KR102119561B1

KR102119561B1 - 구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법 및, 구조관

Info

Publication number: KR102119561B1
Application number: KR1020177029967A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 오타; 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 시게루 엔도
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-26
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2020-06-05
Anticipated expiration: 2036-03-25
Also published as: CA2980247C; JPWO2016152170A1; US11555233B2; EP3276024A1; CN107406946A; CA2980247A1; KR20170128570A; CN107406946B; EP3276024B1; US20180320257A9; JP6256652B2; EP3276024A4; RU2677554C1; WO2016152170A1; US20180105907A1

Abstract

API X80 그레이드 이상, 판두께 38㎜ 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향에 있어서의 강도와 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수한 구조관용 후육 강판을 제공한다.
특정의 성분 조성을 갖고, 페라이트와 베이나이트의 2상 조직으로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율이 50％ 미만이고, 또한, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립이 페라이트 전체에 대하여 80％ 이상의 면적 분율을 차지하는, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직을 갖고, 인장 강도가 620㎫ 이상, 판두께 중심부의 －20℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_－20℃가 100J 이상인 강판인 구조관용 후육 강판이다.

Description

구조관용 후육 강판, 구조관용 후육 강판의 제조 방법 및, 구조관{THICK STEEL PLATE FOR STRUCTURAL PIPES OR TUBES, METHOD OF PRODUCING THICK STEEL PLATE FOR STRUCTURAL PIPES OR TUBES, AND STRUCTURAL PIPES AND TUBES}

본 발명은, 구조관용 후육 강판에 관한 것으로, 특히, 본 발명은, API X80 그레이드 이상의 강도를 가짐과 함께, 판두께 38㎜ 이상에 있어서도 판두께 중심부의 샤르피 특성(Charpy properties)이 우수한 구조관용 후육 강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은, 상기 구조관용 후육 강판의 제조 방법 및, 상기 구조관용 후육 강판을 이용하여 제조되는 구조관에 관한 것이다.

해저 자원 굴삭선 등에 의한 석유나 가스의 굴삭에 있어서는, 컨덕터 케이싱 강관(conductor casing steel pipes or tubes)이나 라이저(riser) 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 후육 강관에 대한 요구가 높아지고 있다.

또한, 전술과 같은 구조관은, 합금 원소량이 매우 많은 단조품(예를 들면 커넥터 등)을 원주 용접(girth welding)하여 이용되는 경우가 많다. 용접을 행한 경우에는, 용접에 기인하는 단조품의 잔류 응력 제거를 목적으로 하여 PWHT(Post Weld Heat Treatment, 용접 후 열 처리)가 실시되지만, 열 처리에 의해 강도 등의 기계적 특성의 저하가 우려된다. 그 때문에, 구조관에는, PWHT 후에 있어서도 우수한 기계적 특성, 특히 굴삭시의 해저에서의 외압에 의한 파괴 방지를 위해, 관의 길이 방향, 즉 압연 방향으로 높은 강도를 유지하고 있는 것이 요구된다.

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

또한, 특허문헌 2에서는, 용접 강관에 있어서, 모재부와 용접 금속의 성분 조성을 각각 특정의 범위로 함과 함께, 양자의 항복 강도를 551㎫ 이상으로 한 것이 제안되어 있다. 특허문헌 2에는, 상기 용접 강관이, 용접부에 있어서의 SR 전후의 인성이 우수한 것이 기재되어 있다.

일본공개특허공보 평11-50188호 일본공개특허공보 2001-158939호

그러나, 특허문헌 1에 기재된 강판에서는, PWHT시에 Cr 탄화물을 석출시킴으로써 PWHT에 의한 강도 저하를 보충하고 있기 때문에, 다량의 Cr을 첨가할 필요가 있다. 그 때문에, 소재 비용이 높은 것에 더하여, 용접성이나 인성의 저하가 우려된다.

또한, 특허문헌 2에 기재된 강관은, 시임 용접 금속(seam weld metal)의 특성 개선을 주안에 두고 있고, 모재에 대해서는 특별한 배려가 이루어져 있지 않아, PWHT에 의한 모재 강도의 저하를 피할 수 없다. 모재 강도를 확보하기 위해서는, 제어 압연이나 가속 냉각에 의해 PWHT 전의 강도를 높여 둘 필요가 있다.

본 발명은, 상기의 실정을 감안하여 이루어진 것으로, API X80 그레이드 이상, 판두께 38㎜ 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향에 대하여 수직 방향에 있어서의 강도와 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수한 구조관용 후육 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은, 상기 구조관용 후육 강판의 제조 방법 및, 상기 구조관용 후육 강판을 이용하여 제조된 구조관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 판두께 38㎜ 이상의 후육 강판에 있어서, 판두께 중심부의 샤르피 특성과 강도를 양립시키기 위해, 압연 조건이 강판의 마이크로 조직에 미치는 영향에 대해서 상세한 검토를 행했다. 일반적으로 용접 강관용의 강판이나 용접 구조용의 강판은 용접성의 관점에서 화학 성분이 엄격하게 제한되기 때문에, X65 그레이드 이상의 고강도 강판은 열간 압연 후에 가속 냉각하여 제조되고 있다. 그 때문에, 강판의 마이크로 조직은 베이나이트 주체이거나, 베이나이트 중에 섬 형상 마르텐사이트(Martensite-Austenite constituent, 약칭하여, MA라고도 칭함)를 포함한 조직이 되지만, 판두께가 증가할수록, 판두께 중심부의 샤르피 특성의 저하는 피할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은, 우수한 판두께 중심부의 샤르피 특성이 얻어지는 마이크로 조직에 관해서 예의 연구를 행한 결과, 다음의 (a) 및 (b)의 인식을 얻었다.

(a) 판두께 중심부의 샤르피 특성 향상에는, 강의 마이크로 조직의 미세화가 유효하고, 그를 위해서는 미(未)재결정역에서의 누적 압하율을 높게 할 필요가 있다.

(b) 한편, 냉각 개시 온도가 지나치게 낮아져 버리면, 페라이트 면적 분율이 50％ 이상으로 증가하여 강도가 저하한다. 그 때문에, 냉각 개시 온도는 높게 할 필요가 있다.

이상의 인식에 기초하여, 강의 성분 조성과 마이크로 조직 및 제조 조건에 대해서 상세한 검토를 행하여, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은, 다음과 같다.

1. 구조관용 후육 강판으로서,

질량％로,

C: 0.030∼0.100％,

Si: 0.01∼0.50％,

Mn: 1.50∼2.50％,

Al: 0.080％ 이하,

Mo: 0.05∼0.50％,

Ti: 0.005∼0.025％,

Nb: 0.005∼0.080％,

N: 0.001∼0.010％,

O: 0.0050％ 이하,

P: 0.010％ 이하 및,

S: 0.0010％ 이하를 함유하고,

잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한

하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq가 0.42 이상인 성분 조성을 갖고,

페라이트와 베이나이트의 2상 조직으로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율이 50％ 미만이고, 또한, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립이 페라이트 전체에 대하여 80％ 이상의 면적 분율을 차지하는, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직을 갖고,

인장 강도가 620㎫ 이상, 판두께 중심부의 －20℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_－20℃가 100J 이상인, 구조관용 후육 강판.

　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　기

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

(여기에서, (1)식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％로 표시한 값을 나타내고, 당해 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0으로 함)

2. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％로,

V: 0.005∼0.100％를 함유하는, 상기 1에 기재된 구조관용 후육 강판.

3. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％로,

Cu: 0.50％ 이하,

Ni: 0.50％ 이하,

Cr: 0.50％ 이하,

Ca: 0.0005∼0.0035％,

REM: 0.0005∼0.0100％ 및,

B: 0.0020％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 1 또는 2에 기재된 구조관용 후육 강판.

4. 상기 1∼3 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도: 1100∼1300℃까지 가열하는 가열 공정과,

상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를, 800℃ 이하에서의 누적 압하율: 70％ 이상의 조건으로 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도: 650℃ 이상, 냉각 종료 온도: 400℃ 미만, 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 가속 냉각하는 가속 냉각 공정을, 적어도 갖는, 구조관용 후육 강판의 제조 방법.

5. 상기 가속 냉각 공정의 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 400∼550℃까지 재가열을 행하는 재가열 공정을 추가로 갖는, 상기 4에 기재된 구조관용 후육 강판의 제조 방법.

6. 상기 1∼3 중 어느 하나에 기재된 구조관용 후육 강판으로 이루어지는 구조관.

7. 상기 1∼3 중 어느 하나에 기재된 강판을 길이 방향으로 통 형상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면으로부터 모두 적어도 1층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.

본 발명에 의하면, API X80 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향의 고강도를 가지면서 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수한 구조관용 후육 강판 및 상기 구조관용 후육 강판을 이용한 구조관을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명에 있어서 「후육」이란, 판두께가 38㎜ 이상인 것을 의미한다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

[성분 조성]

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

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

C: 0.030∼0.100％

C는, 강의 강도를 증가시키는 원소로서, 소망하는 조직을 얻고, 소망하는 강도, 인성으로 하기 위해서는, C 함유량을 0.030％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.100％를 초과하면 용접성이 열화하여, 용접 균열(weld cracking)이 발생하기 쉬워짐과 함께, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하한다. 그 때문에, C 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 또한, C 함유량은, 0.050∼0.080％로 하는 것이 바람직하다.

Si: 0.01∼0.50％

Si는, 탈산재로서 작용하고, 추가로 고용 강화에 의해 강재의 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Si 함유량을 0.01％ 이상으로 한다. 한편, Si 함유량이 0.50％를 초과하면, HAZ 인성이 현저하게 열화한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 또한, Si 함유량은 0.05∼0.20％로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.50∼2.50％

Mn은, 강의 퀀칭성(hardenability)을 높임과 함께, 강도와 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 1.50％ 이상으로 한다. 한편, Mn 함유량이 2.50％를 초과하면 용접성이 열화할 우려가 있다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.50％ 이하로 한다. 또한, Mn 함유량은 1.80％∼2.00％로 하는 것이 바람직하다.

Al: 0.080％ 이하

Al은, 제강시의 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.

Mo: 0.05∼0.50％

Mo는, 본 발명에 있어서 특히 중요한 원소로서, 열간 압연 후의 냉각시에 있어서의 펄라이트 변태를 억제하면서, Ti, Nb, V와 미세한 복합 탄화물을 형성하여 강판의 강도를 크게 상승시키는 기능을 갖고 있다. 상기 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.05％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면 용접 열 영향부(Heat-Affected Zone, HAZ) 인성의 저하를 초래하기 때문에, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 한다.

Ti: 0.005∼0.025％

Ti는, Mo와 동일하게 본 발명에 있어서 특히 중요한 원소로서, Mo와 복합 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 크게 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Ti 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. 한편, 0.025％를 초과하는 첨가는 HAZ 인성 및 모재 인성의 열화를 초래한다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.025％ 이하로 한다.

Nb: 0.005∼0.080％

Nb는, 조직의 미세립화에 의해 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Mo와 함께 복합 석출물을 형성하여, 강도 향상에 기여한다. 상기 효과를 얻기 위해, Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. 한편, Nb 함유량이 0.080％를 초과하면 HAZ 인성이 열화한다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.080％ 이하로 한다.

N: 0.001∼0.010％

N은, 통상, 불가피 불순물로서 강 중에 존재하고, Ti가 존재하고 있으면 TiN을 형성한다. TiN에 의한 피닝 효과(pinning effect)에 의해 오스테나이트립의 조대화(coarsening)를 억제하기 위해, N 함유량은 0.001％ 이상으로 한다. 그러나, TiN은, 용접부, 특히 용접 본드 근방에서 1450℃ 이상으로 가열된 영역에 있어서 분해하여, 고용(sloute) N을 생성한다. 그 때문에, N 함유량이 지나치게 높으면, 상기 고용 N의 생성에 기인하는 인성의 저하가 현저해진다. 그 때문에, N 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 또한, N 함유량은 0.002∼0.005％로 하는 것이 보다 바람직하다.

O: 0.0050％ 이하, P: 0.010％ 이하, S: 0.0010％ 이하

본 발명에 있어서, O, P 및, S는 불가피 불순물로서, 이들 원소의 함유량의 상한을 다음과 같이 규정한다. O는, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 산소계 개재물을 형성한다. 상기 개재물의 영향을 억제하기 위해, O 함유량은 0.0050％ 이하로 한다. 또한, P는, 중심 편석하여 모재의 인성을 저하시키는 성질을 갖기 때문에, P 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, P 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 또한, S는 MnS계 개재물을 형성하여 모재의 인성을 저하시키는 성질을 갖고 있기 때문에, S 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, S 함유량은 0.0010％ 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. 또한, 과도하게 함유량을 저하시키면 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, O 함유량은 0.0005％ 이상, P 함유량은 0.001％ 이상, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 구조관용 후육 강판은, 상기 원소에 더하여, V: 0.005∼0.100％를, 추가로 함유할 수도 있다.

V: 0.005∼0.100％

V는, Nb와 동일하게 Mo와 함께 복합 석출물을 형성하여, 강도 상승에 기여한다. V를 첨가하는 경우, 상기 효과를 얻기 위해 V 함유량을 0.005％ 이상으로 한다. 한편, V 함유량이 0.100％를 초과하면 HAZ 인성이 저하하기 때문에, V를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.100％ 이하로 한다.

또한, 본 발명의 구조관용 후육 강판은, 상기 원소에 더하여, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0035％, REM: 0.0005∼0.0100％ 및, B: 0.0020％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을, 추가로 함유할 수도 있다.

Cu: 0.50％ 이하

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

Ni: 0.50％ 이하

Ni는, 인성의 개선과 강도의 향상에 유효한 원소이지만, 첨가량이 지나치게 많으면 내 PWHT 특성(resistance to PWHT)이 저하한다. 그 때문에, Ni를 첨가하는 경우, Ni 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 또한, Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ni를 첨가하는 경우는 Ni 함유량을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.50％ 이하

Cr은, Mn과 동일하게 저(low) C에서도 충분한 강도를 얻기 위해 유효한 원소이지만, 과잉의 첨가는 용접성을 저하시킨다. 그 때문에, Cr을 첨가하는 경우, Cr 함유량을 0.50％ 이하로 한다. 또한, Cr 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cr을 첨가하는 경우는 Cr 함유량을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0005∼0.0035％

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

REM: 0.0005∼0.0100％

REM(희토류 금속)은, Ca와 동일하게 강 중의 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 인성 향상에 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, REM을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0005％ 이상으로 한다. 한편, 0.0100％를 초과하여 첨가해도 효과가 포화하고, 오히려, 강의 청정도의 저하에 의해 인성을 저하시키기 때문에, REM을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.0100％ 이하로 한다.

B: 0.0020％ 이하

B는, 오스테나이트 입계에 편석하고, 페라이트 변태를 억제함으로써, 특히 HAZ의 강도 저하 방지에 기여한다. 그러나, 0.0020％를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화하기 때문에, B를 첨가하는 경우, B 함유량은 0.0020％ 이하로 한다. 또한, B 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, B를 첨가하는 경우는 B 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

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

본 발명에 있어서는, 강에 포함되는 원소가 각각 상기 조건을 충족시키는 것에 더하여, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq를 0.42 이상으로 하는 것이 중요하다.

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

상기 C_eq는, 강에 첨가되는 원소의 영향을 탄소량으로 환산하여 나타낸 것으로, 모재 강도와 상관이 있기 때문에, 강도의 지표로서 일반적으로 이용된다. 본 발명에서는, API X80 그레이드 이상의 높은 강도를 얻기 위해, C_eq를 0.42 이상으로 한다. 또한, C_eq는 0.43 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C_eq의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.50 이하로 하는 것이 바람직하다.

[판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직］

다음으로, 본 발명에 있어서의 강의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명에 있어서는, 강판이, 페라이트와 베이나이트의 2상 조직으로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율이 50％ 미만이고, 또한, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립이 페라이트 전체에 대하여 80％ 이상의 면적 분율을 차지하는, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직을 갖는 것이 중요하다. 마이크로 조직을 이와 같이 제어함으로써, API X80 그레이드의 고강도를 달성하면서, 판두께 중심부에서의 샤르피 특성을 확보하는 것이 가능하다. 또한, 본 발명이 대상으로 하는, 판두께 38㎜ 이상의 후육 강판에 있어서는, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직이 상기 조건을 충족시키고 있으면, 강판의 판두께 방향의 거의 전역에 있어서 상기 조건을 충족시키는 마이크로 조직을 갖게 되어, 본원의 효과를 발현할 수 있다.

여기에서, 「페라이트와 베이나이트의 2상 조직」이란, 실질적으로 페라이트와 베이나이트만으로 이루어지는 조직을 의미하지만, 본 발명의 작용·효과를 해치지 않는 한에 있어서, 다른 조직을 함유하는 것도 본 발명의 범위에 포함된다. 구체적으로는, 강의 마이크로 조직에 차지하는 페라이트와 베이나이트의 면적 분율의 합계가, 90％ 이상인 것이 바람직하고, 95％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 페라이트와 베이나이트의 면적 분율의 합계는 높은 쪽이 바람직하기 때문에, 상한은 특별히 한정되지 않고, 100％라도 좋다.

페라이트와 베이나이트 이외의 조직은 적을수록 좋지만, 페라이트와 베이나이트의 면적률이 충분히 높으면, 잔부의 조직의 영향은 거의 무시할 수 있기 때문에, 페라이트 및 베이나이트 이외의 조직의 1종 또는 2종 이상을, 합계 면적률로 10％ 이하 포함하는 것은 허용된다. 이들 페라이트 이외의 조직은, 합계 면적률로 5％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부 조직의 예로서는, 펄라이트, 시멘타이트, 마르텐사이트, 섬 형상 마르텐사이트 등을 들 수 있다.

또한, 판두께 중심에 있어서의 마이크로 조직에 차지하는 페라이트의 면적 분율은, 50％ 미만으로 할 필요가 있다. 페라이트의 면적 분율은, 40％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 페라이트의 면적 분율의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 5％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

추가로, 강판 판두께 중심부에서의 샤르피 특성을 확보하기 위해서는, 판두께 중심에 있어서, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립이 페라이트 전체에 대하여 80％ 이상의 면적 분율을 차지할 필요가 있다. 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립의 면적 분율은 높은 쪽이 바람직하기 때문에, 상한은 특별히 한정되지 않고, 100％라도 좋다.

또한, 페라이트와 베이나이트의 면적 분율 및 페라이트의 결정 입경은, 판두께 중심부(판두께의 1/2의 위치)로부터 채취한 시료를 경면 연마(mirror-polishing)하여, 나이탈(nital) 부식한 면에 대해서, 주사형 전자 현미경(배율 1000배)으로 랜덤으로 5시야 이상 관찰을 행하여 동정하면 좋다. 본 발명에 있어서, 결정 입경은, 원 상당 반경으로서 구한 값을 이용하는 것으로 한다.

[기계적 특성]

본 발명의 구조관용 후육 강판은, 인장 강도가 620㎫ 이상, 또한 판두께 중심부의 －20℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_－20℃가 100J 이상이라는 기계적 특성을 갖고 있다. 여기에서, 인장 강도 및 샤르피 흡수 에너지는, 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 또한, 인장 강도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, X80 그레이드라면 825㎫ 이하, X100 그레이드라면 990㎫ 이하이다. 동일하게 vE_－20℃의 상한도 특별히 한정되지 않지만, 통상은 500J 이하이다.

[강판의 제조 방법]

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해서 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 들면, 차분법(finite difference method)을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.

본 발명의 구조관용 후육 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 다음의 (1)∼(3)의 공정으로 순차적으로 처리함으로써 제조할 수 있다. 또한, 추가로 임의로 (4)의 공정을 행할 수도 있다.

(1) 상기 강 소재를 가열 온도: 1100∼1300℃까지 가열하는 가열 공정,

(2) 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를, 800℃ 이하에서의 누적 압하율: 70％ 이상의 조건으로 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(3) 상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도: 650℃ 이상, 냉각 종료 온도: 400℃ 미만, 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 가속 냉각하는 가속 냉각 공정 및,

(4) 상기 가속 냉각 공정의 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 400∼550℃까지 재가열을 행하는 재가열 공정.

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

[강 소재]

상기 강 소재는, 일반적인 방법에 따라서 용제할 수 있다. 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정되지 않지만, 연속 주조법에 의해 제조하는 것이 바람직하다.

[가열 공정]

상기 강 소재는, 압연에 앞서 가열된다. 그 때의 가열 온도는, 1100∼1300℃로 한다. 가열 온도를 1100℃ 이상으로 함으로써 강 소재 중의 탄화물을 고용하여, 목표로 하는 강도를 확보할 수 있다. 또한, 상기 가열 온도는, 1120℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트립이 조대화하여, 최종적인 강 조직도 조대화하여 인성이 열화하기 때문에, 가열 온도는 1300℃ 이하로 한다. 또한, 상기 가열 온도는, 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[열간 압연 공정]

다음으로, 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 압연한다. 그 때, 800℃ 이하에 있어서의 누적 압하율이 70％ 미만이면, 압연 후의 강판 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직을 최적화할 수 없어, 샤르피 특성을 확보할 수 없다. 그 때문에, 800℃ 이하에서의 누적 압하율을 70％ 이상으로 한다. 또한, 800℃ 이하에서의 누적 압하율의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 통상은, 90％ 이하이다. 압연 종료 온도는, 특별히 한정되지 않지만, 800℃ 이하에 있어서의 누적 압하율을 상기와 같이 확보하는 관점에서 780℃ 이하인 것이 바람직하고, 760℃ 이하인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 냉각 개시 온도를 후술과 같이 확보하는 관점에서, 압연 종료 온도를 700℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 720℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

[가속 냉각 공정]

열간 압연 공정 종료 후, 당해 열간 압연 공정에서 얻어진 강판을 가속 냉각한다. 그 때, 가속 냉각의 개시 온도가 650℃ 미만이면, 페라이트가 50％ 이상으로 증가하여, 강도 저하가 크다. 그 때문에, 냉각 개시 온도는 650℃ 이상으로 한다. 또한, 냉각 개시 온도는, 소정량의 페라이트 분율을 확보하는 관점에서 680℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉각 개시 온도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, 780℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 냉각 종료 온도가 지나치게 높으면 베이나이트로의 변태가 충분히 진행되지 않고, 펄라이트 또는 섬 형상 마르텐사이트가 다량으로 생성하여, 인성에 악영향을 미칠 우려가 있기 때문에, 냉각 종료 온도는 400℃ 미만으로 한다. 또한, 냉각 종료 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 200℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 냉각 속도가 지나치게 작으면 베이나이트로의 변태가 충분히 진행되지 않고, 펄라이트가 다량으로 생성하여, 인성에 악영향을 미칠 우려가 있기 때문에, 평균 냉각 속도는 5℃/s 이상으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 25℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

[재가열 공정]

상기 가속 냉각 종료 후, 재가열을 행해도 좋다. 가속 냉각 종료 온도가 낮고, 마르텐사이트 등 베이나이트 이외의 저온 변태 조직이 다량으로 생성된 경우에도, 재가열을 실시하여 템퍼링 처리를 하면, 소정의 인성을 확보할 수 있다. 재가열을 행하는 경우, 가속 냉각 공정의 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 400∼550℃까지 재가열을 행한다. 여기에서, 「가속 냉각 후 즉시」란, 가속 냉각 종료 후, 120초 이내에 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도에서의 재가열을 개시하는 것을 말한다.

이상의 공정에 의해, API X80 그레이드 이상의 높은 강도를 갖고, 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수한 구조관용 후육 강판을 제조할 수 있다. 또한, 전술한 대로 본 발명의 구조관용 후육 강판은 38㎜ 이상의 판두께를 갖는 것으로 한다. 판두께의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 판두께가 60㎜를 초과하면, 본 발명의 제조 조건을 만족시키는 것이 어려워질 가능성이 있기 때문에, 판두께는 60㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[강관]

상기와 같이 하여 얻어진 강판을 소재로서 이용하여, 강관을 제조할 수 있다. 상기 강관은, 예를 들면, 상기 구조관용 후육 강판이 길이 방향으로 통 형상으로 성형되고, 맞댐부가 용접된 구조관으로 할 수 있다. 강관의 제조 방법으로서는, 특별히 한정되는 일 없이, 임의의 방법을 이용할 수 있다. 예를 들면, 강판을 일반적인 방법에 따라서 U 프레스 및 O 프레스로 강판 길이 방향으로 통 형상으로 한 후, 맞댐부를 시임 용접하여 UOE 강관으로 할 수 있다. 상기 시임 용접은, 가(假)부착 용접 후, 내면, 외면을 1층씩 서브 머지 아크 용접(submerged arc welding)으로 행하는 것이 바람직하다. 서브 머지 아크 용접에 이용되는 플럭스(flux)는 특별히 제한은 없고, 용융형 플럭스라도 소성형 플럭스라도 상관없다. 시임 용접을 행한 후, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도(roundness)의 향상을 위해, 확관을 실시한다. 확관 공정에 있어서 확관율(확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비)은, 통상, 0.3％∼1.5％의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 균형의 관점에서, 확관율은 0.5％∼1.2％의 범위인 것이 바람직하다. 전술의 UOE 프로세스 대신에, 강판에 3점 휨을 반복함으로써 순차적으로 성형하는 프레스 벤드(press bend)법에 의해, 거의 원형의 단면 형상을 갖는 강관을 제조한 후에, 전술의 UOE 프로세스와 동일하게 시임 용접을 실시해도 좋다. 프레스 벤드법의 경우도, UOE 프로세스의 경우와 동일하게, 시임 용접을 행한 후, 확관을 행해도 좋다. 확관 공정에 있어서 확관율(확관 전의 관의 외경에 대한 확관 전후의 외경 변화량의 비)은, 통상, 0.3％∼1.5％의 범위에서 실시된다. 진원도 개선 효과와 확관 장치에 요구되는 능력의 균형의 관점에서, 확관율은 0.5％∼1.2％의 범위인 것이 바람직하다. 또한, 필요에 따라서, 용접 전의 예열이나 용접 후의 열 처리를 행할 수도 있다.

(실시예)

표 1에 나타내는 성분 조성(잔부는 Fe 및 불가피적 불순물)의 강을 용제하여, 연속 주조법에 의해 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를 소재로서 사용하여, 표 2에 나타내는 조건으로 판두께 38∼51㎜의 후육 강판을 제조했다. 얻어진 강판의 각각에 대해서, 이하에 서술하는 방법에 의해, 마이크로 조직에 차지하는 페라이트와 베이나이트의 면적 분율과 기계적 특성을 평가했다. 평가 결과를 표 3에 나타낸다.

페라이트와 베이나이트의 면적 분율은, 판두께 중심 위치로부터 채취한 시료를 경면 연마하여, 나이탈 부식한 면에 대해서, 주사형 전자 현미경(배율 1000배)으로 랜덤으로 5시야 이상 관찰을 행하여 평가했다.

기계적 특성 중, 0.5％ 내력(YS)과 인장 강도(TS)는, 얻어진 후육 강판으로부터 압연 수직 방향의 전체 두께 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(1998)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시하여 측정했다.

기계적 특성 중, 샤르피 특성에 대해서는, 판두께 중심부에서, 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2㎜ V 노치 샤르피 시험편을 각 3개씩 채취하고, 각 시험편에 대해서 －20℃에서 샤르피 충격 시험에 의해 흡수 에너지 (vE_－20℃)를 측정하여, 그들의 평균값을 구했다.

또한, 용접 열 영향부(HAZ) 인성을 평가하기 위해서, 재현열 사이클 장치에 의해 입열(heat input) 40kJ/㎝∼100kJ/㎝에 상당하는 열 이력을 더한 시험편을 제작하고, 얻어진 시험편을 이용하여 샤르피 충격 시험을 행했다. 전술한 －20℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지의 평가와 동일한 방법으로 측정을 행하고, 얻어진 －20℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상인 것을 양호(○), 100J 미만인 것을 불량(×)으로 했다.

또한, 내 PWHT 특성을 평가하기 위해, 가스 분위기로(gas atmosphere furnace)를 이용하여 각 강판의 PWHT 처리를 행했다. 이 때의 열 처리 조건은 600℃에서 2시간으로 하고, 그 후, 강판을 노(furnace)로부터 취출하여, 공냉에 의해 실온까지 냉각했다. 얻어진 PWHT 처리 후의 강판 각각에 대해서, 전술의 PWHT 전의 측정과 동일한 방법으로 0.5％ YS, TS 및 vE_－20℃를 측정했다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족시키는 발명예 (No.1∼7)은, PWTH 전과 후의 어느 것에 있어서도 우수한 기계적 특성을 구비하고 있었다. 한편, 본 발명의 조건을 충족시키지 않는 비교예 (No.8∼18)에 있어서는, PWTH 전과 후의 한쪽 또는 양쪽에 있어서 기계적 특성이 뒤떨어져 있었다. 예를 들면, No.8∼12는, 강의 성분 조성이 본 발명의 조건을 충족시키고 있지만, 모재의 강도나 샤르피 특성이 뒤떨어져 있다. 그 중 No.9는, 800℃ 이하에 있어서의 누적 압하율이 낮기 때문에, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트의 면적 분율이 낮아지고, 그 결과, 샤르피 특성이 저하한 것으로 생각된다. 또한, No.10은, 강판 마이크로 조직 중의 페라이트 면적 분율이 50％를 초과하고 있고, 그 결과, 모재 강도가 저하했다고 생각된다. No.13∼18은 강의 화학 성분이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 충분한 모재 강도, 샤르피 특성, HAZ 인성 중 적어도 하나가 뒤떨어져 있었다.

(산업상의 이용 가능성)

본 발명에 의하면, API X80 그레이드 이상, 판두께 38㎜ 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향의 고강도를 가지면서 판두께 중심부의 샤르피 특성이 우수한 구조관용 후육 강판 및 상기 구조관용 후육 강판을 이용한 구조관을 제공할 수 있다. 상기 구조관은, PWHT 후에 있어서도 우수한 기계적 특성을 유지하고 있기 때문에, 컨덕터 케이싱 강관이나 라이저 강관 등의 구조관으로서 매우 유용하다.

Claims

구조관용 후육 강판으로서,
질량％로,
C: 0.030∼0.100％,
Si: 0.01∼0.50％,
Mn: 1.50∼2.50％,
Al: 0% 초과 0.080％ 이하,
Mo: 0.05∼0.50％,
Ti: 0.005∼0.025％,
Nb: 0.005∼0.080％,
N: 0.001∼0.010％,
O: 0.0050％ 이하,
P: 0.010％ 이하 및,
S: 0.0010％ 이하를 함유하고,
잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한
하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq가 0.42 이상인 성분 조성을 갖고,
페라이트와 베이나이트의 2상 조직으로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율이 40% 이하이고, 또한, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립이 페라이트 전체에 대하여 80％ 이상의 면적 분율을 차지하는, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직을 갖고,
판두께가 38mm 이상이고,
인장 강도가 620㎫ 이상 825㎫ 이하, 판두께 중심부의 －20℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_－20℃가 100J 이상인, 구조관용 후육 강판.
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　기
C_eq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 …(1)
(여기에서, (1)식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％로 표시한 값을 나타내고, 당해 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0으로 함)
제1항에 있어서,
추가로, 상기 성분 조성이, 질량％로, 하기 (A) 및 (B)의 한쪽 또는 양쪽을 함유하는, 구조관용 후육 강판.
(A) V:0.005∼0.100％
(B) Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0035％, REM: 0.0005∼0.0100％ 및, B: 0.0020％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상.
삭제
구조관용 후육 강판의 제조 방법으로서,
제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 판두께 방향의 평균 온도로, 가열 온도: 1100∼1300℃까지 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를, 판두께 방향의 평균 온도로, 800℃ 이하에서의 누적 압하율: 70％ 이상의 조건으로 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연된 강판을, 판두께 방향의 평균 온도로, 냉각 개시 온도: 650℃ 이상, 냉각 종료 온도: 400℃ 미만, 평균 냉각 속도: 5℃/s 이상의 조건으로 가속 냉각하는 가속 냉각 공정을, 적어도 갖고,
상기 구조관용 후육 강판이,
페라이트와 베이나이트의 2상 조직으로 이루어지고, 페라이트의 면적 분율이 40% 이하이고, 또한, 결정 입경이 15㎛ 이하의 페라이트립이 페라이트 전체에 대하여 80％ 이상의 면적 분율을 차지하는, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직을 갖고,
판두께가 38mm 이상이고, 인장 강도가 620㎫ 이상 825㎫ 이하, 판두께 중심부의 －20℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 vE_－20℃가 100J 이상인, 구조관용 후육 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 가속 냉각 공정의 후, 즉시, 판두께 방향의 평균 온도로, 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 400∼550℃까지 재가열을 행하는 재가열 공정을 추가로 갖는, 구조관용 후육 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 구조관용 후육 강판으로 이루어지는 구조관.
제1항 또는 제2항에 기재된 구조관용 후육 강판을 길이 방향으로 통 형상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면으로부터 모두 적어도 1층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.