authority: KR
Inventors: 아사히히또시; 다메히로히로시; 하라다꾸야; 데라다요시오; 오끼따시게루; 고야마구니오
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 1999-01-07
Filing date: 2000-01-05
Publication date: 2002-11-21
Also published as: US6532995B1; DE60044830D1; EP1777316A1; JP3519966B2; EP1777316B1; KR20000053389A; EP1020539A3; JP2000199036A; EP1020539A2

Abstract

본 발명은 현장 용접이 용이하고, 900 MPa 이상(API 규격 x 100을 초과)의 인장강도를 구비한 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 및 그의 제조방법을 제공하기 위한 것이다.

본 발명은 파이프 형상으로 강판을 성형하고 심 부를 아크 용접하므로서 제조된 초고강도 라인 파이프에 관한 것으로, 모재부의 강도는 900 내지 1100 MPa 이고, 용접 금속의 인장강도는 모재 강판의 인장강도 - 100 MPa 이상이다. 강 파이프에서, 용접 금속의 Ni 량은 모재 강의 Ni 량보다 1% 이상 높다. U 형상과 O 형상으로 성형하는 단계를 통해 강 파이프를 실현가능하게 하기 위한 강판 화학성분, 용접 금속 화학성분 및 용접 와이어 화학성분 결합을 구체적으로 나타내었다. 또한 강판의 제조방법과 강 파이프의 실현을 위한 용접방법이 기술되었다. 추가로, 파이프 확장시 크랙을 억제하기 위해 용접 금속 내면의 강도를 감소시키는 방법을 나타내었다.

Description

저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 및 그 제조방법{SUPER-HIGH- STRENGTH LINE PIPE EXCELLENT IN LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND PRODUCTION METHOD THEREOF}

본 발명은 900 MPa 이상의 인장강도(TS)를 구비한 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프에 관한 것이다. 상기 라인 파이프는 천연가스 및 원유 이송용 라인 파이프로서 폭 넓게 사용된다.

최근, 파이프 라인의 중요성은 원유 및 천연가스에 적합한 장거리 이송 방법으로써 높아지고 있다. 현재, 장거리 이송용 간선(trunk) 라인 파이프는 API(미국 석유 기구) 규격 X 65를 바탕으로 설계되었고, 상기 방법으로 설계된 라인 파이프들은 실질적으로 압도적으로 많이 이용되고 있다. 그러나, 고강도 라인 파이프들은 (1) 고압에 의한 이송 효율성을 개선하고 (2) 라인 파이프의 외경 및 중량 감소에 의해 현장 작업 효율성이 개선되기 때문에 고강도 라인 파이프가 요구되고 있다. x80(620MPa 이상의 인장강도)까지의 라인 파이프들은 실질적으로 현재에도 적용되고 있지만, 보다 더 높은 강도를 가지는 라인 파이프들을 위한 수요가 명백히 증가되고 있다. 초고강도 라인 파이프들의 제조방법에 대한 연구가 종래 x80 라인 파이프들(예를 들면, NKK 기술 보고서 제 138(1992)호, 페이지 24-31 및 일곱 번째 해양 기계와 북극 엔지니어링(1988), 5권, 페이지 179-185)의 제조 기술을 바탕으로 이루어지고 있지만, 이러한 연구들은 대부분 x100(760 MPa 이상의 인장강도) 라인 파이프의 제조가 한계로 고려되어지고 있다. x100을 초과하는 초고강도 라인 파이프들에 적합한 강판들의 제조에 대한 연구는 이미 이루어졌다(PCT/JP96/00155,00 157). 그러나, 종래 심(seam) 용접 기술은 그러한 초고강도 라인 파이프들에 적용될 수 없고, 비록 강판들이 제조될 수 있을지라도 강 파이프들은 심 용접 부의 결합 상태에서 강판이 용해되는 문제를 야기한다. 라인 파이프들의 초고강도는 강도와 저온 인성사이의 균형, 용접 열영향부(HAZ)의 인성, 현장 용접성, 이음부의 연화 등과 같은 해결되어야 하는 많은 문제들을 내포하고 있고, 모든 이런 문제들을 해결하는 혁신적인 초고강도 라인 파이프(x100 이상)의 조속한 개발이 요구되고 있다.

본 발명은 현장 용접의 용이성을 확보하고, 900 MPa(API 규격 x 100을 초과)이상의 인장강도를 가진 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 및 그의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 발명가들은 900MPa 이상의 인장강도를 구비하고 저온 인성과 현장 용접성이 우수한 초고강도 강 파이프를 제공하기 위한 강 재료 및 심 용접부에 만족되는 조건들을 찾기 위해 집약적인 연구를 행하였고, 그 결과 새로운 초고강도 라인 파이프 및 그의 제조방법을 발명하였다.

본 발명의 요지는 다음과 같이 나열되었다.

(1) 강판을 파이프(U 형상과 O 형상)로 성형하고 심 부를 아크 용접하여 제조한 강 파이프에 있어서, 강 파이프의 모재 강판부 원주 방향의 인장강도는 900 내지 1000 MPa 이고, 심(seam) 부를 용접하기 위해 사용된 용접 금속의 평균 인장강도는 강판의 인장강도 - 100MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프.

(2) 상기 (1)에 있어서, 용접 금속의 Ni 량은 강판의 Ni 량보다 1% 이상으로 많은 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프.

(3) 상기 (1) 또는 상기 (2)에 있어서, 상기 강판은 U 형상과 O 형상으로 성형하는 단계에서 파이프 형상으로 성형되어지고, 심부가 서브머어지드 아크 용접에 의해 그의 내외면이 용접되는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프.

(4) 상기 (1) 내지 상기 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 강판은, 중량퍼센트(wt%)로,

C : 0.04 내지 0.10%,

Si : 0.6% 이하,

Mn : 1.7 내지 2.5%,

P : 0.015% 이하,

S : 0.003% 이하,

Ni : 0.1 내지 1,0%,

Mo : 0.15 내지 0.60%,

Nb : 0.01 내지 0.10%

Ti : 0.005 내지 0.030%,

Al : 0.06% 이하를 함유하고,

선택적으로,

B : 0.0020% 이하,

N : 0.001 내지 0.006% 이하,

V : 0.10% 이하,

Cu : 1.0% 이하,

Cr : 0.8% 이하,

Ca : 0.006% 이하,

REM : 0.02% 이하,

Mg : 0.006% 이하의 성분들 중 하나 이상과 철 및 불가피한 불순물의 잔부를 포함하고,

용접 금속은,

C : 0.04 내지 0.14%,

Si : 0.05 내지 0.40%,

Mn : 1.2 내지 2.2%,

P : 0.010% 이하,

S : 0.010% 이하,

Ni : 1.3 내지 3.2%,

Cr+Mo+V : 1.2 내지 2.5%,

B : 0.005% 이하와,

철 및 불가피한 불순물의 잔부를 포함하고,

용접 금속의 Ni 량은 강판의 Ni 량보다 1% 이상 많은 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프.

(5) 인장강도가 900 내지 1100MPa인 강판을 U 형상과 O 형상으로 성형하는 단계에서 파이프 형상으로 성형하는 단계와,

0.01 내지 0.12%의 C, 0.3% 이하의 Si, 1.2 내지 2.4%의 Mn, 4.0 내지 8.5%의 Ni 및 3.0 내지 5.0%의 Cr+Mo+V와 소결된 용제 또는 용융된 용제 및 주요 구성 성분으로 Fe를 함유하는 용접 와이어를 사용하여 서브머어지드 아크 용접으로 그의 내외면을 심부 용접하는 단계와,

강판을 파이프로 확장하는 단계를 구성하는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 제조방법.

(6) 구성 성분에 있어서, 중량 퍼센트로,

C : 0.04 내지 0.10%,

Si : 0.6% 이하,

Mn : 1.7 내지 2.5%,

P : 0.015% 이하,

S : 0.003% 이하,

Ni : 0.1 내지 1,0%,

Mo : 0.15 내지 0.60%,

Nb : 0.01 내지 0.10%

Ti : 0.005 내지 0.030%,

Al : 0.06% 이하를 함유하고,

선택적으로,

B : 0.0020% 이하,

N : 0.001 내지 0.006% 이하,

V : 0.10% 이하,

Cu : 1.0% 이하,

Cr : 0.8% 이하,

Ca : 0.006% 이하,

REM : 0.02% 이하,

용접 금속은,

C : 0.04 내지 0.14%,

Si : 0.05 내지 0.40%,

Mn : 1.2 내지 2.2%,

P : 0.010% 이하,

S : 0.010% 이하,

Ni : 1.3 내지 3.2%,

Cr+Mo+V : 1.2 내지 2.5%,

B : 0.005% 이하와,

철 및 불가피한 불순물의 잔부를 포함하고,인장강도가 900 내지 1100MPa인 강판을 U 형상과 O 형상으로 성형하는 단계에서 파이프 형상으로 성형하는 단계와,

(7) 상기 (5) 및 상기 (6)에 있어서, 파이프 확장전 용접 금속 내면의 인장강도는 강판의 인장강도의 200MPa 아래와 동등한 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 제조방법.

다음에, 본 발명의 내용이 상세히 설명되었다.

본 발명은 900MPa 이상의 인장강도(TS)를 가지며, 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프에 관한 발명이다. 상기 강도 수준의 초고강도 라인 파이프가 종래 지배적인 x65의 약 두 배 압력에 견딜 수 있기 때문에, 두 배 정도 많은 가스가 동일한 크기를 가진 파이프를 통해 이송될 수 있다. x65의 경우에서는, 파이프 두께가 압력을 상승시키기 위해서 증가되어야 하고, 결과적으로, 재료 비용, 이송 비용 및 현장 용접 비용이 높게 되어 파이프라인 부설 비용이 극히 증가되는 결과를 초래하게 된다. 이는 900MPa 이상의 인장강도(TS)를 가지며 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프가 요구되는 이유 중의 하나이다. 한편, 강도가 높을 때, 강 파이프 제조는 더욱 어렵게된다. 따라서, 강도의 상한이 산업상 제어의 어려움을 고려하여 1100 MPa로 설정되었다. 심 용접부의 강도를 포함하여 목표 강도의 특성을 얻기 위해서, 심 용접 금속은 충분히 높은 강도를 가져야 한다. 표준 규격중의 하나로서, 파이프가 심 용접부를 포함하는 원주 방향에서 용접의 재강화를 가진 용접 금속이 인장시험시 파과되지 않은 것이 필수적으로 고려되어졌다. 응고된 상태로 사용된 용접 금속의 저온 인성은 강도의 증가와 함께 저하되기 때문에, 용접 강도가 낮아지는 것이 요구되고 있다. 다수 실험을 행한 결과로서, 본 발명가들은 만약 용접 금속의 인장강도가 강판의 인장강도 - 100MPa 이상일 경우 용접의 재강화와 함께 인장시험시 용접 금속으로부터 파괴가 발생하지 않는다는 것을 실현하였다. 따라서, 본 발명은 용접 금속의 평균 인장강도가 (강 파이프의 모재 강판부의 원주 방향 인장강도) - 100MPa 이상으로 되는 것을 제한하였다. 용접 금속 강도의 상한은 바람직하게 저온 인성을 확보하기 위해 그리고 저온 용접 크랙을 방지하기 위해 1200MPa보다는 높지 않아야 한다. 부연하면, 인장강도는 강판의 상태에서와 강판을 성형한 후 강 파이프 사이에서 변경되지 않고 유지되어야 한다. 강판은 주조후 열간압연된다. 본 발명에 따른 초고강도 강의 경우에서 강판은 그 후에 급냉되고, 경우에 따라서 뜨임을 행하여 제조된다. 한편, 응고 상태 조직으로 되고 또한 냉각 속도가 상승하지 않은 용접 금속에서 목적의 강도를 얻음을 물론 강판과 비교하여 저온 인성을 얻기 위해서는 화학성분이 조절되어야 한다. 니켈(Ni)은 낮은 냉각 속도에서도 경화능을 개선하고 고강도를 얻는 것을 가능하게 한다. 또한 상기는 마르텐사이트 래쓰(lath)내에 잔류 오스테나이트의 형성을 촉진하고 저온 인성을 향상시킨다. 소정의 강도와 저온 인성은 용접 금속의 Ni량을 강판의 Ni량보다 1% 이상으로 증가시키므로서 얻어졌다.

상기에 기술된 초고강도 강파이프는 내외면을 서브머지드 아크 용접에 의해 심 용접을 실행하는 U형상과 O형상의 파이프 제조 단계를 통해 효율적으로 다량 제조될 수 있다.

인장강도 900MPa 이상의 초고강도를 성취하기 위해서는, 강을 마르텐사이트 및 베이나이트 등의 저온 변태 미세조직이 주체로 되는 미세조직을 생성시키므로써 페라이트의 형성을 억제할 필요가 있다.

다음은, 구성 성분의 억제 이유를 기술하였다.

탄소(C) 량을 0.04 내지 0.01%로 제한하였었다. 탄소는 강의 강도를 향상하기 위한 매우 효율적인 성분으로, 0.04% 이상이 마르텐사이트 조직에서 목표 강도를 얻기 위해서 필요하다. 만약 탄소 함량이 너무 많다면, HAZ 및 현장 용접성 뿐만아니라 모재 강의 저온 인성이 뚜렷하게 저하된다. 따라서, 상한을 0.10%로 설정하였다. 바람직하게, 그의 상한치가 0.08%로 설정되었다.

실리콘(Si)은 탈산을 이루어서 강을 개선하기 위해서 첨가된 성분이다. 만약 상기의 첨가량이 너무 많다면, HAZ 인성 및 현장 용접성이 뚜렷히 저하된다. 따라서, 상한을 0.6%로 설정하였다. 강의 탈산은 Al 또는 Ti를 통해 충분히 성취될 수 있으므로, 역시 Si가 항상 첨가될 필요는 없다.

망간(Mn)은 주로 마르텐사이트로 이루어진 조직으로 본 발명 강의 미세조직을 변태시키고, 강도와 저온 인성의 우수한 균형을 확보하기 위한 필수 불가결한 성분으로, 그의 성분 함량의 하한이 1.7%로 설정되었다. 그러나, 만약 Mn 함량이 너무 많으면, 강의 경화능은 단지 HAZ 인성 및 현장 용접성이 악화되지 않은 수준으로 증가하지만, 연속 주조 슬라브의 중심 편석이 촉진되고 모재 강의 저온 인성을 악화시킨다. 따라서, 상한이 2.5%로 설정되었다.

Ni이 첨가되어야 하는 이유는 저온 인성 및 현장 용접성을 악화시키지 않은 본 발명의 저탄소강을 개선하기 위한 것이다. 이는 Cr 및 Mo의 첨가와 비교를 통해 발견되었고, Ni 첨가는 압연 구조(특히, 연속 주조 슬라브의 중심 편석대 (segregation band))에서 저온 인성을 결정하는 경화 구조를 거의 형성하지 않으며, 0.1% 이상의 Ni 첨가는 HAZ 인성을 향상하기 위해 역시 효과적이었다(특히 HAZ 인성을 향상시키기 위해 효율적인 Ni 첨가량은 0.3% 이상이다.). 그러나, 만약 첨가량이 너무 많으면, 경제적인 요소뿐만아니라 HAZ 인성 및 현장 용접성이 악화된다. 따라서, 상한을 1.0%로 설정하였다. 또한 Ni의 첨가는 연속 주조 및 열간 압연시 Cu 크랙을 방지하기 위한 효율적인 성분이다. 이 경우에서, Ni은 Cu 함량의 1/3이상 양으로 첨가되어야 한다.

Mo 첨가의 목적은 강의 경화능을 개선시키고 목적으로 하는 마르텐사이트 주체의 조직을 얻기 위한 것이다. B 함유 강에서, Mo의 경화능 향상 효과가 높게 되고, Nb와 공존할 때 Mo은 제어 압연을 통해 오스테나이트의 재결정을 억제하고 미세하게 오스테나이트 조직을 조질(調質)화 한다. 그러한 효과를 얻기 위해서, 0.15% 이상의 Mo이 첨가되어야 한다. 그러나, 과도한 Mo의 첨가는 HAZ 인성 및 현장 용접성의 악화를 초래하고, 종종 B의 경화능 향상 효과를 감소시킨다. 따라서, 상한이 0.6%로 설정되었다.

보론(B)은 매우 적은 양으로 첨가될 때, 강의 경화능을 매우 향상시키고, 마르텐사이트 주체의 조직을 얻기 위한 매우 효율적인 성분이다. 추가로, B은 Mo의 경화능 향상 효과를 강화하고, Nb와 공존할 때, B은 협력하여 경화능을 향상시킨다. 그러나, 과량의 B 첨가는 저온 인성의 악화를 초래할 뿐 아니라 어떠한 경우에서는 B의 경화능 향상 효과를 감소시킨다. 따라서, 그의 상한이 0.002%로 설정되었다.

본 발명에 따른 강은 필수 불가결한 성분으로 0.01 내지 0.10%의 Nb 및 0.005 내지 0.030%의 Ti을 함유한다. Nb는 Mo와 공존할 때, 제어 압연시 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 미세하게 상기 조직을 조질(調質)화할 뿐만 아니라, 석출 경화 및 경화능을 개선하는데 공헌하고, 강의 인성을 증가시킨다. 상기 효과를 위해서 그의 하한이 0.01%로 설정되었다. 특히 Nb 및 B이 공존할 때, 경화능 개선 효과는 공동으로 강화될 수 있다. 그러나, 만약 Nb 첨가 양이 너무 많다면, 현장 용접성 뿐만 아니라 HAZ 인성에 불리한 영향을 미친다. 따라서, 상한이 0.10%로 설정되었다. 한편, Ti의 첨가는 미세한 TiN을 형성하고, 슬라브의 재가열에서 오스테나이트 입자 및 HAZ의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하므로써 미세한 미세조직을 나타내고, 모재 강 및 HAZ의 저온 인성을 개선한다. 또한 상기는 TiN 으로써 B의 경화능 향상 효과를 결정하는 고용 N를 고정하는 역할을 담당한다. 상기 목적을 위해서, 바람직하게 3.4N(중량 퍼센트) 이상의 Ti가 첨가되어야 한다. Al양이 적을 때(예를 들면, 0.005% 이하), Ti는 산화물을 형성하고, 내부 과립상 페라이트 형성 핵으로써 작용하고 미세하게 HAZ 조직을 조질화한다. 그러한 TiN의 효과를 성취하기 위해, 0.005% 이상의 Ti이 첨가되어야 한다. 그러나, 만약 Ti 함량이 너무 많으면, TiN의 조대화와 TiC로 인한 석출 경화가 발전되고, 저온 인성이 악화된다. 따라서, 상한이 0.030%로 설정되었다.

알루미늄(Al)은 강에서 보통 탈산제로 함유된 성분이고, 조직의 미세화 작용을 한다. 그러나, 만약 Al 함량이 0.06%를 초과한다면, Al형 금속 개재물의 양이 증가하고, 그들은 강내에 청정도를 나빠지게한다. 따라서, 상한이 0.06% 로 설정되었다. 탈산이 Ti 또는 Si로 성취될 수 있기 때문에, Al은 언제나 필요한 것은 아니다.

질소(N)는 TiN을 형성하고, 슬라브의 재가열시 오스테나이트 입자 및 HAZ의 오스테나이트의 입자의 조대화를 억제하고, 모재 강 및 HAZ의 저온 인성을 향상시킨다. 상기 목적을 위한 최소 필요 양은 0.001% 이다. 그러나, 만약 N 함량이 너무 많으면, 슬라브상의 표면 크랙, 고용 N으로서 HAZ 인성의 악화 및 B의 경화능 향상 효과의 저하를 발생시킬 것이다. 따라서, 그의 상한이 0.006%로 제어되어야 한다.

추가로, 본 발명에서 불순물 성분으로써 P 및 S의 양이 각각 0.015% 이하 및 0.003% 이하로 제한되었다. 상기는 주로 모재 강 및 HAZ의 저온 인성을 더욱 개선시키기 위한 것이다. P 함량의 감소는 연속 주조 슬라브의 중심 편석을 감소시키고, 입계 크랙을 방지하고 저온 인성을 개선한다. S 함량의 감소는 열간 압연시 신장된 MnS를 감소시키고, 연성과 인성을 개선한다.

다음, V, Cu, Cr, Ca, REM 및 Mg의 첨가 목적이 설명될 것이다.

기본 성분에 상기 성분들을 첨가한 주요 목적은 본 발명의 우수한 특징들의 악화없이 제조될 수 있는 강 재료의 크기를 확장하고 강도와 인성을 개선하기 위한 것이다. 따라서, 상기 성분들의 첨가량은 당연히 제한되어야 한다.

바나듐(V)은 실질적으로 Nb와 동등한 효과를 가지지만, 그의 효과는 Nb와 비교하여 약하다. 그러나, V 첨가 효과는 초고강도 강에서 크고, V과 Nb의 혼합 효과는 더욱 현저하게 본 발명의 특징을 우수하게 만든다. 0.10% 까지의 상한이 HAZ 및 현장 용접성의 양상으로부터 허용가능하며, 특히 바람직한 범위가 0.03 내지 0.08% 로 설정되었다.

구리(Cu)는 모재 강 및 용접 부의 강도를 증가시키지만, 만약 그의 함량이 너무 많으면, 현장 용접성뿐만아니라 HAZ 인성이 극도로 악화된다. 따라서, Cu 함량의 상한이 1.0%로 설정되었다.

크롬(Cr)은 모재 강과 용접 부의 강도를 증가시키지만, 만약 그의 함량이 너부 많으면, 현장 용접성뿐만아니라 HAZ 인성이 극도로 열화된다. 따라서, Cr 함량의 상한이 0.8% 로 설정되었다.

칼슘(Ca) 및 REM은 황화물(MnS)의 형태를 제어하고 저온 인성을 개선한다 (샤피 충격 시험에서 흡수 에너지 증가 등). Ca 및 REM이 0.006% 및 0.02%를 초과하는 양으로 첨가될 때, 각각 CaO-CaS 또는 REM-CaS의 많은 양이 형성되고, 그들은 거대한 클러스터 및 큰 개재물들을 초래하여 강의 청정도를 해칠뿐만아니라 현장 용접성에 악영향을 미친다. 따라서, 상한이 0.006%의 Ca 및 0.02%의 REM으로 설정되었다. 부수적으로, 특히 초고강도 라인 파이프에서, 각각 0.001% 이하 및 0.002% 이하로 S 및 O의 함량을 감소시키고, 관계식 0.5 ≤ ESSP ≤ 10.0 (여기에서 ESSP = (Ca) [1-124(0)]/1.25S)을 만족하기 위해서 특히 그들의 함량을 조절하는 것이 효율적이다.

마그네슘(Mg)은 미세하게 분포된 산화물을 형성하고, 용접 열영향부의 입자들의 조대화를 억제하고 저온 인성을 개선한다. 만약, 상기 함량이 0.006%를 초과한다면, 반대로, 조대한 산화물들이 형성되고 인성이 악화된다.

상기 기술된 개개의 성분들의 제한외에, 관계식 1.9 ≤ P ≤ 4.0이 바람직하게 만족된다면, 여기에서 P는,

B ≥ 3 ppm, β = 1일 때, B < 3 ppm, β = 0일 때를 조건부로

P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni+Cu) + (1+β)Mo - 1 + β에 의해 제공된다. 상기는 강도와 저온 인성사이에 계획된 균형을 성취하는 것을 나타내었다. P 값의 하한이 1.9로 설정된 이유는 900MPa 이상의 고강도와 우수한 저온 인성을 얻기 위한 것이다. P값의 상한은 우수한 HAZ 인성 및 현장 용접성을 보유하기 위해서 4.0으로 설정되었다.

심지어 강이 상기에 기술된 화학성분을 함유할 때, 바람직한 특성들은 주상인 마르텐사이트 + 베이나이트를 구성한 조직을 제공하는 적절한 제조 조건을 사용하지 않는한 얻어질 수 없다. 주상인 미세한 마르텐사이트로 이루어진 조직을 얻는 주요 방법은 강판 두께의 방향에서 평평한 오스테나이트 입자들을 형성하기 위한 미재결정 온도의 범위에서 재결정 입자들을 열간 가공하는 단계와, 페라이트 형성이 억제되는 임계 냉각속도보다 높은 냉각 속도로 강판을 냉각하는 단계를 포함한다.

바람직한 제조방법은 950 내지 1250℃로 본 발명의 화학성분을 가진 슬라브를 재가열하는 단계와, 700 내지 950℃에서 증가하는 압하 비율이 50%이상으로 도달하도록 700℃보다 높은 강 재료의 온도에서 슬라브를 압연하는 단계와, 10℃/sec 이상의 냉각속도로 550℃이하로 강판을 냉각하는 단계를 포함한다. 필요할 때마다 A_c1변태점보다 낮은 온도에서 템퍼링이 실행되었다.

그렇게 제조된 강판은 그 후 파이프 형상으로 성형되었고, 그의 심부는 강 파이프를 형성하기 위해 아크 용접되었다.

다음, 용접 금속의 성분 억제 이유가 설명될 것이다.

C 함량이 0.04 내지 0.14%로 제한되었다. 탄소(C)는 강의 강도를 향상시키기 위해 매우 효율적이고, 0.04% 이상이 마르텐사이트 조직으로 목표 강도를 얻기 위해 필수적이다. 그러나, 만약 C 함량이 너무 많으면, 저온 용접 크랙이 너무 쉽게 발생하고, 현장 용접부 및 심 용접부가 서로 교차하는 소위 "T 교차"부에서 HAZ의 최대 경도는 증가한다. 따라서, 상한을 0.14%, 바람직하게 0.10%로 설정하였다.

실리콘(Si)의 0.05% 이상이 기공(blow hole)을 방지하기 위해 필요하지만, 만약 Si 함량이 너무 많으면, 저온 인성은 극히 열화된다. 따라서, 상한이 0.6%로 설정되었다. 특히 내외면 용접 및 다층 용접이 실행될 때, 많은 Si 함량은 재 가열부의 저온 인성을 악화시킨다.

망간(Mn)은 우수한 강도와 저온 인성사이의 균형을 확보하기 위한 필수불가결한 성분으로 그의 하한이 1.2%로 설정되었다. 그러나, 만약 Mn 함량이 너무 많으면 편석이 촉진된다. 결과적으로, 저온 인성이 악화될 뿐만아니라 용접 재료의 제조가 어렵게된다. 따라서, 그의 상한이 2.2%로 설정되었다.

Ni 첨가의 목적은 경화능의 개선을 통해 강도를 확보하고, 더욱 저온 인성을 개선하기 위한 것이다. 만약 Ni 함량이 1.3%이하이면, 바람직한 강도 및 저온 인성이 쉽게 얻어질 수 없다. 한편, 만약 Ni 함량이 너무 많으면, 열간 크랙이 매우 쉽게 발생된다. 따라서, 그의 상한이 3.2%로 설정되었다.

Cr, Mo 및 V의 효과의 차이점을 엄밀히 구별할 수 없지만, 이러한 성분들은 모두 경화능을 증가시키므로써 높은 강도를 얻기 위해 첨가되었다. 상기 효과는 Cr+Mo+V이 1.2% 이하이면 충분하지 않지만, 한편으로 상기 성분들을 과도하게 첨가하는 것은 저온 크랙의 위험을 증가한다. 따라서, 그의 상한이 2.5%로 설정되었다.

적은 양의 B의 첨가는 경화능을 개선시키고 용접 금속의 저온 인성을 개선하는데 효율적이다. 그러나, 반대로, 만약 B 함량이 너무 많으면, 저온 인성은 떨어진다. 따라서, 그의 상한이 0.005%로 설정되었다.

종종 용접 금속은 용접시 우수한 조질 및 고용강화를 확보하기 위해 필요할 때마다 첨가된 Ti, Al, Zr, Nb, Mg 등과 같은 성분들을 함유하고, 용접 금속의 잔부는 철 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 부수적으로, P 및 S 함량은 저온 인성의 악화를 방지하고 저온 크랙 감수성을 감소시키기 위해 바람직하게 적어야 한다.

본 발명에서 의도된 라인 파이프의 크기는 일반적으로 약 450 내지 1500mm의 직경과 10 내지 40mm의 두께를 가진다. 그러한 크기를 가진 강 파이프를 효율적으로 제조하는 방법은 이미 성립되었다. 상기 방법은 강판을 U 형상 및 그 후 U 형상과 O 형상으로 성형하는 단계에서 O 형상으로 성형을 이루는 단계와, 일시적으로 심 부를 용접하는 단계와, 내외면에 서브머지드 아크 용접을 행하는 단계와, 그 후 제조된 강 파이프를 확장 및 교정하고 진원도(眞圓度)를 높이는 단계를 포함하는 제조방법을 확립하였다.

서브머지드 아크 용접은 바람직한 특성을 얻기 위한 용접 금속 조성 성분을 얻기 위해서 모재 금속의 높은 비율의 희석도를 포함하는 용접방법으로 모재 금속의 희석도를 고려하여 용접 재료를 선택할 필요가 있다.

다음에, 용접 와이어의 화학성분 규제의 이유가 설명될 것이지만, 상기 용접 방법은 근본적으로 청구항 1에 기재된 초고강도 라인 파이프를 실현할 수 있는 제조방법이다.

C는 용접 금속에 필요한 C 량의 범위를 얻기 위해서, 모재 금속 성분에 따라 희석도 및 분위기를 형성하는 것으로부터 C 혼입을 고려하여 0.01 내지 0.12%로 제한되었다.

Si는 용접 금속에 필요한 Si 량의 범위를 얻기 위해서, 모재 금속 성분에 따라 희석도를 고려하여 0.3% 이하로 제한되었다.

Mn은 용접 금속에 필요한 Mn 량의 범위를 얻기 위해서, 모재 금속 성분에 따라 희석도를 고려하여 1.2 내지 2.4%로 제한되었다.

Ni는 용접 금속에 필요한 Ni 량의 범위를 얻기 위해서, 모재 금속 성분에 따라 희석도를 고려하여 4.0 내지 8.5%로 제한되었다.

Cr+Mo+V는 용접 금속에 필요한 Cr+Mo+V 량의 범위를 얻기 위해서, 그의 범위는 모재 금속 성분에 따라 희석도를 고려하여 3.0 내지 5.0%로 제한되었다.

그 외 P 및 S와 같은 불순물들의 함량은 가능한한 적은 것이 바람직하고, B는 강도를 확보하기 위해서 첨가될 수 있다. 추가로, Ti, Al, Zr, Nb, Mg 등은 탈산을 목적으로 사용될 수 있다.

용접은 단일 전극뿐만아니라 많은 전극을 사용하므로써 실행될 수 있다. 용접이 많은 전극을 사용하므로써 이루어질 때, 다양한 와이어들은 결합한 상태로 사용될 수 있고, 개별 와이어들은 상기 기술된 성분 범위내로 떨어질 필요가 없지만, 각각 와이어 성분 및 소모 양으로부터 계산된 주요 성분은 성분 범위내로 떨어져야 한다.

서브머지드 아크 용접을 위해 사용된 용제는 소결된 용제 및 용융된 용제 상태로 폭 넓게 분류될 수 있다. 상기 소결된 용제는 합금 재료가 첨가될 수 있고 확산 가능한 수소의 양이 적은 장점을 가지지만, 이것은 파우다가 되기 쉽고 그의 사용의 반복이 어려운 문제를 포함한다. 한편, 용융된 용제는 글라스 파우다형이고, 높은 입자 강도를 가지며 쉽게 흡습이 되지 않은 장점을 가지지만, 확산 가능한 수소의 양이 상당히 높은 문제를 포함한다. 본 발명에서와 같은 초고강도 강의 경우에서, 저온 용접 크랙은 쉽게 발생하고 상기 양상을 형성하는 소결된 용제가 바람직할 수 있다. 한편, 반복하여 사용되고 회수될 수 있는 용융된 용제는 다량 제조를 위해 적당하며 그의 비용이 낮은 이점이 있다. 소성형에서는 비용이 높고, 용융형에서는 엄격한 품질관리의 필요성이 문제로 되지만, 공업적으로 처리가능한 범위에 있고, 어떤 것이라도 본질적으로 사용가능하게 된다.

용접 조건에 대해서는 기술적으로 충분히 확립되었지만, 바람직한 범위는 다음과 같다. 모재 금속의 희석율은 용접 조건, 특히 용접 입열에 따라 변한다. 일반적으로, 입열이 높을 수록 모재 금속의 희석율은 높게된다. 그러나, 속도가 다른 조건에서는 입열을 높게하여도 모재 금속의 희석율은 높게 되지 않는다. 양면을 1 패스 용접에서 충분한 용접 용입을 확보하기 위해서는, 용접 속도가 용접 입열 증가와 함께 어떤 수준보다 높은 수준으로 설정되어야 하고, 따라서 1 내지 3m/min의 용접 속도가 적절한 범위이다.

1m/min 이하의 용접 속도는 라인 파이프의 심 용접으로서는 비효율적이고, 3m/min을 초과한 높은 속도 용접 속도는 적절한 비드 형상을 제공할 수 없다. 입열은 18mm 두께 판들 경우에서 2.5 내지 5.0 KJ/mm의 범위내가 바람직하다. 만약 입열이 너무 적다면, 충분한 용접 용입이 얻어질 수 없고, 반대로, 만약 너무 많은 입열이 적용된다면, 열 영향부의 연화가 크게되어 인성이 저하된다.

진원도는 심 용접 후 파이프 확장을 통해 개선된다. 양호한 원형을 성취하기 위해서, 상기는 본 발명에서 처럼 약 0.7% 이상의 확장 비율(파이프 확장 비율 = (파이프 확장후 원주 - 파이프 확장전 원주)/ 파이프 확장전 원주)인 초고강도 강의 경우에서 소성 영역까지 변형을 견디는 강판이 되는 것이 요구된다. 파이프 확장이 2%를 초과하는 수준으로 실행될 때, 인성의 악화는 모재 금속 및 용접 부의 소성 변형으로 인하여 크게된다. 따라서, 파이프 확장 비율은 바람직하게 0.7 내지 2% 이하이다.

만약 초고강도 강 파이프의 형상이 U 형상과 O 형상으로 성형된 후 양호하지 않다면, 변형은 파이프 확장시 심 용접 열영향부의 연화된 영역위에 국부적으로 집중되어, 인성의 극렬한 악화를 초래하고, 약간의 경우에서는 크랙을 유발한다. 만약 변형이 매우 집중하기 쉬운 내면 측에서 용접 금속의 강도가 낮다면, 연화 영역위의 응력 집중은 완화될 것이다. 파이프 확장에 의한 소성 변형으로 인하여, 강도는 가공경화로 인해 파이프 확장 후 증가하지만, 만약 용접 금속의 강도가 너무 낮다면, 용접 금속 파괴는 파이프 확장 후 강 파이프의 용접 결합 인장에 의해 야기된다. 따라서, 내면 측의 용접 금속 인장강도 하한은 강판의 인장강도 - 200MPa의 범위로 제한된다.

실시예 1

다음에, 본 발명이 구체적으로 설명될 것이다.

표 1에 나타내어진 화학성분을 가진 강들은 연속 주조 슬라브로 제조되기 위해 300톤 전로에서 용융되었다. 1100℃로 재가열된 후 각 슬라브는 재결정 영역에서 압연된 후 두께가 18mm로 될 때 까지 900 내지 750℃에서 80%의 누적 압하율로 되는 제어압연이 행해졌다. 얻어진 강판은 수냉 정지 온도가 400 내지 500℃로 도달되도록 물로 냉각되었다. 본 발명의 범위내로 첨가한 화학성분을 가진 강 A, B, C 및 D의 강도는 목표 범위내에 있고, 높은 저온 인성(샤피 시험에서 -40℃의 흡수 에너지)을 가진다. 한편, 많은 C 량을 가지고 Ni이 첨가되지 않은 강 E는 목표 범위내의 강도를 나타내었지만, 그의 저온 인성은 낮았다. 상기 방법을 통해 제조된 강판은 U 형상과 O 형상으로 성형하는 장치에서 파이프 형상으로 성형되었다. 일시적으로 용접된 후, 각 강판은 표 2에서 나타낸 용접 와이어를 사용하여 1.5m/min 및 3.5kJ/mm인 세 개의 전극의 용접 조건하에 내외면이 일 패스 서브머지드 아크 용접에 의해 용접되었다. 그 후 파이프 확장은 1%의 파이프 확장 비율로 실행되었다. 표 2에 나타낸 것 처럼, 본 발명의 실시예 1 내지 6은 용접 비드가 만족스럽게 제공되었고, 용접 금속의 화학성분은 청구항들의 범위내에 있고, 또한 강도도 적절하였다. 비교예 7 및 8의 강판들은 본 발명의 범위내에 있지만 와이어 성분이 본 발명의 범위 밖에 있어서 7번에서는 강도가 낮고 8번에서는 저온 크랙이 발생되었다. 상기 이유 때문에, 인장시험은 상기 실시예들로 실행되지 않았다. 9번에서, 용접 와이어는 본 발명의 범위내에 있지만 강판은 본 발명의 범위를 벗어나 있다. 강 파이프 특성의 평가 결과가 표 3에 나타내어졌다. 본 발명의 범위내에 모재 금속 부 모두는 우수한 기계적 특성을 가진다. 심 용접 부가 본 발명의 범위내에 있을 때, 우수한 특성이 얻어졌지만, 그러나 용접 금속 파괴 및 저온 용접 크랙이 비교예 7에서 결합 인장시험에 의해 발생되었고, 용접 금속의 인성은 비교예 8에서 낮았다. 따라서, 상기 두 개의 강 파이프들은 라인 파이프의 요구된 특성을 만족시키는데 실패하였다.

상기한 바와 같이, 본 발명은 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프를 실현가능하게 제공하는 것으로, 장거리 파이프라인의 설비 비용을 감소하고, 전 세계적으로 에너지 문제의 해결책에 크게 공헌하였다.

Claims

중량 퍼센트(wt%)로

C : 0.04 내지 0.10%,

Si : 0.6% 이하,

Mn : 1.7 내지 2.5%,

P : 0.015% 이하,

S : 0.003% 이하,

Ni : 0.1 내지 1,0%,

Mo : 0.15 내지 0.60%,

Nb : 0.01 내지 0.10%

Ti : 0.005 내지 0.030%,

Al : 0.06% 이하와,

다음의,

B : 0.0020% 이하,

N : 0.001 내지 0.006%,

V : 0.10% 이하,

Cu : 1.0% 이하,

Cr : 0.8% 이하,

Ca : 0.006% 이하,

REM : 0.02% 이하,

Mg : 0.006% 이하의 성분들 중에서 선택된 하나 이상과 철 및 불가피한 불순물의 잔부를 포함하는 모재 강판과,

중량 퍼센트(wt%)로

C : 0.04 내지 0.14%,

Si : 0.05 내지 0.40%,

Mn : 1.2 내지 2.2%,

P : 0.010% 이하,

S : 0.010% 이하,

Ni : 1.3 내지 3.2%,

Cr+Mo+V : 1.2 내지 2.5%,

B : 0.005% 이하와,

철 및 불가피한 불순물의 잔부를 포함하는 서브머지드 아크 용접 금속을 포함하여, 상기 모재 강판을 U 형상과 O 형상으로 성형하고 심 부(seam portion)의 내외 표면에 용접 금속을 적용하여 서브머지드 아크 용접을 수행하고,

Fe를 주성분으로 하며, 중량 퍼센트(wt%)로, 0.01 내지 0.12%의 C, 0.3% 이하의 Si, 1.2 내지 2.4%의 Mn, 4.0 내지 8.5%의 Ni 및 3.0 내지 5.0%의 Cr+Mo+V를 함유한 용접 와이어와 소결된 용제 또는 용융된 용제를 사용하여 제조된 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프(line pipe)로서,

상기 용접 금속의 Ni 량은 강판의 Ni 량보다 1% 이상 많고, 강 파이프의 모재 강판부 원주 방향의 인장강도는 900 내지 1000 MPa 이고, 심(seam) 부를 용접하기 위해 사용된 용접 금속의 평균 인장강도는 강판의 인장강도 - 100MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프.
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제 1 항에 따른 초고강도 라인 파이프를 제조하기 위한 방법으로서,

인장강도가 900 내지 1100MPa인 강판을 U 형상 공정 및 O 형상 공정을 통해 파이프 형상으로 성형하는 단계와,

용접 와이어를 사용하여 서브머지드 아크 용접으로 내외면을 심(seam) 부 용접하는 단계와,

제조된 강 파이프를 확장하는 단계로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 초고강도 라인 파이프 제조방법.
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