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KR101149926B1 - 내변형 시효성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관과 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법 - Google Patents

내변형 시효성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관과 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법 Download PDF

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KR101149926B1
KR101149926B1 KR1020087027177A KR20087027177A KR101149926B1 KR 101149926 B1 KR101149926 B1 KR 101149926B1 KR 1020087027177 A KR1020087027177 A KR 1020087027177A KR 20087027177 A KR20087027177 A KR 20087027177A KR 101149926 B1 KR101149926 B1 KR 101149926B1
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히토시 아사히
다쿠야 하라
나오키 도이
요시오 데라다
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신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
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Abstract

본 발명은 확관된 강관의 길이 방향의 항복 강도의 내식 도장시의 가열에 의한 상승을 억제하고, 내변형 시효성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관, 소재인 강판을 제공하는 것으로, 모재의 성분 조성이 질량%로, Mo: 0% 초과 0.15% 미만, Mn: 1.7 내지 2.5%를 함유하고, Mo/Mn: 0 초과 0.08 이하를 만족하고, C, Si, P, S, Al, Ti, N, B를 함유하고, 또한, Ni, Cu, Cr의 1종 또는 2종 이상을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, P값이 2.5 내지 4.0의 범위 내이며, 금속 조직이 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo.
또한, Nb, V, Ca, REM, Mg의 1종 또는 2종 이상을 함유하여도 좋다.

Description

내변형 시효성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관과 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법{HIGH-STRENGTH STEEL PIPE WITH EXCELLENT UNSUSCEPTIBILITY TO STRAIN AGING FOR LINE PIPING, HIGH-STRENGTH STEEL PLATE FOR LINE PIPING, AND PR0CESSES FOR PRODUCING THESE}
본 발명은 원유, 천연가스 등을 수송하기 위한 파이프 라인에 적합한 고강도 라인 파이프용 강관 및 그 소재인 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
원유, 천연가스 등의 장거리 수송 방법으로서 중요한 파이프 라인의 간선에 사용되는 라인 파이프용 강관으로서, 미국 석유 협회(API) 규격으로 X80 이하까지의 고강도 강관의 실용화가 추진되고 있다. 지금까지, 고강도, 고인성의 라인 파이프용 강관이 제안되어 있지만(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소62-4826호), (1) 고압화에 의한 수송 효율의 향상이나, (2) 라인 파이프의 외경 및 중량의 저감에 의한 현지 시공 능률의 향상을 위하여, 더 고강도의 라인 파이프가 요망되고 있다.
예를 들면, 900 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 X120급의 라인 파이프를 사용하면, 내압, 즉 원유 또는 천연 가스의 압력을 X65급의 라인 파이프의 약 2배로 할 수 있기 때문에, 약 2배의 양의 원유 또는 천연 가스를 수송하는 것이 가능하게 된 다. 또한, 라인 파이프의 강도를 높이고 내내압(耐內壓) 강도를 향상시키면, 두께를 두껍게 하는 경우와 비교하여, 재료비, 수송비, 현지 용접 시공비를 삭감하는 것이 가능하게 되어 파이프 라인 부설비를 대폭 절약할 수 있다.
또한, 파이프 라인은 한랭지에 부설되는 경우도 많기 때문에 저온 인성이 우수한 것이 필수이다. 또한, 시공시에는 라인 파이프끼리의 단부가 접합되기 때문에, 우수한 현지 용접성도 요구된다. 이와 같은 요구를 만족하고, 특허 문헌 1에 제안된 라인 파이프용 강관보다 고강도인 X120급의 라인 파이프에 적합한, 모재의 미세 구조가 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 주체로 하는 고강도 라인 파이프용 강관이 제안되어 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 평10-298707호, 일본 공개 특허 공보 2001-303191호 및 일본 공개 특허 공보 2004-52104호).
또한, 파이프 라인의 길이 방향의 허용 변형을 높이기 위하여, 길이 방향의 항복 강도를 저하시킨 라인 파이프용 강관의 개발이 진행되고 있는데, 최근, 강관의 외면 부식을 방지하기 위한 방식 도장에 의한 변형 시효가 문제가 되고 있다. 이것은 방식 도장의 효과가 우수한 퓨전 본드 에폭시 등의 가열 용융형이 사용되는 것이 원인이다. 강관에 가열 용융형의 방식 도장을 실시하는 경우, 강관은 200 내지 250℃로 가열된다. 특히, 강판을 냉간으로 관 모양으로 성형하고, 맞대기부를 용접한 후, 확관되는 강관, 예를 들면 UOE 강관에서는 변형이 도입되어 있기 때문에, 이른바 변형 시효에 의하여 길이 방향의 항복 강도가 상승한다고 하는 문제가 현저하다. 변형 시효는 변형이 도입된 강이 가열되었을 때에, C 원자의 전위에 대한 고착이나 미세 석출물의 생성 등에 의하여 강도가 상승하는 현상이다. 그러나, 전술한 특허에 제안되어 있는 강관은 모두 변형 시효에 대하여 배려된 것은 아니다.
이와 같은 문제에 대하여, 내변형 시효성이 우수한 강관이 제안되어 있지만(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 2005-60838호, 일본 공개 특허 공보 2005-60839호 및 일본 공개 특허 공보 2005-60840호), 이들은 열간 압연 후 가열하는 것이다. 그 때문에, 열간 압연기에 인접하여 가열 장치를 설치하거나, 별도 공정에서의 열처리를 할 필요가 있어서, 제조 비용이 증대되고, 생산성이 저해된다.
본 발명은 내내압 강도를 유지하기 위하여 주방향(周方向)의 인장 강도를 900 MPa 이상으로 한, API 규격 X120 상당의 고강도 라인 파이프용 강관으로서, 강판을 관 모양으로 성형하고, 맞대기부를 아크 용접한 후, 확관된 강관의 길이 방향의 항복 강도의 내식 도장시의 가열에 의한 상승을 열처리하지 않고 억제하고, 내변형 시효성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강관 및 고강도 라인 파이프용 강관의 소재로서 사용되는 고강도 라인 파이프용 강판 및 이들의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명자는 주방향의 인장 강도가 900 MPa 이상이고, 저온 인성, 용접성이 우수하며, 또한 길이 방향의 항복 강도가 200 내지 250℃의 가열에 의하여 크게 상승하지 않는 고강도 라인 파이프용 강관을 얻기 위하여, Mo 및 Mn의 함유량에 주목하고, 예의 연구를 하였다. 그 결과, Mo량의 저감, 나아가 Mo/Mn의 제한에 의하여 내변형 시효성이 향상되는 것을 밝혀내었다. 본 발명은 이와 같은 발견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.
(1) 모재의 성분 조성이 질량%로, C: 0.03% 초과 0.07% 이하, Si: 0.6% 이하, Mn: 1.7 내지 2.5%, P: 0.015% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.1% 이하, Mo: 0%초과 0.15% 미만, Ti: 0.005 내지 0.03%, N: 0.001 내지 0.006%, B: 0.0006 내지 0.0025%를 함유하고, 또한, Ni: 1.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Cr: 1.0% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, Mo/Mn: 0 초과 0.08 이하를 만족하며, 아래 (식 1)에 의하여 나타내는 P 값이 2.5 내지 4.0의 범위 내이며, 금속 조직이 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지고, 원주 방향의 인장 강도 TScpp[MPa]가 900 내지 1100 MPa인 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo??? (식 1)
이때, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo은 각 원소의 함유량[질량%]이다.
(2) 모재의 성분 조성이 질량%로, Nb: 0.1% 이하, V: 0.1% 이하, Ca: 0.01 이하, REM: 0.02% 이하 , Mg: 0.006% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
(3) 모재의 Ti와 N의 함유량이 Ti-3.4N > 0을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2) 중 어느 하나의 항에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
(4) 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 소재인 강판으로서, 질량%로 C: 0.03% 초과 0.07% 이하, Si: 0.6% 이하, Mn: 1.7 내지 2.5%, P: 0.015% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.1% 이하, Mo: 0% 초과 0.15% 미만, Ti: 0.005 내지 0.03%, N: 0.001 내지 0.006%, B: 0.0006 내지 0.0025%를 함유하고, 또한, Ni: 1.5% 이하, Cu: 1.0% 이하, Cr: 1.0% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지고, Mo/Mn: 0 초과 0.08 이하를 만족하며, 아래 (식 1)에 의하여 나타내는 P값이 2.5 내지 4.0의 범위 내이며, 금속 조직이 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지고, 폭 방향의 인장 강도 TSTpl [MPa]가 880 내지 1080 MPa인 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판.
P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo??? (식 1)
이 때, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo은 각 원소의 함유량[질량%]이다.
(5) 상기 (4)에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 소재인 강판으로서, 질량%로, Nb: 0.1% 이하, V: 0.1% 이하, Ca: 0.01% 이하, REM: 0.02% 이하, Mg: 0.006% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (4)에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판.
(6) 상기 (4)에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 소재인 강판으로서, Ti와 N의 함유량이, Ti-3.4N > 0을 만족하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판.
(7) 상기 (4) 내지 (6) 중 어느 하나의 항에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법으로서, 상기 (4) 내지 (6)의 어느 하나의 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강을 용제하고, 주조하여 얻은 슬라브를 1000 내지 1250℃로 가열한 후, 900℃ 초과의 재결정 온도역으로 조압연하며, 이어서 700 내지 900℃에서 누적 압하량이 75% 이상인 미재결정역 압연을 실시하고, 그 후, 판 두께 중심부의 냉각 속도를 1 내지 30℃/s로 하고, 500℃ 이하의 온도까지 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
(8) 상기 (7)에 기재되어 있는 방법에 따라 제조한 고강도 라인 파이프 강판을 강판의 압연 방향과 강관의 길이 방향이 일치하도록 관상으로 형성하고, 맞대기부를 용접한 후, 확관하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 제조 방법.
(9) 성형을 UO 공정으로 실시하고, 맞대기부를 내외면으로부터 서브 머지 아크 용접으로 접합하는 것을 특징으로 하는 상기 (8)에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 제조 방법.
(10) 확관율이 0.7 내지 2%인 것을 특징으로 하는 상기 (8) 또는 (9)에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 제조 방법.
도 1은 강관의 길이 방향의 항복 강도의 시효에 의한 변화와 Mo 첨가량과의 관계를 나타낸 도면이다.
도 2는 강관의 길이 방향의 항복 강도의 시효에 의한 변화와 Mo/Mn와의 관계를 나타낸 도면이다.
도 3은 본 발명 강의 금속 조직의 모식도이며, (a) 하부 베이나이트의 금속 조직의 모식도, (b)는 의사(擬似) 상부 베이나이트의 금속 조직의 모식도이다.
도 4는 그래뉼러(입상) 베이나이트의 모식도이다.
라인 파이프용 강관은 단기간에 대량 생산을 실시할 필요가 있기 때문에, 그 소재인 라인 파이프용 강판은 담금질, 템퍼링 등의 열처리를 하지 않고, 압연한 그대로 제조할 것이 요구된다. 또한, 현지 용접성의 관점에서 C량의 저감이 필요하고, 이와 같은 조건으로 고강도, 고인성을 만족하기 위하여 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 활용하는 것이 필수이다. 또한, 이와 같은 조직을 안정적으로 얻기 위하여 B 첨가 강을 열간으로 제어 압연하고, 가속 냉각하여 제조하는 것이 유효하다. 또한, 제어 압연, 가속 냉각에 의하여 제조된 강판은 판 폭 방향의 강도가 압연 방향의 강도보다 높고, 강판을 200 내지 250℃로 가열하여도 강도는 거의 변화하지 않는다.
이 강판을 관 모양으로 성형하여 맞대기부를 아크 용접하고, 확관하여 제조한 강관, 예를 들면 UOE 공정에 의하여 제조된 강관의 강도는 소성 변형 때문에 변화한다. 특히, 강관의 길이 방향의 항복 강도 YSLpp[MPa]는 확관에 의한 가공 경화와 바우싱거 효과의 중첩에 의하여, 강판의 조직, 특성에 따라 복잡하게 변화한다. 그 때문에, 강관의 길이 방향의 항복 강도는 강판의 압연 방향의 항복 강도로부터 추정하는 것은 곤란하고, 확관 후의 강관의 특성을 측정해 보지 않으면 정확한 값은 판명되지 않는다. 또한, 강관을 200 내지 250℃ 정도로 가열하면, 조관(造管)시의 소성 변형으로 다량의 전위가 도입되기 때문에, 강판에서는 생기지 않았던 강도의 변화가 일어나, 변형 시효에 의하여 항복 강도가 상승한다.
본 발명자는 C 함유량이 낮고, B를 함유하고, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo의 각 원소의 함유량[질량%]에 의하여, 아래 (식 1)로 나타내는 P값
P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo??? (식 1)
이 2.5 내지 4.0이며, 금속 조직이 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 고강도 라인 파이프용 강관의 Mn량 및 Mo량을 변화시켜, 내변형 시효성에 대하여 검토를 하였다. 확관 후의 강관을 240℃로 가열하여 10분간 유지하는 시효를 실시하고, 시효 후의 강관의 길이 방향의 항복 강도로부터 시효 전의 강관의 길이 방향의 항복 강도를 줄이고, 그 차(差)를 강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]로서 평가하였다.
강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]의 Mo의 함유량에 대한 변화를 도 1에, Mo/Mn에 대한 변화를 도 2에 나타낸다. 도 1로부터 Mo의 함유량을 0.15% 미만으로 저감하면 강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]가 작아지고, 도 2로부터, Mo/Mn을 0.08 이하로 저감하면 강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]이 작아지며, 내변형 시효성이 양호하게 되는 것을 알 수 있다. 200 내지 250℃로 가열한 때의 강관의 길이 방향의 항복 강도의 상승은 MoC의 미세 석출이 원인으로 추정된다. 즉, 강 중의 Mo 원자는 확산에 의하여 이동하는 경우는 없지만, C 원자가 강 중에서 확산되고, 도입된 전위 상 또는 근방에 존재하는 Mo과 결합하는 것으로 예측된다. 그 때문에, Mo의 함유량을 저감하면 MoC의 석출이 억제되고, 내변형 시효성이 향상되는 것으로 생각된다. 또한, Mn의 증가에 의한 내변형 시효성 향상의 원인은 고용 C량의 감소에 의하여 MoC의 미세 석출물이 감소하는 것으로 생각된다.
이상의 검토로부터, 내변형 시효성의 향상에는 Mo 함유량의 억제가 유효하다는 것을 알 수 있다. 한편, Mo은 열간 압연 중, 오스테나이트 온도역에서 B 탄질화물의 석출을 억제하고, B 함유강의 담금질성을 안정시키는 효과를 가지므로, 허용되는 범위에서 Mo를 첨가하는 것이 좋다. 또한, C량을 저감하면 오스테나이트 온도역에서 B 탄질화물의 석출이 억제된다. 또한, 오스테나이트 온도역은 강의 조직이 오스테나이트 단상인 온도, 즉, 냉각시에 페라이트 변태가 개시되는 온도 초과의 범위이다. 따라서, 필요한 강도를 얻을 수 있는 양을 하한으로 하여 C량을 줄이고, B를 첨가하며, Mo 첨가량 및 Mo/Mn비를 저감하고, 또한 P값를 소정의 범위로 하도록 담금질성을 얻을 수 있는 합금 원소를 첨가함으로써, 본 발명의 고강도 라인 파이프용 강관 및 그 소재가 되는 강판을 얻는 데 성공하였다.
다음으로, 본 발명의 초고강도 라인 파이프용 강판 및 초고강도 라인 파이프의 성분 원소의 한정 이유를 설명한다. 또한, 성분 조성의 설명에 있어서, %는 질량%를 의미한다.
Mo은 본 발명에 있어서 가장 중요한 원소이다. Mo은 변형 시효에 의하여 미세한 MoC를 형성하고, 라인 파이프용 강관에 방식 도장을 한 후의 길이 방향의 항복 강도를 상승시킨다. 특히, Mo를 0.15% 이상 첨가하면, 강관의 외면으로의 방식 도장시의 가열에 의하여 강관의 길이 방향의 항복 강도가 상승하기 때문에, 상한을 0.15% 미만으로 할 필요가 있다. 한편, 강의 담금질성을 향상시켜, 목적으로 하는 베이나이트 주체의 조직을 얻으려면, 0%를 초과하여 첨가할 필요하고, 이 효과를 얻으려면, 0.03% 이상을 첨가하는 것이 좋다.
Mn은 본 발명 강의 미세 구조를 베이나이트 주체의 조직으로 하고, 우수한 강도와 저온 인성과의 균형을 확보하는데 있어서 불가결한 원소이며, 1.7% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, Mn의 첨가량이 너무 많으면, 강의 담금질성이 증가하여 용접 열 영향부(Heat Affected Zone, HAZ라고도 한다.)의 인성, 현지 용접성을 열화시킬 뿐만 아니라, 연속 주조 강편의 중심 편석을 조장하여, 모재의 저온 인성도 열화시키므로, 상한을 2.5%로 하였다.
또한, Mn은 고용 C량을 줄여 변형 시효를 억제하는 효과를 가지는 원소이기도 하고, Mo의 저감과의 상승 효과에 의하여 내시효성이 현저하게 향상된다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는 Mo/Mn을 내변형 시효성을 향상시키는 중요한 지표로 하고, 그 상한을 0.08 이하로 하였다. Mo/Mn의 하한은 Mo량의 하한이 0% 초과이기 때문에 0 초과로 한다. 또한, Mo량의 바람직한 하한은 0.03%이고, Mn량의 상한이 2.5%이기 때문에, Mo/Mn의 바람직한 하한은 0.012이다.
C는 강의 강도 향상에 매우 유효하고, 고강도 라인 파이프용 강관에 필요한 강도를 얻으려면, 0.03%를 초과하여 첨가할 필요가 있다. 그러나, C량이 너무 많으면 B 탄화물의 석출이 촉진되고, 모재 및 HAZ의 저온 인성이나 현지 용접성이 현저하게 열화되기 때문에, 그 상한을 0.07% 이하로 하였다. 모재 및 HAZ의 저온 인성 및 현지 용접성의 관점에서 C량의 바람직한 상한은 0.06%이다.
Si은 탈산제로 첨가되는 원소이고 강의 강도 향상에도 유효하지만, 과잉으로 첨가하면 HAZ의 인성, 현지 용접성을 현저하게 열화시키기 때문에, 상한을 0.6%로 하였다. 강의 탈산을 Al, Ti의 첨가에 의하여 실시하는 경우에는 Si을 첨가할 필요는 없다.
Al은 탈산제로 첨가되는 원소이며, 조직의 미세화에도 유효하다. 그러나, Al량이 0.1%를 초과하면, Al계 비금속 개재물이 증가하여 강의 청정도를 해치므로, 상한을 0.1%로 하였다. 저온 인성의 관점에서, Al의 첨가량의 바람직한 상한은 0.06%이다. Ti, Si의 첨가에 의하여 탈산을 충분히 실시하는 경우에는 Al을 첨가할 필요는 없다.
Ti은 TiN을 미세하게 석출시키고, 슬라브 재가열시 및 HAZ의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하여 금속 조직을 미세화하고, 모재 및 HAZ의 저온 인성을 개선하는 원소이다. 또한, Ti은 탈산 원소로도 유용하고, Al량이 0.005% 이하의 소량인 경우, 산화물을 형성하고, HAZ의 조직을 미세화하는 효과도 가진다. 또한, B의 담금질성 향상 효과를 저해하는 고용 N를 TiN으로 고정하기 때문에, 담금질성의 향상에도 유효하다. 이와 같은 효과들을 얻으려면 0.005% 이상의 Ti의 첨가가 필요하다. 그러나, Ti량이 너무 많으면, TiC에 의한 석출 경화나 TiN의 조대화에 의하여 저온 인성이 열화하므로, 그 상한을 0.03%로 하였다. 또한, BN의 생성을 억제하고, B에 의한 담금질성 향상의 효과를 높이려면 Ti량의 하한을 3.4N[질량%] 초과로 하는 것이 좋다.
B는 극미량으로 강의 담금질성을 비약적으로 높이고, 강의 미세 구조를 베이나이트 주체로 하는데 있어서 매우 유효한 원소인데, 0.0006% 이상 첨가할 필요가 있다. 특히 Mo과 공존하면, 상승 효과에 의하여 담금질성이 현저하게 향상되어 매우 유효하다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 저온 인성을 열화시킬 뿐만 아니라, 담금질성 향상 효과를 해치는 경우가 있기 때문에, 그 상한을 0.0025%로 하였다. 또한, 입자 지름이 조대화한 HAZ의 저온 인성을 향상시키려면, B 첨가량의 상한을 0.0015% 이하로 하는 것이 좋다.
N는 TiN을 형성하여 슬라브 재가열시 및 HAZ의 오스테나이트 입자의 조립화를 억제하고, 모재, HAZ의 저온 인성을 향상시키는 원소인데, 이 효과를 얻으려면 N를 0.001% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, N를 과잉으로 첨가하면 조대한 TiN이 생성되어 슬라브의 표면 결함의 발생 원인이 되고, 고용 N이 증가하면 HAZ의 인성이 저하하여, B 첨가에 의한 담금질성 향상의 효과를 해치기 때문에, 상한을 0.006% 이하로 억제하는 것이 필요하다.
P 및 S는 불순물 원소이며, 모재 및 HAZ의 저온 인성을 더 향상시키기 위하여, 함유량을 제한할 필요가 있다. P량의 저감에 의하여, 연속 주조 슬라브의 중심 편석을 경감하고, 입계 파괴를 방지할 수 있기 때문에, 상한을 0.015% 이하로 한다. 또한, S량의 저감에 의하여, 열간 압연으로 연신화하는 MnS를 저감하고, 연성 및 인성을 향상시킬 수 있기 때문에, 상한을 0.003% 이하로 한다.
또한, 강의 담금질성의 지표인 P값과 관계가 있는 Ni, Cu, Cr의 1종 또는 2종 이상을 함유한다.
Ni을 첨가하는 목적은 현지 용접성을 열화시키지 않고, C 함유량이 낮은 본 발명 강의 저온 인성, 강도 등의 특성을 향상시키는 것이다. Ni의 첨가는 Mn, Cr, Mo의 첨가와 비교하여, 특히 강관의 두꺼운 중앙부, 즉, 연속 주조 강편의 중심 편석대에 대응하는 부위에, 저온 인성에 유해한 경화 조직을 형성하는 것이 적다. 한편, Ni의 첨가량이 너무 많으면 경제성을 해치고, 오히려 HAZ의 인성이나 현지 용접성을 열화시키는 경우가 있으므로, 그 상한을 1.5%로 하는 것이 좋다. 저온 인성 및 강도를 향상시키려면 0.1% 이상의 첨가가 좋고, HAZ의 인성의 향상에는 0.3% 이상의 첨가가 좋다. 또한, Ni 첨가는 연속 주조시, 열간 압연시에 있어서의 Cu 균열의 방지에도 유효하다. 이 경우, Ni을 Cu량의 1/3 이상 첨가하는 것이 좋다.
Cu 및 Cr은 모재 및 용접부의 강도를 증가시키는 원소이지만, 과잉으로 첨가하면 HAZ의 인성이나 현지 용접성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 상한을 각각 1.0%로 하는 것이 좋다. 모재 및 용접부의 강도를 증가시키려면, Cu 및 Cr을 각각 0.1% 이상 첨가하는 것이 좋다.
또한, Nb, V의 어느 하나 또는 두 가지 모두를 첨가하여도 좋다.
Nb는 Mo과 함께 첨가함으로써, 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정을 억제하여 베이나이트를 미세화 및 안정화할 뿐만 아니라, 석출 경화나 담금질성 증대에도 기여하여, 강을 강인화(强靭化)한다. 또한, Nb를 B와 함께 첨가하면, 담금질성 향상 효과가 상승적으로 높아진다. 한편, Nb 첨가량이 많으면 HAZ의 인성이나 현지 용접성에 악영향을 미치는 경우가 있기 때문에 상한을 0.1%로 하는 것이 좋다. 또한, 조직의 미세화 및 강의 강인화의 관점에서 Nb를 0.003% 이상 첨가하는 것이 좋다. 또한, HAZ의 연화를 억제하려면, Nb를 0.01% 이상 첨가하는 것이 더 좋다.
V는 Nb와 비교하여 약간 약하기는 하지만, 거의 같은 효과를 갖는데, 본 발명의 강에 첨가하는 것이 효과적이다. 한편, 양호한 HAZ의 인성 및 현지 용접성을 얻으려면 V 첨가량의 상한을 0.1% 이하로 하는 것이 좋다. 또한, 조직의 미세화 및 강의 강인화의 관점에서, V 첨가량의 바람직한 하한은 0.005% 이상이다. 특히, Nb와 V의 복합 첨가에 의하여, 본 발명 강의 우수한 특징은 더 현저한 것이 된다. 또한, 강의 강인화의 관점에서, V의 첨가량의 더욱 바람직한 범위는 0.03 내지 0.08%이다.
또한, 강의 산화물 및 황화물의 제어에 유효한 Ca, REM, Mg의 1종 또는 2종 이상을 첨가하여도 좋다.
Ca 및 REM는 황화물, 특히 MnS의 형태를 제어하고, 저온 인성을 향상시키는 효과를 가진다. 그러나, Ca량을 0.01% 초과 또는 REM를 0.02% 초과 첨가하면, Ca 및 REM를 포함한 개재물이 조대화하고, 또한 클러스터가 되는 경우가 있어서, 강의 청정도를 해칠 뿐만 아니라, 현지 용접성에도 악영향을 미치는 경우가 있다. 이 때문에, Ca량 및 REM량의 상한을 각각 0.01% 이하 및 0.02% 이하로 하는 것이 좋다. 현지 용접성의 관점에서, Ca량의 상한을 0.006% 이하로 제한하는 것이 더 좋다. 또한, 저온 인성의 관점에서 Ca량 및 REM량의 하한을 각각 0.0005% 이상 및 0.001%로 하는 것이 좋다. 강의 청정도와 저온 인성을 고려하면, Ca량 및 REM량의 첨가량의 최적의 범위는 각각 0.001 내지 0.003% 및 0.002 내지 0.005%이다.
또한, 본 발명의 고강도 라인 파이프용 강관에서는 황화물, 특히 MnS의 형태의 제어라고 하는 관점에서, S량 및 O량을 각각 O.001% 및 0.002% 이하로 저감하고, 또한, 아래 (식 2)에서 나타내는 지표 ESSP를 0.5 이상 10 이하로 하는 것이 특히 유효하다.
ESSP = (Ca)〔1 - 124 (O)〕/ 1.25S. . . (식 2)
이 때, Ca 및 O는 각각 Ca 함유량 및 O 함유량이다.
Mg는 미세하게 분산한 산화물을 형성하고, HAZ의 입자 지름의 조대화를 억제하여 저온 인성을 향상시키는 효과를 발휘한다. 그러나, Mg를 0.006% 초과하여 첨가하면, 조대한 산화물을 생성하여 인성을 열화시키는 경우가 있기 때문에, 상한을 0.006% 이하로 하는 것이 좋다. Mg의 미세 산화물을 유효하게 활용하고, 특히 HAZ의 저온 인성을 향상시키려면 0.0005% 이상의 Mg를 첨가하는 것이 좋다.
이상 개개의 첨가 원소의 조성 한정에 추가하여, 그리고 담금질성의 지표인 P값을 2.5 이상 4.0 이하의 범위로 하는 것이 필요하다. 이것은 본 발명의 고강도 라인 파이프용 강관 및 그 소재인 고강도 라인 파이프용 강판이 목표로 하는 강도와 저온 인성의 균형을 달성하기 위한 것이다. P값의 하한을 2.5로 한 것은 강관의 주방향의 인장 강도를 900 MPa 이상으로 하여, 우수한 저온 인성을 얻기 위한 것이다. 또한, P값의 상한을 4.0으로 한 것은 우수한 HAZ의 인성, 현지 용접성을 유지하기 위한 것이다. P값은 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo의 각 원소의 함유량[질량%]에 의하여, 아래 (식 1)로 계산된다. 또한, 선택적으로 첨가되는 원소인 Cr, Ni, Cu의 함유량이 각각 0.1% 미만인 경우에는 0으로서 P값을 계산한다.
P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo??? (식 1)
다음으로 금속 조직에 대하여 설명한다.
강관의 주방향의 인장 강도를 900 MPa 이상으로 하려면 입상 베이나이트의 생성을 억제하고, 금속 조직을 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 할 필요가 있다. 본 발명의 강은 C량을 저감하고, B를 첨가하고 있기 때문에, 폴리고날 페라이트는 생성하지 않고, 특히 균질인 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 얻기 쉽다. 본 발명에서는 적어도 강관의 외면 또는 내면의 표층으로부터 5 mm까지의 금속 조직이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직일 필요가 있고, 판 두께 방향의 전면이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직인 것이 좋으며, 이것에는 판 두께 중심부의 금속 조직이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직인 것을 확인하면 좋다. 본 발명의 강관의 소재인 강판에 대하여도 마찬가지이다. 광학 현미경에 의한 조직 관찰은 강관의 원주 방향 또는 강판의 폭 방향의 단면을 관찰면으로 하여 기계 연마한 후, 나이탈로 에칭하여 관찰하면 좋다. 또한, 강관의 금속 조직은 용접부 및 HAZ를 제외한 모재의 금속 조직이다.
본 발명의 강의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰한 경우에 보이는 구오스테나이트계 입자(1) 내에 있는 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 금속 조직을 모식적으로 도 3에 나타낸다. 도 3(a)은 하부 베이나이트라고도 불리는 금속 조직이며, 미세한 라스(2)와 라스(2) 내에 석출된 미세한 세멘타이트(3)로 이루어진다. 또한, 광학 현미경에 의한 조직 관찰에서는 마르텐사이트도 도 3(a)와 마찬가지로, 미세한 라스와 라스 내에 석출된 미세한 세멘타이트로 이루어진다. 도 3(b)는 의사 상부 베이나이트라고도 불리는 금속 조직이고, 도 3(a)의 하부 베이나이트보다 라스의 폭이 넓고, 또 라스 내에는 미세한 세멘타이트가 존재하지 않으며, 라스 간에 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼성물(4)(Martensite-Austenite Constituent, MA라 부른다.)을 갖는다. 본 발명에 있어서, 베이나이트라 함은 도 3(a)에 모식적으로 나타낸 형태의 하부 베이나이트와 도 3(b)에 모식적 나타낸 형태의 의사 상부 베이나이트의 총칭이다.
또한, 광학현미경으로 금속 조직을 관찰하는 경우, 마르텐사이트와 하부 베이나이트는 어느 것이나 도 3(a)에 모식적으로 나타낸 형태이기 때문에, 판별하기 곤란하다. 따라서, 본 발명에 있어서, 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 조직은 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 의미한다. 또한, 마르텐사이트 및 베이나이트와, 페라이트 및 입상 베이나이트(5)와의 광학 현미경에 의하여 판별할 수 있다. 입상 베이나이트는 어시큘러(침상) 페라이트와 유사하고, 모식적으로 도 4에 도시한 바와 같이, 의사 상부 베이나이트보다 조대한 MA를 가지고, 또한 베이나이트와는 달리, 입상 페라이트(5)가 존재한다.
또한, 본 발명의 강판의 금속 조직이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐 사이트의 혼합 조직인 것은 강판의 폭 방향의 인장 강도 TSTpl[MPa]가, 아래 식 (3)을 만족함으로써 확인할 수 있다. 이것은 TSTpl[MPa]가 C 함유량으로부터, 6200×C+766에 의하여 구하여지는 금속 조직이 모두 마르텐사이트인 경우의 강도의 85% 이상인 것을 의미한다.
TSTpl ≥ 0.85 (6200×C+766)??? (식 3)
다음으로 제조 방법에 대하여 설명한다.
미세한 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 미세 구조를 갖는 강판을 제조하려면, 강의 성분뿐만 아니라, 제조 조건을 적정 범위로 하는 것이 필요하다. 먼저, 주조에 의하여 얻은 슬라브를 재결정 온도역에서 조압연하고, 이어서, 재결정 입자를 갖는 강판에 미재결정역 압연을 실시하여, 판 두께 방향으로 편평한 오스테나이트 입자로 한다. 본 발명에 있어서, 미재결정역 압연이란 미재결정 온도역 그리고 오스테나이트 온도역, 즉 상한이 재결정 온도 이하이고, 하한이 냉각 시에 페라이트 변태가 개시되는 온도 이상의 온도 범위에서 실시하는 열간 압연을 말한다. 미재결정역 압연의 종료 후에, 강판을 적정한 냉각 속도로, 즉 조대한 입상 베이나이트가 생성하는 냉각 속도를 하한으로 하고, 베이나이트 및 마르텐사이트가 생성하는 냉각 속도를 상한으로 하여 냉각한다. 또한, 냉각 속도가 느리면 금속 조직은 의사 상부 베이나이트가 되고, 냉각 속도의 증가에 따라서 하부 베이나이트가 증가하며, 또한 냉각 속도가 증가하면 마르텐사이트가 증가한다.
열간 압연에 있어서, 연속 주조 또는 분괴로 제조한 슬라브를 1000 내지 1250℃로 가열한다. 가열 온도가 1000℃ 미만이면 첨가 원소의 충분한 고용, 주조 조직의 정립화를 달성할 수 없다. 한편, 가열 온도가 1250℃ 초과이면 결정 입자가 조대화한다.
가열된 슬라브를 조압연할 때에는 온도 범위를 가열 온도 이하로부터 900℃ 초과까지의 재결정 온도역으로 한다. 조압연의 압하율은 강편의 판 두께와 제품의 판 두께로부터 적당하게 결정하면 좋지만, 조압연의 압연 온도보다 저온으로 하고, 압하율을 크게 하여, 미재결정역 압연 전에 결정 입자 지름을 가능한 한 미세하게 하여 두는 것이 좋다.
조압연에 이어서, 900℃ 이하의 미재결정 온도역, 그리고 700℃ 이상의 오스테나이트 온도역에서, 누적 압하율이 75% 이상인 미재결정역 압연을 실시한다. 본 발명 강은 Nb 등의 합금량이 많기 때문에, 900℃ 이하에서는 미재결정 온도역이다. 또한, 미재결정역 압연의 압연 종료 온도는 오스테나이트 온도역인 700℃ 이상으로 하는 것이 필요하다. 이 온도역에서의 누적 압하율을 75% 이상으로 함으로써, 결정 입자가 편평하고 미세하게 되며 강도 및 인성이 향상된다. 또한, 누적 압하율은 미재결정역 압연 전의 강판의 판 두께와 압연 종료 후의 판 두께의 차를 미재결정역 압연 전의 강판의 판 두께로 나눈 값을 백분율로 나타낸 것이다.
미재결정역 압연의 종료 후에, 700℃ 이상의 오스테나이트 온도역으로부터, 강판의 판 두께 중심부의 냉각 속도를 1 내지 30℃/s로 500℃ 이하까지 냉각한다. 이것은 냉각 속도가 1℃/s 미만에서는 강판의 판 두께 중심부에 입상 베이나이트를 생성하여 강도, 인성이 저하되기 때문이다. 한편, 판 두께 중심부의 냉각 속도가 30℃/s를 넘으면, 마르텐사이트가 증가하여 강도가 상승하고, 조관시의 성형성 및 저온 인성을 해친다. 판 두께 중심부의 냉각 속도가 1 내지 30℃/s의 범위에서는 표층 및 판 두께 중심부는 베이나이트, 마르텐사이트의 어느 하나 또는 두 가지 모두로 이루어지는 금속 조직이 되어, 저온 인성이 향상된다.
더욱 상세하게 설명한다. 판 두께 중심부의 냉각 속도가 1 내지 10 ℃/s인 경우, 본 발명 강은 저(底)C강 이기 때문에, 탄화물의 생성이 억제되고, 일반적으로 저온 인성이 나쁜 것으로 여겨지는 상부 베이나이트가 아니라, 라스 간에 생성되는 MA가 잔류 오스테나이트 주체인 의사 상부 베이나이트가 된다. 냉각 속도의 상승에 의하여, 하부 베이나이트, 마르텐사이트의 양이 증가한다. 판 두께 중심부의 냉각 속도가 10 ℃/s를 초과하면, 판 두께 중심부는 의사 상부 베이나이트와 하부 베이나이트의 혼합 조직인 베이나이트가 되고, 마르텐사이트를 포함하기도 한다. 또한, 판 두께 중심부의 냉각 속도가 20℃/s 이상이 되면 판 두께 중심부에서도 하부 베이나이트, 마르텐사이트의 양이 증가하여, 강판의 전면이 하부 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 금속 조직이 되는 경우가 있다.
냉각 속도를 제어하는 온도 범위의 하한, 즉 가속 냉각의 정지 온도를 500℃ 이하로 하는 것은 미세한 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 미세 구조를 얻기 위한 것이다. 이것에 의하여, 오스테나이트로부터 입상 베이나이트로의 변태를 방지할 수 있고, 베이나이트, 마르텐사이트의 어느 하나 또는 두 가지 모두로 이루어지는 금속 조직을 얻을 수 있다. 강도 및 인성의 관점에서 가속 냉각의 정지 온도의 바람직한 범위는 300 내지 450℃이다.
강판을 냉각할 때의 판 두께 중심부의 냉각 속도는 냉각 전후의 강판 표면의 온도를 방사온도계 등에 의하여 측정하고, 열전도 계산에 의하여 판 두께 중심부의 온도를 구하고, 냉각 전후의 온도 차이를 냉각 시간으로 나누어 구하면 좋다. 또한, 미리 판 두께, 냉각 조건, 예를 들면 수냉 조건을 변화시키고, 강판의 판 두께 중심부의 온도의 시간 변화를 열전대에 의하여 구하여 두면, 냉각 조건에 의한 냉각 속도의 제어가 가능하다. 또한, 방사 온도계의 교정, 열 전도 계산의 파라미터를 구하기 위하여, 강판의 표면 및 판 두께 중심부의 온도를 열전대에 의하여 측정하면서 실제의 조업을 모의한 여러 가지 조건으로 냉각하고, 온도의 시간 변화를 측정하여 두는 것이 좋다.
미재결정역 압연 종료 후, 즉시 냉각을 개시하는 것이 바람직하지만, 냉각 장치까지의 반송 중에 온도가 저하되는 경우가 있다. 따라서, 미재결정역 압연을 700℃로 종료한 경우, 냉각 개시 온도가 70O℃ 이하가 되는 경우가 있지만, 미재결정역 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 시간을 60s 이내, 좋기로는 30s 이내로 하면 문제는 없다.
이와 같이 하여 얻은 강판을 압연 방향과 강관의 길이 방향이 일치하도록 관 모양으로 성형하고, 맞대기부를 접합하여 강관으로 한다. 본 발명에 있어서는 강관의 진원도를 높이기 위하여, 맞대기부의 접합 후, 확관할 필요가 있다.
본 발명의 라인 파이프는 통상 직경이 450 내지 1500 mm, 두께가 10 내지 4 O mm 정도의 크기이다. 이와 같은 크기의 강관을 효율 좋게 제조하려면, 강판을 U형, 이어서 0형으로 성형하는 U0 공정에 의한 제관이 좋다. 또한, 성형 후, 맞대기 부를 가용접한 후에 실시하는 내외면으로부터의 용접은 제조성의 관점에서 서브 머지 아크 용접이 좋다.
강관을 확관하는 경우, 진원도(眞圓度)를 높이려면 소성역까지 변형시킬 필요가 있고, 본 발명의 고강도 라인 파이프용 강관의 경우에는 확관율을 0.7% 이상으로 하는 것이 좋다. 확관율[%]은 아래 (식 4)로 정의된다.
확관율 = (확관 후 원주 - 확관 전 원주)/(확관 전 원주)×100??? (식 4)
확관율을 2% 초과로 하면, 모재, 용접부 모두 소성 변형에 의한 인성 열화가 커진다. 따라서, 확관율은 0.7 내지 2%로 하는 것이 좋다.
<실시예>
표 1에 나타내는 화학 성분의 강을 300톤 전로에서 용제한 후, 연속 주조 강편으로 하고, 그 후, 1100℃로 재가열하고, 900℃ 초과의 재결정역에서 압연하며, 이어서, 750 내지 900℃의 온도 범위에서의 누적 압하량을 80%로 하는 미재결정역 압연을 실시하였다. 750℃에서 미재결정역 압연을 종료한 후에, 700℃ 이상의 온도로부터 표 2에 나타내는 조건으로 수냉에 의한 가속 냉각을 실시하고, 판 두께가 18 mm인 강판을 제조하였다. 냉각 속도는 냉각 개시 전후의 강판의 표면 온도를 방사 온도계에 의하여 측정하고, 열전도 계산에 의하여 강판의 판 두께 중심부의 온도를 구하여, 온도의 차를 냉각 시간으로 나누어 구하였다.
이들 강판을 U0 공정으로 관 모양으로 성형하고, 맞대기부를 가용접한 후, 서브 머지 아크 용접을 하였다. 서브 머지 아크 용접은 3 전극, 1.5 m/분, 입열 2.8 kJ/mm의 용접 조건으로, 내외면으로부터 각 1 패스씩 실시하였다. 그 후, 확관 율 1%의 확관을 실시하고, 외경이 965 mm인 강관을 제조하였다.
이들 강관의 표면, 판 두께 중심부, 표면과 판 두께 중심의 중앙부로부터 원주 방향의 단면을 관찰면으로 하여 시료를 채취하고, 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰하였다. 또한, 금속 조직 관찰용 시료의 관찰면은 기계 연마한 후, 나이탈로 에칭하였다. 그 결과, 어느 강관에서도 입상 베이나이트는 관찰되지 않고, 전면이 베이나이트와 마르텐사이트로 이루어지는 금속 조직인 것이 확인되었다.
이들 강판 및 강관으로부터 인장시험 편을 채취하고, API 5L에 준거하여 인장 시험을 실시하였다. 강판의 길이 방향(L 방향)과 폭 방향(T 방향) 및 강관의 길이 방향(L 방향)에 대하여는 강판 및 강관으로부터 전체 두께 시험편을 채취하였다. 강관의 원주 방향(C 방향)에 대하여는 강관으로부터 전체 두께의 원호상 직사각형을 잘라내어 프레스 가공에 의하여 편평화하고, 원주 방향을 길이 방향으로 하여 전체 두께 시험편을 제작하였다. 항복 강도는 0.2% 오프셋 내력으로 하여 평가하였다. 또한, 강관의 L 방향의 인장 시험 편의 일부에는 220℃로 가열하여 10분간 유지하는 시효 처리를 실시하고, 시효 후의 시험편의 항복 강도로부터 시효 전의 시험편의 항복 강도를 줄이고, 그 차를 강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]로서 평가하였다. 또한, 강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]는 100 MPa 이하를 양호한 범위로 한다.
또한, 샤피 충격 시험은 JIS Z 2242에 준거하여, 풀 사이즈(전체 크기)의 2 mm V 노치 시험편을 사용하여, -30℃에서 실시하였다. 샤피 충격 시험편은 원주 방 향을 길이방향으로 하여 제작하였다. 강판 및 강관의 특성을 표 2에 나타낸다.
No. 1 내지 10의 강판 및 강관은 화학 성분이 본 발명의 범위 내인 강 A 내지 G를 사용하여, 본 발명의 범위 내의 조건으로 제조한 것이고, 강도가 목표 범위에 있으며, 저온 인성도 높다. 한편, No. 11은 Mo량이 본 발명의 범위보다 많기 때문에, 시효에 의한 강관 길이 방향 항복 강도 상승량 ΔYSLpp[MPa]가 크다. No. 12는 C량이 본 발명의 범위보다 적기 때문에, 강도를 만족하지 않는다.
Figure 112008076825707-pct00001
Figure 112008076825707-pct00002

Claims (10)

  1. 모재의 성분 조성이 질량%로,
    C: 0.03% 초과 0.07% 이하,
    Si: 0.6% 이하,
    Mn: 1.7% 내지 2.5%,
    P: 0.015% 이하,
    S: 0.003% 이하,
    Al: 0.1% 이하,
    Mo: 0% 초과 0.09% 이하,
    Ti: 0.005% 내지 0.03%,
    N: 0.001% 내지 0.006%,
    B: 0.0006% 내지 0.0025%
    를 함유하고, 또한,
    Ni: 1.5% 이하,
    Cu: 1.0% 이하,
    Cr: 1.0% 이하
    의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지며,
    Mo/Mn: 0 초과 0.08 이하
    를 만족하고, 아래 식 (1)에 의하여 나타내는 P값이 2.5 내지 4.0의 범위 내이며, 금속 조직이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어지며, 원주 방향의 인장 강도 TSCpp[MPa]가 900 MPa 내지 1100 MPa인 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
    P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo??? 식 (1)
    이 때, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo은 각 원소의 함유량[질량%]이다.
  2. 제1항에 있어서,
    모재의 성분 조성이, 질량%로,
    Nb: 0.012% 내지 0.034%,
    V: 0.1% 이하,
    Ca: 0.01% 이하,
    REM: 0.02% 이하,
    Mg: 0.006% 이하
    의 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
  3. 제1항에 있어서,
    모재의 Ti와 N의 함유량이
    Ti-3.4N > 0
    을 만족하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관.
  4. 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 소재인 강판으로서, 질량%로,
    C: 0.03% 초과 0.07% 이하,
    Si: 0.6% 이하,
    Mn: 1.7% 내지 2.5%,
    P: 0.015% 이하,
    S: 0.003% 이하,
    Al: 0.1% 이하,
    Mo: 0% 초과 0.09% 이하,
    Ti: 0.005% 내지 0.03%,
    N: 0.001% 내지 0.006%,
    B: 0.0006% 내지 0.0025%
    를 함유하고, 또한,
    Ni: 1.5% 이하,
    Cu: 1.0% 이하,
    Cr: 1.0% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피한 불순물로 이루어지며,
    Mo/Mn: 0 초과 0.08 이하
    를 만족하고, 아래 식 (1)에 의하여 나타내는 P값이 2.5 내지 4.0의 범위 내이고, 금속 조직이 베이나이트 또는 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어지고, 폭 방향의 인장 강도 TSTpl[MPa]가 880 MPa 내지 1080 MPa인 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판.
    P값 = 2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo??? 식 (1)
    이 때, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo은 각 원소의 함유량[질량%]이다.
  5. 제4항에 있어서,
    제4항에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 소재인 강판으로서, 질량%로,
    Nb: 0.012% 내지 0.034%,
    V: 0.1% 이하,
    Ca: 0.01% 이하,
    REM: 0.02% 이하,
    Mg: 0.006% 이하
    의 1종 또는 2종 이상을 또한 함유하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판.
  6. 제4항에 있어서,
    제4항에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 소재인 강판으로서, Ti와 N의 함유량이
    Ti-3.4N > 0
    를 만족하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판.
  7. 제4항에 기재된 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법으로서, 제4항에 기재된 성분으로 이루어지는 강을 용제하고, 주조하여 얻은 슬라브를 1000℃ 내지 1250℃로 가열한 후, 900℃ 초과의 재결정 온도 영역에서 조압연하며, 이어서 700℃ 내지 900℃에서 누적 압하량이 75% 이상인 미재결정 압연을 실시하고, 그 후, 판 두께 중심부의 냉각 속도를 1℃/s 내지 30℃/s로 하여, 500℃ 이하의 온도까지 가속 냉각하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 기재되어 있는 방법에 의하여 제조한 고강도 라인 파이프용 강판을 강판의 압연 방향과 강관의 길이 방향이 일치하도록 관 모양으로 성형하고, 맞대기부를 용접한 후, 확관하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이 프용 고강도 강관의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    성형을 UO 공정으로 실시하고, 맞대기부를 내외면으로부터 서브 머지 아크 용접으로 접합하는 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 제조 방법.
  10. 제8항 또는 제9항에 있어서, 확관율이 0.7% 내지 2%인 것을 특징으로 하는 내변형 시효성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관의 제조 방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102376638B1 (ko) * 2020-11-12 2022-03-22 한국생산기술연구원 강관 성형부의 저온 충격 인성을 개선하기 위한 용접 제어방법 및 이에 의해 제어되는 용접 장치

Families Citing this family (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5085364B2 (ja) * 2007-02-09 2012-11-28 新日本製鐵株式会社 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP5223317B2 (ja) 2007-12-05 2013-06-26 ソニー株式会社 プリンタ装置及びラミネート方法
JP2009235460A (ja) 2008-03-26 2009-10-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐震性能及び溶接熱影響部の低温靭性に優れた高強度ｕｏｅ鋼管
JP5468248B2 (ja) * 2008-12-04 2014-04-09 キヤノン電子株式会社 シャッタ羽根
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP4700740B2 (ja) * 2009-02-18 2011-06-15 新日本製鐵株式会社 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
JP2011006781A (ja) * 2009-05-25 2011-01-13 Nippon Steel Corp 低サイクル疲労特性に優れた自動車足回り部品とその製造方法
KR101374422B1 (ko) * 2010-11-05 2014-03-17 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2012144248A1 (ja) * 2011-04-19 2012-10-26 新日本製鐵株式会社 油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法
RU2465343C1 (ru) * 2011-08-31 2012-10-27 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности к56
JP5480215B2 (ja) 2011-09-08 2014-04-23 株式会社神戸製鋼所 引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管用鋼板およびその製造方法、並びに引張強さ７８０ＭＰａ以上の低降伏比厚肉円形鋼管
JP2013204103A (ja) * 2012-03-29 2013-10-07 Jfe Steel Corp 耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管とその製造方法および耐座屈性能に優れた低温用高強度溶接鋼管用鋼板の製造方法
US9303487B2 (en) 2012-04-30 2016-04-05 Baker Hughes Incorporated Heat treatment for removal of bauschinger effect or to accelerate cement curing
RU2492250C1 (ru) * 2012-06-29 2013-09-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства листового проката из низколегированной трубной стали класса прочности к65
WO2014086799A1 (en) 2012-12-03 2014-06-12 Tata Steel Nederland Technology Bv A cold-rolled and continuously annealed high strength steel strip or sheet having a good deep-drawability and a method for producing said steel strip or sheet
US9493864B2 (en) * 2013-03-15 2016-11-15 Am/Ns Calvert Llc Line pipe steels and process of manufacturing
JP6194951B2 (ja) 2013-04-15 2017-09-13 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6347198B2 (ja) * 2014-10-06 2018-06-27 新日鐵住金株式会社 高強度低合金鋼
EP3260565B1 (en) 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6399201B2 (ja) 2015-02-25 2018-10-03 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN109563580A (zh) 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
EP3495529B1 (en) 2016-08-05 2021-03-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
US20220220574A1 (en) * 2019-03-28 2022-07-14 Jfe Steel Corporation Steel material for line pipes, method for producing the same, line pipe, and method for producing the line pipe
CN112575158B (zh) * 2019-09-29 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种高塑性厚规格管线钢板及其制造方法
CN111041362B (zh) * 2019-12-16 2021-05-25 首钢集团有限公司 一种提高非调质螺栓钢包辛格效应的方法
CN114107798A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
CN114438423A (zh) * 2022-01-11 2022-05-06 日照钢铁控股集团有限公司 一种具有高韧性的管线钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4521258A (en) 1981-10-31 1985-06-04 Nippon Steel Corporation Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness
KR100524331B1 (ko) * 2002-05-27 2005-10-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법
KR100558429B1 (ko) 2002-04-09 2006-03-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 변형 성능이 우수한 고강도 강판, 고강도 강관 및 제조 방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS624826A (ja) 1985-07-01 1987-01-10 Kobe Steel Ltd 不安定延性破壊伝播停止特性にすぐれた高強度高靭性ラインパイプ用鋼板の製造方法
JPH07331381A (ja) * 1994-06-06 1995-12-19 Nippon Steel Corp 高強度高靭性継目無鋼管およびその製造法
JP3817887B2 (ja) 1997-02-25 2006-09-06 住友金属工業株式会社 高靭性高張力鋼およびその製造方法
JPH10237583A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
JP4071906B2 (ja) * 1999-11-24 2008-04-02 新日本製鐵株式会社 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
JP2001303191A (ja) 2000-04-19 2001-10-31 Nippon Steel Corp 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法
JP4171169B2 (ja) * 2000-10-11 2008-10-22 新日本製鐵株式会社 耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管とその製造方法
JP3846246B2 (ja) * 2001-09-21 2006-11-15 住友金属工業株式会社 鋼管の製造方法
JP4507745B2 (ja) * 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管およびその製造方法
JP4507746B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
JP4507747B2 (ja) 2003-07-31 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼管及びその製造方法
JP4655670B2 (ja) * 2005-02-24 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法
JP5028761B2 (ja) * 2005-07-19 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶接鋼管の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4521258A (en) 1981-10-31 1985-06-04 Nippon Steel Corporation Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness
KR100558429B1 (ko) 2002-04-09 2006-03-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 변형 성능이 우수한 고강도 강판, 고강도 강관 및 제조 방법
KR100524331B1 (ko) * 2002-05-27 2005-10-28 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102376638B1 (ko) * 2020-11-12 2022-03-22 한국생산기술연구원 강관 성형부의 저온 충격 인성을 개선하기 위한 용접 제어방법 및 이에 의해 제어되는 용접 장치

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