KR102524176B1

KR102524176B1 - 내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관

Info

Publication number: KR102524176B1
Application number: KR1020217011928A
Authority: KR
Inventors: 준지 시마무라; 도모유키 요코타; 사토시 우에오카; 노부유키 이시카와
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2018-09-28
Filing date: 2019-09-25
Publication date: 2023-04-20
Anticipated expiration: 2039-09-25
Also published as: WO2020067210A1; EP3859026A4; EP3859026A1; JP6825749B2; CN112752858A; JPWO2020067210A1; CN112752858B; KR20210064296A; RU2767261C1; BR112021005599A2; EP3859026B1

Abstract

본 발명은, 내HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판은, C, Si, Mn, P, S, Al, Mo 및 Ca 를 소정량 함유하고, 추가로, Nb 및 Ti 에서 선택되는 1 종 이상을 소정량 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 10¹⁴ ∼ 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 의 베이나이트 조직이며, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며, 520 MPa 이상의 인장 강도를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

내사워 라인 파이프용 고강도 강판 및 그 제조 방법 그리고 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관{HIGH STRENGTH STEEL PLATE FOR SOUR-RESISTANT LINE PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME, AND HIGH STRENGTH STEEL PIPE USING HIGH STRENGTH STEEL PLATE FOR SOUR-RESISTANT LINE PIPE}

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

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

여기에, 황화수소를 포함하는 원유나 천연가스의 수송에 사용되는 라인 파이프는, 강도, 인성, 용접성 등 외에, 내수소 야기 균열성 (내HIC (Hydrogen Induced Cracking) 성) 이나 내황화물 응력 부식 균열성 (내SSCC (Sulfide Stress Corrosion Cracking) 성) 과 같은, 이른바 내사워성이 필요로 된다. 그 중에서도 HIC 는, 부식 반응에 의한 수소 이온이 강재 표면에 흡착하고, 원자상의 수소로서 강 내부에 침입하고, 강 중의 MnS 등의 비금속 개재물이나 단단한 제 2 상 조직 주위로 확산·집적하여, 분자상의 수소가 되고, 그 내압에 의해 균열을 일으키는 것이고, 유정관에 대해 비교적 강도 레벨이 낮은 라인 파이프에 있어서 문제가 되어, 많은 대책 기술이 개시되어 왔다. 한편, SSCC 에 관해서는, 일반적으로 유정용 고강도 이음매 없는 강관이나, 용접부의 고경도역에서 발생하는 것이 알려져 있고, 비교적 경도가 낮은 라인 파이프에서는 그다지 문제시되지 않았다. 그런데 최근, 원유나 천연가스의 채굴 환경이 더욱더 혹독함을 증가시켜, 황화수소 분압이 높거나, 혹은 pH 가 낮은 환경에 있어서, 라인 파이프의 모재부에 있어서도 SSCC 가 발생하는 것이 보고되고 있어, 강관 내면 표층부의 경도를 컨트롤하여, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성을 향상시키는 것의 중요성이 지적되고 있다. 또, 비교적, 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서는, 피셔로 불리는 미세 균열이 발생하는 경우가 있어, SSCC 가 발생할 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 이용하여 강재의 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 높아져, 판두께 방향의 경도 분포에 편차가 발생한다. 따라서, 강판 내의 재질 균일성을 확보하는 관점에서 문제가 된다.

상기 문제를 해결하기 위해서, 예를 들어 특허문헌 1, 2 에는, 압연 후, 표층부가 베이나이트 변태를 완료하기 전에 표면을 복열시키는 고냉각 속도의 제어 냉각을 실시하는 것에 의한, 판두께 방향의 재질차가 작은 강판의 제조 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 있던 경우, 냉각 시에 그 하부의 강판의 냉각 속도에도 편차가 발생하여, 강판 내의 국소적인 냉각 정지 온도의 편차가 문제가 된다. 그 결과, 스케일 두께의 불균일에 의해 판폭 방향으로 강판 재질의 편차가 발생하게 된다. 이것에 대해, 특허문헌 5, 6 에는, 냉각 직전에 디스케일링을 실시함으로써, 스케일 두께 불균일에서 기인한 냉각 불균일을 저감하여, 강판 형상을 개선하는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허공보 제3951428호 일본 특허공보 제3951429호 일본 공개특허공보 2002-327212호 일본 특허공보 제3711896호 일본 공개특허공보 평9-57327호 일본 특허공보 제3796133호

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

특허문헌 1, 2 에 기재된 제조 방법에서는, 강판의 성분에 따라 변태 거동이 상이하면, 복열에 의한 충분한 재질 균질화의 효과가 얻어지지 않는 경우가 있다. 또, 특허문헌 1, 2 에 기재된 제조 방법에 의해 얻어지는 강판의 표층에 있어서의 조직이 페라이트-베이나이트 2 상 조직과 같은 복상 (複相) 조직인 경우, 저하중의 마이크로 비커스 시험에 있어서는, 압자가 어느 조직을 압입하여 시험하는지에 따라 경도의 값의 편차가 크게 발생한다.

특허문헌 3, 4 에 기재된 제조 방법은, 가속 냉각에 있어서의 표층부의 냉각 속도가 크기 때문에, 강판 표면의 가열만으로는 표층부의 경도를 충분히 저감할 수 없는 경우가 있다.

한편, 특허문헌 5, 6 에 기재된 방법에서는, 디스케일링에 의해, 열간 교정 시의 스케일의 압입 자국에 의한 표면 성상 불량의 저감이나, 강판의 냉각 정지 온도의 편차를 저감하여 강판 형상을 개선하고 있지만, 균일한 재질을 얻기 위한 냉각 조건에 관해서는 아무런 배려가 되어 있지 않다. 이것은, 강판 표면의 냉각 속도가 불규칙하면, 강판의 경도에 편차가 발생하기 때문이다. 즉, 냉각 속도가 느리면, 강판 표면이 냉각될 때에, 강판 표면과 냉각수 간에 기포의 막이 발생하는 "막비등" 과, 기포가 막을 형성하기 전에 냉각수에 의해 표면으로부터 분리되는 "핵비등" 이 동시에 발생하여, 강판 표면의 냉각 속도에 편차가 발생한다. 그 결과, 강판 표면의 경도에 편차를 발생시키게 된다. 특허문헌 5, 6 에 기재된 기술에서는 이 점이 고려되어 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, 내HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내SSCC 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, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성을 확보하기 위해, 강재의 성분 조성, 미크로 조직 및 제조 조건에 대해, 수많은 실험과 검토를 반복했다. 그 결과, 고강도 강관의 내SSCC 성을 더욱 향상시키기 위해서는, 종래 지견과 같이 단순히 표층 경도를 억제하는 것만으로는 불충분하고, 특히 강판의 극표층부의 조직, 구체적으로는 강판 표면 하 0.25 mm 의 강 조직을, 전위 밀도 1.0 × 10¹⁴ ∼ 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 의 베이나이트 조직으로 함으로써, 조관 후의 코팅 과정에 있어서 경도의 상승대 (上昇代) 를 억제할 수 있고, 결과적으로 강관의 내SSCC 성이 향상되는 것을 지견했다. 또한, 이와 같은 강 조직을 실현하기 위해서는, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 냉각 속도를 엄밀하게 컨트롤할 필요가 있고, 그 조건을 찾아내는 것에 성공했다. 또, 1 bar 초과의 황화수소 분압이 높은 환경에서는, Mo 첨가가 초기 균열 발생 억제에 유효한 것, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에서는 Ni 첨가를 억제하는 것이 피셔와 같은 미세 균열을 회피하는 데에 유효한 것을 알아냈다. 본 발명은, 이 지견을 기초로 이루어진 것이다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 다음과 같다.

[1] 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.015 ％, S : 0.0002 ∼ 0.0015 ％, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 10¹⁴ ∼ 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 의 베이나이트 조직이며,

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며,

판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며,

520 MPa 이상의 인장 강도를 갖는

것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 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, V : 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] 질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.015 ％, S : 0.0002 ∼ 0.0015 ％, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강편을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고,

그 후 상기 강판에 대해,

냉각 개시 시의 강판 표면 온도 : (Ar₃- 10 ℃) 이상,

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 50 ℃/s 이하,

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

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 부터 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도 : 150 ℃/s 이상, 및

강판 평균 온도로 냉각 정지 온도 : 250 ∼ 550 ℃

의 조건으로 제어 냉각을 실시하고,

그 후, 상기 강판에 대해, 강판 평균 온도 : 상기 냉각 정지 온도 초과, 또한 450 ∼ 600 ℃ 의 조건으로 재가열을 실시하는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[5] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 상기 [4] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[6] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, V : 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 [4] 또는 [5] 에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 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, 내HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내SSCC 성도 우수하다. 또, 본 발명의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 내HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내SSCC 성도 우수한 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 제조할 수 있다.

도 1 은 실시예에 있어서의 내SSCC 성의 평가를 위한 시험편의 채취 방법을 설명하는 모식도이다.

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

[성분 조성]

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

C : 0.02 ∼ 0.08 ％

C 는, 강도의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.02 ％ 미만에서는 충분한 강도가 확보되지 않고, 한편 0.08 ％ 를 초과하면, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내SSCC 성 및 내HIC 성이 열화한다. 또, 인성도 열화한다. 이 때문에, C 량은 0.02 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한정한다.

Si : 0.01 ∼ 0.50 ％

Si 는, 탈산을 위해 첨가하지만, 함유량이 0.01 ％ 미만에서는 탈산 효과가 충분하지 않고, 한편 0.50 ％ 를 초과하면 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, Si 량은 0.01 ∼ 0.50 ％ 의 범위로 한정한다.

Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％

Mn 은, 강도, 인성의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.50 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 1.80 ％ 를 초과하면 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내SSCC 성 및 내HIC 성이 열화한다. 또, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Mn 량은 0.50 ∼ 1.80 ％ 의 범위로 한정한다.

P : 0.001 ∼ 0.015 ％

P 는, 불가피 불순물 원소이며, 용접성을 열화시킴과 함께, 중심 편석부의 경도를 상승시킴으로써 내HIC 성을 열화시킨다. 0.015 ％ 를 초과하면 그 경향이 현저해지기 때문에, 상한을 0.015 ％ 로 규정한다. 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다. 함유량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서 0.001 ％ 이상으로 한다.

S : 0.0002 ∼ 0.0015 ％

S 는, 불가피 불순물 원소이며, 강 중에 있어서는 MnS 개재물이 되어 내HIC 성을 열화시키기 때문에 적은 것이 바람직하지만, 0.0015 ％ 까지는 허용된다. 함유량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서 0.0002 ％ 이상으로 한다.

Al : 0.01 ∼ 0.08 ％

Al 은, 탈산제로서 첨가하지만, 0.01 ％ 미만에서는 첨가 효과가 없고, 한편, 0.08 ％ 를 초과하면 강의 청정도가 저하하고, 인성이 열화하기 때문에, Al 량은 0.01 ∼ 0.08 ％ 의 범위로 한정한다.

Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％

Mo 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이며, 황화수소 분압에 의하지 않고 내SSCC 성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 얻으려면 0.01 ％ 이상을 함유할 필요가 있고, 0.10 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편으로, 함유량이 지나치게 많으면, 퀀칭성이 과잉이 되기 때문에, 후술하는 전위 밀도가 높아지고, 내SSCC 성이 열화한다. 또, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Mo 량은 0.50 ％ 이하로 하고, 바람직하게는 0.40 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 내HIC 성 향상에 유효한 원소이지만, 0.0005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 충분하지 않다. 한편, 0.005 ％ 를 초과한 경우, 효과가 포화할 뿐만 아니라, 강의 청정도 저하에 의해 내HIC 성을 열화시키므로, Ca 량은 0.0005 ∼ 0.005 ％ 의 범위로 한정한다.

Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 중에서 선택한 1 종 이상

Nb 및 Ti 는 모두, 강판의 강도 및 인성을 높이기 위해서 유효한 원소이다. 각 원소 모두, 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.1 ％ 를 초과하면 용접부의 인성이 열화한다. 따라서, Nb 및 Ti 의 적어도 1 종을, 각각 0.005 ∼ 0.1 ％ 의 범위에서 첨가하는 것으로 한다.

이상, 본 개시의 기본 성분에 대해 설명했지만, 본 개시의 성분 조성은, 강판의 강도나 인성의 가일층의 개선을 위해서, Cu, Ni 및 Cr 중에서 선택한 1 종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유시킬 수 있다.

Cu : 0.50 ％ 이하

Cu 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻으려면 0.05 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면 용접성이 열화하기 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는 0.50 ％ 를 상한으로 한다.

Ni : 0.10 ％ 이하

Ni 는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻으려면 0.01 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 0.10 ％ 를 초과하여 첨가하면, 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서, 피셔로 불리는 미세 균열을 생성하기 쉽게 하기 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는 0.10 ％ 를 상한으로 한다. 바람직하게는, 0.02 ％ 이하로 한다.

Cr : 0.50 ％ 이하

Cr 은, Mn 과 동일하게, 저 C 에서도 충분한 강도를 얻기 위해서 유효한 원소이며, 이 효과를 얻으려면 0.05 ％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면, 퀀칭성이 과잉이 되기 때문에, 후술하는 전위 밀도가 높아지고, 내SSCC 성이 열화한다. 또, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Cr 을 첨가하는 경우에는 0.50 ％ 를 상한으로 한다.

본 개시의 성분 조성은, 추가로, V, Zr, Mg 및 REM 중에서 선택한 1 종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유시킬 수도 있다.

V : 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

V 는, 강판의 강도 및 인성을 높이기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 함유량이 0.005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.1 ％ 를 초과하면 용접부의 인성이 열화하므로, 첨가하는 경우에는 0.005 ∼ 0.1 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다. Zr, Mg 및 REM 은, 결정립 미세화를 통해 인성을 높이거나, 개재물 성상의 컨트롤을 통해 내균열성을 높이거나 하기 위해서 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 이들 원소는, 모두, 함유량이 0.0005 ％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.02 ％ 를 초과하면 그 효과가 포화하므로, 첨가하는 경우에는 모두 0.0005 ∼ 0.02 ％ 의 범위로 하는 것이 바람직하다.

본 개시는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관의 내SSCC 성을 개선하기 위한 기술을 개시하는 것이지만, 내사워 성능으로서, 말할 필요도 없이, 내HIC 성을 동시에 만족할 필요가 있고, 예를 들어, 하기 (1) 식에 의해 구해지는 CP 값을, 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.

여기서, 상기 CP 값은, 각 합금 원소의 함유량으로부터 중심 편석부의 재질을 추정하기 위해서 고안된 식이며, 상기 게재한 (1) 식의 CP 값이 높을수록 중심 편석부의 성분 농도가 높아지고, 중심 편석부의 경도가 상승한다. 따라서, 상기 (1) 식에 있어서 구해지는 CP 값을 1.00 이하로 함으로써, HIC 시험에서의 균열 발생을 억제하는 것이 가능해진다. 또, CP 값이 낮을수록 중심 편석부의 경도가 낮아지기 때문에, 더욱 높은 내HIC 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, N 은 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 그 함유량이 0.007 ％ 이하, 바람직하게는 0.006 ％ 이하이면, 본 발명에 있어서는 허용된다.

[강판의 조직]

다음으로, 본 개시의 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 강 조직에 대해 설명한다. 인장 강도가 520 MPa 이상인 고강도화를 도모하기 위해, 강 조직은, 베이나이트 조직으로 할 필요가 있다. 특히, 표층부는, 마텐자이트나 섬상 마텐자이트 (MA) 등의 경질상이 생성된 경우, 표층 경도가 상승하고, 강판 내의 경도의 편차가 증대하여 재질 균일성이 저해된다. 표층 경도의 상승을 억제하기 위해서, 표층부의 강 조직에 대해서는 베이나이트 조직으로 한다. 표층부 이외의 부위도 베이나이트 조직이며, 당해 부위를 대표하여 판두께 중앙에서의 조직이 베이나이트 조직이면 된다. 여기서, 베이나이트 조직은, 변태 강화에 기여하는 가속 냉각 시 혹은 가속 냉각 후에 변태하는 베이나이틱 페라이트 또는 그래뉼러 페라이트라고 칭해지는 조직을 포함하는 것으로 한다. 베이나이트 조직 중에, 페라이트나 마텐자이트, 펄라이트, 섬상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등의 이종 (異種) 조직이 혼재하면, 강도의 저하나 인성의 열화, 표층 경도의 상승 등이 발생하기 때문에, 베이나이트상 이외의 조직 분율은 적을수록 좋다. 단, 베이나이트상 이외의 조직의 체적 분율이 충분히 낮은 경우에는, 그것들의 영향을 무시할 수 있으므로, 어느 정도의 양이면 허용된다. 구체적으로, 본 개시에서는, 베이나이트 이외의 강 조직 (페라이트, 마텐자이트, 펄라이트, 섬상 마텐자이트, 잔류 오스테나이트 등) 의 합계가 체적 분율로 5 ％ 미만이면, 큰 영향이 없기 때문에 허용되는 것으로 한다.

또, 베이나이트 조직에도 냉각 속도에 따른 여러 가지 형태가 있지만, 본 개시에 있어서는, 강판의 극표층부의 조직, 구체적으로는 강판 표면 하 0.25 mm 의 강 조직을, 전위 밀도 1.0 × 10¹⁴ ∼ 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 의 베이나이트 조직으로 하는 것이 중요하다. 조관 후의 코팅 과정에 있어서 전위 밀도가 감소하기 때문에, 강판 표면 하 0.25 mm 의 전위 밀도가 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 이하이면, 시효 경화로 인한 경도의 상승대를 최소한으로 억제할 수 있다. 반대로, 강판 표면 하 0.25 mm 의 전위 밀도가 7.0 × 10¹⁴ (m^-2) 를 초과하면, 조관 후의 코팅 과정에 있어서 전위 밀도가 감소하지 않고, 시효 경화에 의해 경도가 크게 상승하여 내SSCC 성을 열화시킨다. 조관 후에 양호한 내SSCC 성을 얻기 위해서 바람직한 전위 밀도의 범위는 6.0 × 10¹⁴(m^-2) 이하이다. 한편, 강판 표면 하 0.25 mm 의 전위 밀도가 1.0 × 10¹⁴(m^-2) 미만에서는 강판으로서 강도를 유지할 수 없게 된다. X65 그레이드의 강도를 확보하기 위해, 2.0 × 10¹⁴(m^-2) 이상의 전위 밀도를 갖는 것이 바람직하다. 또한, 본 개시의 고강도 강판에 있어서는, 강판 표면 하 0.25 mm 의 강 조직에 있어서의 전위 밀도가 상기 범위이면, 강판 표면으로부터 깊이 0.25 mm 의 범위의 극표층부도 동등한 전위 밀도를 갖고, 그 결과, 상기 내SSCC 성 향상의 효과가 얻어지는 것이다.

또한, 강판 표면 하 0.25 mm 에서의 전위 밀도를 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 이하로 하면, 표면 하 0.25 mm 에서의 HV 0.1 이 230 이하가 된다. 강관의 내SSCC 성을 확보하는 관점에서, 강판의 표층 경도를 억제하는 것이 중요하지만, 강판의 표면 하 0.25 mm 에서의 HV 0.1 을 230 이하로 함으로써, 조관 후 250 ℃ 에서 1 시간의 코팅 열처리 과정을 거친 후의, 표면 하 0.25 mm 에서의 HV 0.1 을 260 이하로 억제할 수 있어, 내SSCC 성을 확보할 수 있다.

또, 본 개시의 고강도 강판에서는, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하인 것도 중요하다. 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 비커스 경도를 측정했을 때의 3σ 가 30 HV 초과인 경우, 강판의 극표층에 있어서의 경도 편차, 즉, 극표층에 국소적인 고경도 부위가 존재함으로써, 당해 부위를 기점으로 한 내SSCC 성의 열화가 발생하기 때문이다. 또한, 표준 편차 σ 를 구할 때, 100 점 이상, 비커스 경도를 측정해 두는 것이 바람직하다.

또, 동일한 사고방식에서, 본 개시의 고강도 강판에서는, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하인 것도 중요하다.

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

[제조 방법]

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

〔슬래브 가열 온도〕

슬래브 가열 온도 : 1000 ∼ 1300 ℃

슬래브 가열 온도가 1000 ℃ 미만에서는, 탄화물의 고용이 불충분하여 필요한 강도가 얻어지지 않고, 한편 1300 ℃ 를 초과하면 인성이 열화하기 때문에, 슬래브 가열 온도는 1000 ∼ 1300 ℃ 로 한다. 또한, 이 온도는 가열로의 노 내 온도이며, 슬래브는 중심부까지 이 온도로 가열되는 것으로 한다.

〔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 내HIC 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. 또, 높은 모재 인성을 얻기 위해서는 오스테나이트 미재결정 온도역에 상당하는 950 ℃ 이하의 온도역에서의 압하율을 60 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 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 많아지고, 특히 Ar₃ 변태점으로부터의 온도 강하량이 10 ℃ 를 초과하면 체적 분율로 5 ％ 를 초과하는 페라이트가 생성되어, 강도 저하가 커짐과 함께 내HIC 성이 열화하기 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 내의 경도의 편차를 저감하고, 재질 균일성을 향상시키기 위해서는, 표층부의 냉각 속도와 강판 내의 평균 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 특히, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 전위 밀도와 3σ 를 상기 서술한 범위로 하기 위해서는, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 냉각 속도를 제어할 필요가 있다.

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 50 ℃/s 이하

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과하면, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 전위 밀도 7.0 × 10¹⁴ (m^-2) 초과가 되어 버린다. 그 결과, 강판 표면 하 0.25 mm 의 HV 0.1 이 230 을 초과하고, 조관 후의 코팅 과정을 거친 후, 표면 하 0.25 mm 에서의 HV 0.1 이 260 을 초과하여, 강관의 내SSCC 성이 열화한다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는 50 ℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 45 ℃/s 이하, 보다 바람직하게는 40 ℃/s 이하이다. 당해 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 냉각 속도가 과도하게 작아지면 페라이트나 펄라이트가 생성되어 강도 부족이 되기 때문에, 이것을 방지하는 관점에서, 20 ℃/s 이상으로 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, 베이나이트 조직이 얻어지지 않아 강도 저하나 내HIC 성의 열화가 발생한다. 이 때문에, 강판 평균 온도에서의 냉각 속도는 15 ℃/s 이상으로 한다. 강판 강도와 경도의 편차의 관점에서는, 강판 평균의 냉각 속도는 20 ℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 당해 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 저온 변태 생성물이 과잉으로 생성되지 않도록, 80 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 부터 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도 : 150 ℃/s 이상

강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 이하의 냉각에 대해서는, 안정적인 핵비등 상태에서의 냉각이 필요하고, 수량 밀도의 상승이 불가결하다. 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 부터 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도가 150 ℃/s 미만인 경우, 핵비등 상태에서의 냉각이 되지 않고, 강판의 극표층부에서 경도 편차가 발생하고, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 3σ 가 30 HV 를 초과해 버리고, 그 결과 내SSCC 성이 열화한다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는 150 ℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 170 ℃/s 이상이다. 당해 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 설비상의 제약으로부터, 250 ℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 강판 표면 하 0.25 mm 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 (斷面) 내의 온도 분포를 리얼타임으로 구할 수 있다. 당해 온도 분포에 있어서의 강판 표면 하 0.25 mm 에서의 온도를 본 명세서에 있어서의 「강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도」라고 하고, 당해 온도 분포에 있어서의 판두께 방향의 온도의 평균값을 본 명세서에 있어서의 「강판 평균 온도」라고 한다.

〔냉각 정지 온도〕

냉각 정지 온도 : 강판 평균 온도로 250 ∼ 550 ℃

압연 종료 후, 제어 냉각으로 베이나이트 변태의 온도역인 250 ∼ 550 ℃ 까지 급랭함으로써, 베이나이트상을 생성시킨다. 냉각 정지 온도가 550 ℃ 를 초과하면, 베이나이트 변태가 불완전하고, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또, 냉각 정지 온도가 250 ℃ 미만에서는, 표층부의 경도 상승이 현저해지고, 강판 표면 하 0.25 mm 에서의 전위 밀도 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 초과가 되기 때문에, 내SSCC 성이 열화한다. 또, 중심 편석부의 경도도 높아지고, 내HIC 성도 열화한다. 그래서, 강판 내의 재질 균일성의 열화를 억제하기 위해, 제어 냉각의 냉각 정지 온도는 강판 평균 온도로 250 ∼ 550 ℃ 로 한다.

〔재가열 조건〕

재가열 온도 : 강판 평균 온도로, 냉각 정지 온도 초과하고, 또한 450 ∼ 600 ℃

본 개시에서는, 압연 종료 후, 제어 냉각으로 베이나이트 변태의 온도역인 250 ∼ 550 ℃ 까지 급랭한 후, 강판을 온라인 재가열에 제공한다. 당해 재가열에 의해, 강판을 냉각 정지 온도보다 높은 온도로 하여 베이나이트상을 템퍼링 연화시킴으로써, 내SSCC 성을 향상시킬 수 있다. 단, 재가열 온도가 450 ℃ 미만에서는 표층 연화 효과가 불충분하고, 재가열 온도가 600 ℃ 를 초과하면 강도 저하 및 DWTT (Drop Weight Tear Test : 낙중 인열 시험) 특성의 열화를 초래하므로, 재가열 온도는 450 ∼ 600 ℃ 로 한다.

본 개시에 있어서는, 제조 효율이나 열처리에 필요한 연료 비용을 삭감하는 관점에서, 제어 냉각의 정지 후, 즉시 재가열을 실시하는 것이 바람직하다. 여기서, 제어 냉각 정지 후, 즉시 재가열을 실시한다란, 제어 냉각 정지 후, 120 초 이내에 재가열하는 것을 말한다.

표층 연화를 위해서는, 재가열 시에, 재가열 개시 온도, 즉, 냉각 정지 온도보다 50 ℃ 이상 승온하는 것이 바람직하다. 또, 재가열 후의 냉각은, 기본적으로, 공랭으로 하는 것이 바람직하다.

[고강도 강관]

본 개시의 고강도 강판을, 프레스 벤드 성형, 롤 성형, UOE 성형 등으로 관상으로 성형한 후, 맞댐부를 용접함으로써, 원유나 천연가스의 수송에 바람직한 강판 내의 재질 균일성이 우수한 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, 또 필요에 따라 확관 공정을 거쳐 제조된다. 또, 용접 방법은 충분한 이음매 강도와 이음매 인성이 얻어지는 방법이면, 어느 방법이어도 되지만, 우수한 용접 품질과 제조 능률의 관점에서, 서브머지 아크 용접을 사용하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1 에 나타내는 성분 조성이 되는 강 (강종 A ∼ M) 을, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 표 2 에 나타내는 온도로 가열한 후, 표 2 에 나타내는 압연 종료 온도 및 압하율의 열간 압연을 하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 강판으로 했다. 그 후, 강판에 대해, 표 2 에 나타내는 조건하에서 수랭형의 제어 냉각 장치를 사용하여 제어 냉각을 실시했다. 그 후 즉시, 온라인 유도 가열 장치를 사용하여, 강판 평균 온도가 표 2 의 「재가열 온도」가 되도록, 강판을 재가열했다.

[조직의 특정]

얻어진 강판의 미크로 조직을, 광학 현미경 및 주사형 전자현미경에 의해 관찰했다. 강판 표면 하 0.25 mm 의 위치에서의 조직과, 판두께 중앙에서의 조직을, 표 2 에 나타낸다.

[인장 강도의 측정]

압연 방향에 직각인 방향의 전체 두께 시험편을 인장 시험편으로 하여 인장 시험을 실시하고, 인장 강도를 측정했다. 결과를 표 2 에 나타낸다.

[비커스 경도의 측정]

압연 방향에 직각인 단면에 대해, JIS Z 2244 에 준거하여, 강판 표면 하 0.25 mm 의 위치에 있어서 100 점의 비커스 경도 (HV 0.1) 를 측정하고, 그 평균값 및 표준 편차 σ 를 구했다. 평균값과 3σ 의 값을, 강판 표면 하 0.25 mm 에서의 평균 경도 및 경도 편차로서, 표 2 에 나타낸다. 또, 동일하게 압연 방향에 직각인 단면에 대해, JIS Z 2244 에 준거하여, 강판 표면 하 0.25 mm 의 위치부터 판두께 방향으로 0.5 mm 피치로, 강판의 반대 측의 표면 하 0.25 mm 의 위치까지, 비커스 경도 (HV 0.1) 를 측정하고, 그 표준 편차 σ 를 구했다. 3σ 의 값을, 판두께 방향의 경도 편차로서, 표 2 에 나타낸다. 또한, 판두께 방향의 비커스 경도 측정을 0.5 mm 피치로 계속한 경우에, 측정 개시 측의 반대 측의 강판 표면 하 1.25 mm 이내의 위치에서 최초의 측정 후에는, 측정 개시 측의 반대 측의 강판 표면 하 0.25 mm 위치의 비커스 경도를 측정하고 측정 종료로 한다. 여기서, 통상 사용되는 HV 10 대신에 HV 0.1 로 측정한 것은, HV 0.1 로 측정함으로써 압흔이 작아지므로, 보다 표면에 가까운 위치에서의 경도 정보나, 보다 미크로 조직에 민감한 경도 정보를 하는 것이 가능해지기 때문이다.

[전위 밀도]

평균적인 경도를 갖는 위치로부터 X 선 회절용의 샘플을 채취, 샘플 표면을 연마하여 스케일을 제거하고, 강판 표면 하 0.25 mm 의 위치에 있어서 X 선 회절 측정을 실시했다. 전위 밀도는 X 선 회절 측정의 반가폭 β 로부터 구하는 변형으로부터 환산하는 수법을 사용했다. 통상적인 X 선 회절에 의해 얻어지는 회절 강도 곡선에서는, 파장이 상이한 Kα1 선과 Kα2 선의 2 개가 겹쳐져 있기 때문에, Rachinger 의 방법에 의해 분리한다. 변형의 추출에는, 이하에 나타내는 Williamsson-Hall 법을 사용한다. 반가폭의 퍼짐은 결정자의 사이즈 D 와 변형 ε 이 영향을 주고, 양 인자의 합으로서 다음 식으로 계산할 수 있다. β = β1 ＋ β2 = (0.9λ/(D × cosθ)) ＋ 2ε × tanθ 가 된다. 나아가 이 식을 변형하여, βcosθ/λ = 0.9λ/D ＋ 2ε × sinθ/λ 가 된다. sinθ/λ 에 대해 βcosθ/λ 를 플롯함으로써, 직선의 기울기로부터 변형 ε 이 산출된다. 또한, 산출에 사용하는 회절선은 (110), (211), 및 (220) 으로 한다. 변형 ε 으로부터 전위 밀도의 환산은 ρ = 14.4ε²/b² 을 사용했다. 또한, θ 는 X 선 회절의 θ-2θ 법으로부터 산출되는 피크 각도를 의미하고, λ 는 X 선 회절에서 사용하는 X 선의 파장을 의미한다. b 는 Fe(α) 의 버거스·벡터로, 본 실시예에 있어서는, 0.25 nm 로 했다.

[내SSCC 성의 평가]

내SSCC 성은, 이것들 각 강판의 일부를 사용하여 조관하여 평가했다. 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 제조했다. 도 1 에 나타내는 바와 같이, 얻어진 강관으로부터 잘라낸 쿠폰을 플래트닝한 후, 5 × 15 × 115 mm 의 SSCC 시험편을 강관 내면으로부터 채취했다. 이때, 피검면인 내면은, 최표층의 상태를 남기기 위해서 흑피가 형성된 그대로 했다. 채취한 SSCC 시험편에, 각 강관의 실제 항복 강도 (0.5 ％ YS) 의 90 ％ 의 응력을 부하하고, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 1 bar 로, EFC 16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시했다. 또, 동일하게 NACE 규격 TM0177 Solution B 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 0.1 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 0.9 bar 로, EFC 16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시했다. 또한, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 2 bar ＋ 이산화탄소 분압 : 3 bar 에 대해서도, EFC 16 규격의 4 점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 실시했다. 720 시간의 침지 후에, 균열이 확인되지 않는 경우를 내SSCC 성이 양호로 판단하여 ○, 또 균열이 발생한 경우를 불량으로 판단하여 × 로 했다. 결과를 표 2 에 나타낸다.

[내HIC 성의 평가]

내HIC 성은, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 사용하고, 황화수소 분압 : 1 bar 로, 96 시간 침지의 HIC 시험에 의해 조사했다. 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 조사했다. 내HIC 성은, HIC 시험에서 균열 길이율 (CLR) 이 15 ％ 이하가 된 경우를 양호로 판단하여 ○, 15 ％ 를 초과한 경우를 × 로 했다. 결과를 표 2 에 나타낸다.

본 발명의 목표 범위는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판으로서 인장 강도 : 520 MPa 이상, 표면 하 0.25 mm 위치와 t/2 위치 모두 미크로 조직은 베이나이트 조직, 표면 하 0.25 mm 에서의 HV 0.1 이 230 이하, 그 강판을 사용하여 조관한 고강도 강관에 있어서 SSCC 시험에서 균열이 확인되지 않는 것, HIC 시험에서 균열 길이율 (CLR) 이 15 ％ 이하인 것으로 했다.

표 2 에 나타낸 바와 같이, No.1 ∼ No.15 는, 성분 조성 및 제조 조건이 본 발명의 적정 범위를 만족하는 발명예이다. 모두, 강판으로서 인장 강도 : 520 MPa 이상, 표면 하 0.25 mm 위치와 t/2 위치 모두 미크로 조직은 베이나이트 조직, 표면 하 0.25 mm 에서의 HV 0.1 이 230 이하이며, 그 강판을 사용하여 조관한 고강도 강관에 있어서 내SSCC 성 및 내HIC 성도 양호했다.

이것에 대해, No.16 ∼ No.23 은, 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 조건이 본 발명의 범위 외인 비교예이다. No.16 은, 슬래브 가열 온도가 낮기 때문에, 미크로 조직의 균질화와 탄화물의 고용이 불충분하고 저강도였다. No.17 은, 냉각 개시 온도가 낮고, 페라이트가 석출된 층상 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 조관 후의 내HIC 성이 열화했다. No.18 은, 제어 냉각 조건이 본 발명 범위 외이고, 미크로 조직으로서 판두께 중심부에서 베이나이트 조직이 얻어지지 않고, 페라이트 ＋ 펄라이트 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 조관 후의 내HIC 성이 열화했다. No.19 는, 냉각 정지 온도가 낮고, 표면 하 0.25 mm 에서의 전위 밀도가 높아지고, HV 0.1 이 230 을 초과했기 때문에, 조관 후의 내SSCC 성이 열등했다. 또, 중심 편석부의 경도도 높아졌기 때문에 내HIC 성도 열화했다. No.20 및 No.23 은, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 내지 550 ℃ 에서의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 크게 초과했기 때문에, 표면 하 0.25 mm 에서의 전위 밀도가 높아지고, HV 0.1 이 230 을 초과하여, 조관 후의 내SSCC 성이 열등했다. 또, No.23 에서는 표층부에서의 내HIC 성도 열화했다. No.21 및 No.22 는, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 550 ℃ 이하에서의 평균 냉각 속도가 150 ℃/s 에 미치기 않기 때문에, 강판의 불균일 냉각이 현저해지고, HV 0.1 이 평균으로 230 이하를 만족하기는 했지만, 경도 편차가 크고, 국소적으로 경도가 높은 부분을 발생시켰기 때문에, 조관 후의 내SSCC 성이 열등했다. No.24 ∼ No.27 은, 강판의 성분 조성이 본 발명의 범위 외이며, 표면 하 0.25 mm 에서의 전위 밀도가 높아지고 HV 0.1 이 230 을 초과했기 때문에, 조관 후의 내SSCC 성이 열등했다. 또, No.24 ∼ No.27 에 대해서는, 중심 편석부의 경도가 증가했기 때문에, 내HIC 성도 열등했다. No.28 은, 강판의 Ni 량이 과다하기 때문에, 황화수소 분압이 낮은 환경에서의 내SSCC 성이 열화했다. No.29 는, 강판이 Mo 를 포함하지 않기 때문에, 황화수소 분압 2 Bar 라는 매우 혹독한 부식 환경하에서는 내SSCC 성이 열화했다. No.30 은, 재가열을 실시하지 않았기 때문에 표층 연화의 효과가 없고, 황화수소 분압 2 Bar 라는 매우 혹독한 부식 환경하에서는 내SSCC 성이 열화하는 경우가 있었다. No.31 은, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도가 50 ℃/s 를 초과했기 때문에, 황화수소 분압 2 Bar 라는 매우 혹독한 부식 환경하에서는 내SSCC 성이 열화하는 경우가 있었다.

본 발명에 의하면, 내HIC 성뿐만 아니라, 보다 혹독한 부식 환경하에서의 내SSCC 성 및 1 bar 미만의 황화수소 분압이 낮은 환경에 있어서의 내SSCC 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 : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.015 ％, S : 0.0002 ∼ 0.0015 ％, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
판두께 중앙부의 강 조직이 베이나이트 조직이고, 강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 10¹⁴ ∼ 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 의 베이나이트 조직이며,
강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며,
판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며,
520 MPa 이상의 인장 강도를 갖는
것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 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, V : 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.
질량％ 로, C : 0.02 ∼ 0.08 ％, Si : 0.01 ∼ 0.50 ％, Mn : 0.50 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.015 ％, S : 0.0002 ∼ 0.0015 ％, Al : 0.01 ∼ 0.08 ％, Mo : 0.01 ∼ 0.50 ％ 및 Ca : 0.0005 ∼ 0.005 ％ 를 함유하고, 추가로, Nb : 0.005 ∼ 0.1 ％ 및 Ti : 0.005 ∼ 0.1 ％ 에서 선택되는 1 종 이상을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강편을, 1000 ∼ 1300 ℃ 의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고,
그 후 상기 강판에 대해,
냉각 개시 시의 강판 표면 온도 : (Ar₃- 10 ℃) 이상,
강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 20 ℃/s 이상 50 ℃/s 이하,
강판 평균 온도로 750 ℃ 부터 550 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 15 ℃/s 이상 80 ℃/s 이하,
강판 표면 하 0.25 mm 에 있어서의 강판 온도로 550 ℃ 부터 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도 : 150 ℃/s 이상, 및
강판 평균 온도로 냉각 정지 온도 : 250 ∼ 550 ℃
의 조건으로 제어 냉각을 실시하고,
그 후, 상기 강판에 대해, 강판 평균 온도 : 상기 냉각 정지 온도 초과, 또한 450 ∼ 600 ℃ 의 조건으로 재가열을 실시하여, 판두께 중앙부의 강 조직이 베이나이트 조직이고, 강판 표면하 0.25 mm 에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0 × 10¹⁴ ∼ 7.0 × 10¹⁴(m^-2) 의 베이나이트 조직이고, 강판 표면하 0.25 mm 에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며, 판두께 방향의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ 로 했을 때에 3σ 에서 30 HV 이하이며, 520 ㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.50 ％ 이하, Ni : 0.10 ％ 이하 및 Cr : 0.50 ％ 이하 중에서 선택한 1 종 이상을 함유하는, 내사워 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
제 4 항 또는 제 5 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로, V : 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 강판의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관.
제 3 항에 기재된 내사워 라인 파이프용 고강도 강판을 사용한 고강도 강관.