KR101247089B1

KR101247089B1 - 라인 파이프용 강판 및 강관

Info

Publication number: KR101247089B1
Application number: KR1020107009878A
Authority: KR
Inventors: 노부유키 이시카와; 마코토 스즈키; 도모히로 마츠시마; 아키요시 츠지; 신이치 가키하라; 노부오 시카나이; 히로시 아와지야
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2007-11-07
Filing date: 2008-11-07
Publication date: 2013-03-25
Anticipated expiration: 2028-11-07
Also published as: JP5343519B2; US8801874B2; RU2481415C2; CN101855378A; TW200930820A; TWI392748B; US20100326559A1; EP2224028A4; KR20100070364A; EP2224028B1; JP2009133005A; WO2009061006A1; EP2224028A1; RU2010122959A

Abstract

본 발명은, 관 두께 20 ㎜ 이상의 내사워 라인 파이프에서 요구되는 엄격한 내 HIC 성능에도 대응할 수 있는, 우수한 내 HIC 성을 갖는 고강도 내사워 라인 파이프용 강 및 강관을 제공한다. 구체적으로는, 중량％ 로, C：0.02 ∼ 0.06 ％, Si：0 % 초과 0.5 ％ 이하, Mn：0.8 ∼ 1.6 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0 % ㅊ초과 0008 ％ 이하, Al：0 % 초과 0.08 ％ 이하, Nb：0.005 ∼ 0.035 ％, Ti：0.005 ∼ 0.025 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.0035 ％ 를 함유하고, 추가로 필요에 따라 Cu：0.5 ％ 이하, Ni：1 ％ 이하, Cr：0.5 ％ 이하, Mo：0.5 ％ 이하, V：0.1 ％ 이하 중에서 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, CP = 4.46 C (％) ＋ 2.37 Mn (％) / 6 ＋｛1.18 Cr (％) ＋ 1.95 Mo (％) ＋ 1.74 V (％)｝ / 5 ＋｛1.74 Cu (％) ＋ 1.7 Ni (％)｝ / 15 ＋ 22.36 P (％) 로 나타내는 CP 값이 0.95 이하, Ceq = C (％) ＋ Mn (％) / 6 ＋｛Cr (％) ＋ Mo (％) ＋ V (％)｝ / 5 ＋｛Cu (％) ＋ Ni (％)｝ / 15 로 나타내는 Ceq 값이 0.30 이상이다.

Description

라인 파이프용 강판 및 강관{STEEL PLATE FOR LINE PIPES AND STEEL PIPES}

본 발명은, 원유 (crude oil) 나 천연 가스 (natural gas) 등의 수송용 라인 파이프 (linepipe for transportation) 에 사용되는 내수소 유기 (誘起) 균열성 (이하, 내 HIC 성 (Anti-Hydrogen Induced Cracking) 으로 부른다) 이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판 (high-strength steel plate for linepipe) 및 이 강판을 사용하여 제조되는 라인 파이프용 강관에 관한 것으로, 특히 엄격한 내 HIC 성능이 요구되는 관 두께 (pipe thickness) 20 ㎜ 이상의 라인 파이프에 바람직한, 라인 파이프용 강판 및 강관에 관한 것이다.

일반적으로, 라인 파이프는, 후판 밀이나 열연 밀에 의해 제조된 강판을, UOE 성형 (U0E forming), 프레스 벤드 성형 (press bend forming), 롤 성형 (roll forming) 등으로 강관에 성형되어 제조된다. 황화수소 (hydrogen sulfide) 를 함유하는 원유나 천연 가스의 수송에 사용되는 라인 파이프 (이하, 「내사워 라인 파이프 (line pipe for sour gas service)」라고 하는 경우가 있다) 는, 강도, 인성, 용접성 (weldability) 이외에, 내수소 유기 균열성 (내 HIC 성) 이나 내응력 부식 균열성 (내 SCC 성 (Anti-Stress Corrosion Cracking) 등의 이른바 내사워성 (sour resistance) 이 필요해진다. 강재의 수소 유기 균열 (이하, HIC 로 부른다) 은, 부식 반응 (corrosion reaction) 에 의한 수소 이온이 강재 표면에 흡착되고, 원자 형상의 수소 (atomic hydrogen) 로서 강 내부에 침입하여, 강 중의 MnS 등의 비금속 개재물 (non-metal inclusion) 이나 딱딱한 제 2 상 조직의 주위에 확산되고, 집적하여, 그 내압에 의해 균열을 일으키는 것으로 되어 있다.

종래, 이와 같은 수소 유기 균열을 방지하기 위해서, 몇 가지 방법이 제안되어 있다. 예를 들어, 일본 공개특허공보 소54-110119호에는, 강 중의 S 함유량을 낮춤과 함께, Ca 나 REM (rare-earth metal) 등을 적당량 첨가함으로써, 길게 신전 (伸展) 된 MnS 의 생성을 억제하고, 미세하게 분산된 구 형상의 CaS 개재물로 형태 (shape) 를 바꾸는 기술이 제안되어 있다. 이로 인해, 황화물계 개재물에 의한 응력 집중 (stress concentration) 을 작게 하여, 균열의 발생과 전파를 억제함으로써, 내 HIC 성을 개선한다는 것이다.

일본 공개특허공보 소61-60866호, 일본 공개특허공보 소61-165207호에는, 편석 (segregation) 경향이 높은 원소 (C, Mn, P 등) 의 저감이나 슬래브 가열 단계 (slab heating process) 에서의 균열 처리 (soaking heat treatment) 에 의한 편석의 저감, 및 열간 압연 후에 가속 냉각 (accelerated cooling) 을 실시하여 금속 조직을 베이나이트상으로 하는 기술이 제안되어 있다. 이로 인해, 중심 편석부 (center segregation area) 에서의 균열의 기점이 되는 섬 형상 마르텐사이트 (M-A constituent) 의 생성, 및 균열의 전파 경로 (propagation path) 가 되는 마르텐사이트 (martensite) 등의 경화 조직 (hardened structure) 의 생성을 억제한다는 것이다. 또한, 일본 공개특허공보 평5-255747호에는 편석 계수 (segregation coefficient) 에 기초한 탄소 당량식 (carbon equivalent formula) 을 제안하고, 그것을 일정값 이하로 함으로써 중심 편석부의 균열을 억제하는 방법이 제안되어 있다.

또한, 중심 편석부의 균열의 대책으로서, 일본 공개특허공보 2002-363689호에는 중심 편석부에 있어서의 Nb 와 Mn 의 편석도 (segregation degree) 를 일정 이하로 규정하는 방법, 일본 공개특허공보 2006-63351호에는 HIC 의 기점이 되는 개재물의 크기와 중심 편석부의 경도를 각각 규정하는 방법이 제안되어 있다.

그러나, 최근의 내사워 라인 파이프에서는 관 두께가 20 ㎜ 이상인 후육재 (heavy wall pipe) 가 증가하고 있고, 이와 같은 후육재에서는, 강도를 확보하기 위해서 합금 원소의 첨가량을 늘릴 필요가 있다. 이 경우, 상기와 같은 종래 기술의 수법으로 MnS 의 생성을 억제하고, 또한 중심 편석부의 조직을 개선하였다고 해도, 중심 편석부의 경도가 상승되어, Nb 탄질화물 (carbonitride) 을 기점으로 HIC 가 발생되어 버린다. Nb 탄질화물로부터의 균열은, 그 균열 길이 비율 (crack length rate) 이 작기 때문에, 종래의 내 HIC 성능의 요구 기준에서는 특히 문제가 되지 않았지만, 최근에는, 보다 높은 내 HIC 성능이 요구되고 있고, Nb 탄질화물을 기점으로 한 HIC 의 억제도 필요해졌다.

일본 공개특허공보 2006-63351호와 같이 Nb 를 함유하는 탄질화물을 5 ㎛ 이하라는 매우 작은 사이즈로 하는 방법은, 중심 편석부의 HIC 발생을 억제하는 데에는 효과적이다. 그러나, 실제로는, 조괴 (ingot casting) 또는 연속 주조 (continuous casting) 시에 최종 응고부에서 조대한 Nb 탄질화물이 정출되는 (crystallize) 경우가 있어, 상기 서술한 바와 같이 보다 엄격한 내 HIC 성능의 요구에 대해서는, HIC 의 발생의 억제와 함께, 어떠한 빈도로 생성되는 Nb 탄질화물 등을 기점으로 하여 발생된 균열의 전파를 억제하기 위해서, 중심 편석부의 재질을 매우 엄격하게 관리할 필요가 생겼다. 중심 편석부의 재질을 관리하는 방법으로는, 일본 공개특허공보 평5-255747호가 제안한 편석 계수를 고려한 탄소 당량식을 들 수 있다. 그러나, 편석 계수를 전자선 프로브 마이크로 애널라이저 (Electron Probe Micro Analyzer) 에 의한 분석으로 실험적으로 구하고 있기 때문에, 예를 들어 스폿 사이즈 (spot-size) 가 10 ㎛ 정도인 측정 범위 내에서의 평균값으로서밖에 구할 수 없어, 엄밀하게 중심 편석부의 농도를 예측할 수 있는 방법은 되지 않았다.

따라서 본 발명의 목적은, 상기와 같은 종래 기술의 과제를 해결하고, 내 HIC 성이 우수한 고강도 라인 파이프용 강판, 특히 관 두께 20 ㎜ 이상의 내사워 라인 파이프에서 요구되는 엄격한 내 HIC 성능에 대해서도 충분히 대응할 수 있는 우수한 내 HIC 성을 갖는 고강도 내사워 라인 파이프용 강판을 제공하는 것에 있다.

또한, 본 발명의 다른 목적은, 그러한 우수한 성능을 갖는 고강도 라인 파이프용 강판을 사용한 라인 파이프용 강관을 제공하는 것에 있다.

또한, 본 발명이 목표로 하는 강관은 모두 APIX65 이상 (항복 응력이 65 ksi 이상, 450 MPa 이상) 의 강관이고, 인장 강도는 535 MPa 이상의 고강도 강관이다.

본 발명은, 이하를 요지로 하는 것이다.

1. 중량％ 로, C：0.02 ∼ 0.06 ％, Si：0 % 초과 0.5 ％ 이하, Mn：0.8 ∼ 1.6 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0 % 초과 0.0008 ％ 이하, Al：0 % 초과 0.08 ％ 이하, Nb：0.005 ∼ 0.035 ％, Ti：0.005 ∼ 0.025 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.0035 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강이고, 하기 식으로 나타내는 CP 값이 0.95 이하이고, Ceq 값이 0.30 이상인 라인 파이프용 강판.

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

Ceq = C (％) ＋ Mn (％) / 6 ＋｛Cr (％) ＋ Mo (％) ＋ V (％)｝ / 5 ＋｛Cu (％) ＋ Ni (％)｝ / 15

2. 상기 1 의 강판에 있어서, 중량％ 로 추가로 Cu：0.5 ％ 이하, Ni：1 ％ 이하, Cr：0.5 ％ 이하, Mo：0.5 ％ 이하, V：0.1 ％ 이하 중에서 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 라인 파이프용 강판.

3. 상기 1 또는 2 의 강판에 있어서, 중심 편석부의 경도가 HV250 이하, 중심 편석부의 Nb 탄질화물의 길이가 20 ㎛ 이하인 라인 파이프용 강판.

4. 상기 1 내지 3 중 어느 하나에 기재된 강판에 있어서, 상기 강판의 금속 조직이 체적 분율로 75 ％ 이상의 베이나이트상을 갖는 라인 파이프용 강판.

5. 상기 1 내지 4 중 어느 하나에 기재된 강판을 사용하여, 냉간 성형에 의해 관 형상으로 하고, 그 맞댐부를 시임 용접함으로써 제조된 라인 파이프용 강관.

본 발명의 라인 펌프용 강판 및 강관은, 우수한 내 HIC 성을 갖고, 특히 관 두께 20 ㎜ 이상의 라인 펌프에서 요구되는 엄격한 내 HIC 성능에도 충분히 대응할 수 있다.

도 1 은 중심 편석부에 MnS 또는 Nb 탄질화물이 생성되어 있는 강판에 대하여, 중심 편석부의 경도와 HIC 시험에서의 균열 면적률 (crack area rate) 의 관계를 나타내는 그래프.
도 2 는 강판의 CP 값과 HIC 시험에서의 균열 면적률의 관계를 나타내는 그래프.

발명을 실시하기 위한 최선의 형태

본 발명자 등은, HIC 시험에서의 균열의 발생 및 그 전파 거동을, 균열의 기점과 중심 편석부의 조직의 관점에서 상세하게 조사한 결과, 이하의 지견을 얻기에 이르렀다.

먼저, 중심 편석부의 균열을 억제하려면, 기점이 되는 개재물의 종류에 따른 중심 편석부의 재질이 필요하다. 도 1 에 중심 편석부에 MnS 또는 Nb 탄질화물이 생성되어 있는 강판을 사용하여 HIC 시험 (시험 방법은 후술하는 실시예와 동일) 을 실시한 결과의 일례를 나타낸다. 이것에 의하면, 중심 편석부에 MnS 가 있는 경우는, 낮은 경도에서도 균열 면적률이 상승되기 때문에, MnS 의 생성을 억제하는 것은 매우 중요하다는 것을 알 수 있다. 그러나, MnS 의 생성을 억제할 수 있어도, Nb 탄질화물이 있는 경우에는, 중심 편석부의 경도가 어떠한 레벨 (여기서는 비커스 경도 (Vickers hardness) HV250) 을 초과하면 HIC 시험에서 균열이 발생되게 된다.

이와 같은 문제를 해결하기 위해서는, 강판의 화학 성분을 정밀하게 제어하여 중심 편석부의 경도를 소정 레벨 이하 (바람직하게는 HV250 이하) 로 할 필요가 있다. 본 발명자들은, 중심 편석부에 있어서의 화학 성분의 농화 거동 (incrassate behavior) 을 열역학적으로 (thermodynamically) 해석하여, 합금 원소마다의 편석 계수를 도출하였다. 이 편석 계수의 도출은 이하의 순서에 따라 실시하였다. 먼저, 주조시의 최종 응고부에는 응고 수축 (solidification shrinkage) 또는 벌징 (bulging) 에 의한 공극 (void) 이 생성되고, 그 부분에 주변의 농화된 용강 (molten steel) 이 유입되어, 성분이 농화된 편석 스폿을 형성한다. 다음으로, 농화된 편석 스폿 (segregation spot) 이 응고되는 과정은 열역학적인 평형 분배 계수 (equilibrium distribution coefficient) 에 기초하여 응고 계면 (solidification boundary) 에서의 성분 변화가 발생되기 때문에, 최종적으로 형성되는 편석부의 농도를 열역학적으로 구할 수 있다. 이상과 같은 열역학적인 해석으로 구한 편석 계수를 이용하여, 하기 식으로 나타내는 중심 편석부의 탄소 당량식에 대응하는 CP 값을 얻기에 이르렀다. 그리고, 이 CP 값을 일정값 이하로 함으로써, 중심 편석부의 경도를 균열이 발생되는 한계의 경도 이하로 억제할 수 있는 것을 알아내었다. 도 2 에, 하기 식으로 나타나는 CP 값과 HIC 시험 (시험 방법은 후술하는 실시예와 동일) 에서의 균열 면적률의 관계를 나타낸다. 이것에 의하면, CP 값이 높아지면 균열 면적률이 급격하게 상승되지만, CP 값을 일정값 이하로 억제함으로써 HIC 에서의 균열을 저감시킬 수 있다는 것을 알 수 있다.

또한, HIC 시험에서의 균열의 발생 기점이 되는 Nb 탄질화물의 크기를 일정값 이하로 억제하고, 추가로 금속 조직을 미세한 베이나이트 주체의 조직으로 함으로써 균열의 전파를 억제함으로써, 상기의 대책과 함께, 안정적이고 보다 우수한 내 HIC 성능을 얻을 수 있게 된다.

이하에 본 발명의 라인 파이프용 강판의 상세한 것에 대하여 설명한다.

먼저, 본 발명의 화학 성분의 한정 이유를 설명한다. 또한, 성분량의 ％ 는 모두 「중량％」이다.

·C：0.02 ∼ 0.06 ％：

C 는, 가속 냉각에 의해 제조되는 강판의 강도를 높이기 위해서 가장 유효한 원소이다. 그러나, C 량이 0.02 ％ 미만에서는 충분한 강도를 확보할 수 없고, 한편 0.06 ％ 를 초과하면 인성 및 내 HIC 성을 열화시킨다. 이 때문에 C 량은 0.02 ∼ 0.06 ％ 로 한다.

·Si：0 % 초과 0.5 ％ 이하：

Si 는 탈산을 위해서 첨가하는데, Si 량이 0.5 ％ 를 초과하면 인성이나 용접성 (weldability) 이 열화된다. 이 때문에 Si 량을 0 % 초과 0.5 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Si 량은 0 % 초과 0.3 ％ 이하이다.

·Mn：0.8 ∼ 1.6 ％：

Mn 은 강의 강도 및 인성의 향상을 위해 첨가하는데, Mn 량이 0.8 ％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 1.6 ％ 를 초과하면 용접성과 내 HIC 성이 열화된다. 따라서, Mn 량을 0.8 ∼ 1.6 ％ 의 범위 내로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Mn 량은 0.8 ∼ 1.3 ％ 이다.

·P：0.008 ％ 이하：

P 는 불가피 불순물 원소로서, 중심 편석부의 경도를 상승시킴으로써 내 HIC 성을 열화시킨다. 이 경향은 0.008 ％ 를 초과하면 현저해진다. 이 때문에, P 량은 0.008 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 P 량은 0.006 ％ 이하이다.

·S：0 % 초과 0.0008 ％ 이하：

S 는, 강 중에서는 일반적으로 MnS 계의 개재물이 되지만, Ca 첨가에 의해 MnS 계로부터 CaS 계 개재물로 형태 제어된다. 그러나, S 량이 많으면 CaS 계 개재물의 양도 많아져, 고강도재에서는 균열의 기점이 될 수 있다. 이 경향은, S 량이 0.0008 ％ 를 초과하면 현저해진다. 이 때문에, S 량을 0% 초과 0.0008 ％ 이하로 한다.

·Al：0 % 초과 0.08 ％ 이하：

Al 은 탈산제로서 첨가되는데, Al 량이 0.08 ％ 를 초과하면 청정도의 저하로 인해 연성이 열화된다. 이 때문에, Al 량을 0 % 초과 0.08 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0 % 초과 0.06 ％ 이하이다.

·Nb：0.005 ∼ 0. 035 ％：

Nb 는, 압연시의 입자 성장을 억제하여, 미세립화에 의해 인성을 향상시킴과 함께, 담금질성을 높여 가속 냉각 후의 강도를 높이는 원소이다. 그러나, Nb 량이 0.005 ％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편 0.035 ％ 를 초과하면 용접 열 영향부 (welded heat affected zone) 의 인성이 열화될 뿐만 아니라, 조대한 Nb 탄질화물의 생성을 초래하여, 내 HIC 성능이 열화된다. 특히 주조 과정에서의 최종 응고부는 합금 원소가 농화되고, 또한 냉각 속도가 느리기 때문에, 중심 편석부에 Nb 탄질화물이 정출되기 쉽다. 이 Nb 탄질화물은, 압연에 의해 강판으로 된 후도 잔존하여, HIC 시험에서 Nb 탄질화물을 기점으로 한 균열이 발생된다. 중심 편석부의 Nb 탄질화물의 사이즈는 Nb 첨가량에 의해 영향을 받아 Nb 첨가량의 상한을 0.035 ％ 이하로 함으로써, 그 사이즈를 20 ㎛ 이하로 할 수 있다. 이 때문에, Nb 량은 0.005 ∼ 0.035 ％ 로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Nb 량은 0.010 ∼ 0.030 ％ 이다.

·Ti：0.005 ∼ 0.025 ％：

Ti 는, TiN 을 형성하여 슬래브 가열시의 입자 성장 (grain growth) 을 억제할 뿐만 아니라, 용접 열 영향부의 입자 성장을 억제하여, 모재 및 용접 열 영향부의 미세립화에 의해 인성을 향상시킨다. 그러나, Ti 량이 0.005 ％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편 0.025 ％ 를 초과하면 인성이 열화된다. 이 때문에, Ti 량은 0.005 ∼ 0.025 ％ 로 한다. 또한, 상기 관점에서 보다 바람직한 Ti 량은 0.05 ∼ 0.018 ％ 이다.

·Ca：0.0005 ∼ 0.0035 ％

Ca 는 황화물계 개재물의 형태를 억제하고, 연성의 개선과 내 HIC 성능의 향상에 유효한 원소인데, Ca 량이 0.0005 ％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편 0.0035 ％ 를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되어, 오히려 청정도의 저하로 인해 인성을 열화시킴과 함께, 강 중의 Ca 계 산화물량이 증가하고 그것들을 기점으로 하여 균열이 발생되는 결과, 내 HIC 성능도 열등해지게 된다. 이 때문에, Ca 량은 0.0005 ∼ 0.0035 ％ 로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Ca 량은 0.0010 ∼ 0.030 ％ 이다.

본 발명의 강판은, 추가로 Cu, Ni, Cr, Mo, V 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 이하와 같은 범위에서 함유할 수 있다.

·Cu：0.5 ％ 이하：

Cu 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소인데, 그 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상이 바람직하다. Cu 량이 0.5 ％ 를 초과하면 용접성이 열화된다. 이 때문에, Cu 를 첨가하는 경우에는 0.5 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Cu 량은 0.3 ％ 이하이다.

·Ni：1 ％ 이하：

Ni 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소인데, 그 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상이 바람직하다. Ni 량이 1.0 ％ 를 초과하면 용접성이 열화된다. 이 때문에, Ni 를 첨가하는 경우에는 1.0 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Ni 량은 0.5 ％ 이하이다.

·Cr：0.5 ％ 이하：

Cr 은 담금질성 (hardenability) 을 높임으로써 강도의 상승에 유효한 원소인데, 그 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상이 바람직하다. Cr 량이 0.5 ％ 를 초과하면 용접성을 열화시킨다. 이 때문에, Cr 을 첨가하는 경우에는 0.5 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Cr 량은 0.3 ％ 이하이다.

·Mo：0.5 ％ 이하：

Mo 는 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소인데, 그 효과를 얻기 위해서는 0.02 ％ 이상이 바람직하다. Mo 량이 0.5 ％ 를 초과하면 용접성이 열화된다. 이 때문에, Mo 를 첨가하는 경우에는 0.5 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 Mo 량은 0.3 ％ 이하이다.

·V：0.1 ％ 이하：

V 는 인성을 열화시키지 않고 강도를 상승시키는 원소인데, 그 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상이 바람직하다. V 량이 0.1 ％ 를 초과하면 용접성을 현저하게 손상시킨다. 이 때문에, V 를 첨가하는 경우에는 0.1 ％ 이하로 한다. 또한, 상기의 관점에서 보다 바람직한 V 량은 0.05 ％ 이하이다.

또한, 본 발명의 강판의 잔부는 Fe 및 불가피 불순물이다.

본 발명에서는, 추가로 하기 식으로 나타내는 CP 값 및 Ceq 값을 규정한다.

·CP 값：0.95 이하：

여기서, C (％), Mn (％), Cr (％), Mo (％), V (％), Cu (％) Ni (％), P (％) 는, 각각 원소의 함유량이다.

CP 값에 관한 상기 식은, 각 합금 원소의 함유량으로부터 중심 편석부의 재 질을 추정하기 위해서 고안된 식으로, CP 값이 높을수록 중심 편석부의 농도가 높아지고, 중심 편석부의 경도가 상승된다. 도 2 에 도시한 바와 같이, 이 CP 값을 0.95 이하로 함으로써 중심 편석부의 경도를 충분히 작게 할 (바람직하게는 HV250 이하) 수 있어, HIC 시험에서의 균열을 억제할 수 있게 된다. 이 때문에 CP 값은 0.95 이하로 한다. 또한, CP 값이 낮을수록 중심 편석부의 경도가 낮아지기 때문에, 더욱 고도의 내 HIC 성능이 필요한 경우에는, CP 값은 0.92 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, CP 값이 낮을수록 중심 편석부의 경도가 저하되어, HIC 성능이 향상되기 때문에 CP 값의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 적절한 강도를 얻기 위해서는 CP 값을 0.60 이상으로 하는 것이 바람직하다.

·Ceq 값：0.30 이상：

Ceq 는 강의 탄소 당량 (carbon equivalent) 이고, 또한 담금질성 지수 (hardenability index) 로서, Ceq 값이 높을수록 강재의 강도가 높아진다.

본 발명은, 특히 관 두께가 20 ㎜ 이상인 후육재의 내사워 라인 파이프의 HIC 성능 향상을 목적으로 하고 있고, 후육재로 충분한 강도를 얻기 위해서는 Ceq 값이 0.30 이상 필요하다. 이 때문에 Ceq 값은 0.30 이상으로 한다. Ceq 값이 높을수록 고강도가 얻어져, 보다 두꺼운 강관의 제조도 가능해지지만, 합금 원소 농도가 지나치게 높으면 중심 편석부의 경도도 상승되어, 내 HIC 성능이 열화되기 때문에, Ceq 값의 상한을 0.42 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 강판 및 강관은, 중심 편석부의 경도와 HIC 의 기점이 되는 Nb 탄질화물의 크기에 대해 다음과 같은 조건을 만족시키는 것이 바람직하다.

·중심 편석부의 경도：비커스 경도 HV250 이하：

앞서 설명한 바와 같이, HIC 에 있어서의 균열 성장의 메커니즘은, 강 중의 개재물 등의 주위에 수소가 집적하여 균열이 발생되고, 개재물 주위에 균열이 전파됨으로써 큰 균열로 성장하는 것에 있다. 이 때, 중심 편석부가 가장 균열이 발생되어, 전파되기 쉬운 장소이고, 중심 편석부의 경도가 클수록 균열을 발생시키기 쉬워진다. 중심 편석부의 경도가 HV250 이하인 경우에는, 중심 편석부에 미소한 Nb 탄질화물이 잔존하고 있어도 균열의 전파가 발생되기 어렵기 때문에, HIC 시험에서의 균열 면적률을 억제할 수 있다. 그러나, 중심 편석부의 경도가 HV250 을 초과하면, 균열이 전파되기 쉬워지고, 특히 Nb 탄질화물에서 발생된 균열이 전파되기 쉬워진다. 이 때문에 중심 편석부의 경도는 HV250 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 엄격한 HIC 성능이 요구되는 경우에는, 중심 편석부의 경도를 더욱 저감시킬 필요가 있고, 그 경우에는 중심 편석부의 경도는 HV230 이하로 하는 것이 바람직하다.

·중심 편석부의 Nb 탄질화물의 길이：20 ㎛ 이하：

중심 편석부에 생성되는 Nb 탄질화물은, HIC 시험에 있어서 수소의 집적 장소가 되고, 그것을 기점으로 하여 균열이 발생된다. 이 때, Nb 탄질화물의 사이즈가 클수록 균열이 전파되기 쉬워져, 중심 편석부의 경도가 HV250 이하여도 균열이 전파되어 버린다. 그리고, Nb 탄질화물의 길이가 20 ㎛ 이하이면, 중심 편석부의 경도를 HV250 이하로 함으로써 균열의 전파를 억제할 수 있다. 이 때문에 Nb 탄질화물의 길이는 20 ㎛ 이하, 바람직하게는 10 ㎛ 로 한다. 여기서, Nb 탄질화물의 길이는 그 입자의 최대 길이로 한다.

본원 발명은, 특히 판 두께가 20 ㎜ 이상인 내사워 라인 파이프용 강판에 바람직하다. 이것은, 일반적으로 판 두께 (관 두께) 가 20 ㎜ 미만인 경우에는, 합금 성분의 첨가량이 적기 때문에, 중심 편석부의 경도도 낮게 할 수 있고, 양호한 내 HIC 성능이 얻어지기 쉽기 때문이다. 또한, 강판이 두꺼워질수록 합금 원소의 첨가가 필요하고, 중심 편석부의 경도를 저감시키기 어려워지기 때문에, 특히 판 두께가 25 ㎜ 를 초과하는 후육 강판에 있어서, 그 효과를 보다 발휘할 수 있다.

또한, 본 발명의 강판 (및 강관) 의 금속 조직은, 베이나이트상의 체적 분율이 75 ％ 이상, 바람직하게는 90 ％ 이상인 것이 바람직하다. 베이나이트상은 강도, 인성이 우수한 금속 조직으로서, 그 체적 분율을 75 ％ 이상으로 함으로써, 균열의 전파를 억제하여, 고강도를 유지하면서 높은 내 HIC 성능을 얻을 수 있다. 한편, 베이나이트상의 체적 분율이 낮은 금속 조직, 예를 들어 페라이트, 펄라이트, MA (섬 형상 마르텐사이트) 또는 마르텐사이트 등의 금속상과 베이나이트상의 혼합 조직이 되면, 상 계면에서의 균열의 전파가 촉진되어, 내 HIC 성능이 저하된다. 베이나이트상 이외의 금속상 (페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트 등) 의 체적 분율이 25 ％ 미만이면 내 HlC 성능의 저하는 작기 때문에, 베이나이트상의 체적 분율은 75 ％ 이상인 것이 바람직하고, 동일한 관점에서 보다 바람직한 베이나이트상의 체적 분율은 90 ％ 이상이다.

본 발명의 강판은, 상기 서술한 화학 성분과 중심 편석부의 경도 및 Nb 탄질화물의 사이즈를 규정함으로써, 그리고 금속 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 함으로써, 후육재로도 우수한 내 HIC 성능이 얻어지기 때문에, 기본적으로는 종래법과 동일한 제조 방법으로 제조하면 된다. 단, 내 HIC 성능뿐만 아니라, 최적의 강도 및 인성을 얻기 위해서는 이하에 나타내는 바와 같은 조건에서 제조하는 것이 바람직하다.

·슬래브 가열 온도 (slab heating temperature)：1000 ∼ 1200 ℃：

슬래브를 열간 압연 (hot rolling) 할 때의 슬래브 가열 온도는, 1000 ℃ 미만에서는 충분한 강도가 얻어지지 않고, 한편 1200 ℃ 를 초과하면, 인성이나 DWTT 특성 (Drop Weight Tear Test property) 이 열화된다. 이 때문에, 슬래브 가열 온도는 1000 ∼ 1200 ℃ 로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정 (hot rolling process) 에 있어서, 높은 모재 인성을 얻기 위해서는 압연 종료 온도 (hot rolling finish temperature) 는 낮을수록 좋지만, 그 반면, 압연 능률 (rolling efficiency) 이 저하되기 때문에, 압연 종료 온도는 필요한 모재 인성과 압연 능률을 고려하여 적절한 온도로 설정된다. 또한, 높은 모재 인성을 얻기 위해서는 미재결정 온도역 (non-recrystallization temperature zone) 에서의 압하율을 60 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 후, 가속 냉각을 이하와 같은 조건에서 실시하는 것이 바람직하다.

·가속 냉각의 개시시의 강판 온도：(Ar3 - 10 ℃) 이상：

여기서, Ar3 변태점 온도는 강의 성분으로부터, Ar3 (℃) = 910-310 C (％)-80 Mn (％)-20 Cu (％)-15 Cr (％)-55 Ni (％)-80 Mo (％) 로 부여된다.

가속 냉각의 개시시의 강판 온도가 낮으면, 가속 냉각 전의 페라이트 생성량이 많아지고, 특히 Ar3 변태점으로부터의 온도 저하가 10 ℃ 를 초과하면 내 HIC 성이 열화된다. 또한, 강판의 금속 조직도, 충분한 체적 분율의 베이나이트상 (바람직하게는 75 ％ 이상) 을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 가속 냉각의 개시시의 강판 온도는 (Ar3 - 10 ℃) 이상으로 하는 것이 바람직하다.

·가속 냉각의 냉각 속도：5 ℃/sec 이상

가속 냉각에 있어서의 냉각 속도는, 충분한 강도를 안정적으로 얻기 위해서 5 ℃/ sec 이상으로 하는 것이 바람직하다.

·가속 냉각의 정지시의 강판 온도：250 ∼ 600 ℃：

가속 냉각은, 베이나이트 변태에 의해 고강도를 얻기 위해서 중요한 프로세스이다. 그러나, 가속 냉각의 냉각 정지시의 강판 온도가 600 ℃ 를 초과하면, 베이나이트 변태가 불완전하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 가속 냉각의 냉각 정지시의 강판 온도가 250 ℃ 미만에서는, MA (섬 형상 마르텐사이트) 등의 경질의 조직이 생성되어 내 HIC 성능이 열화되기 쉬워질 뿐만 아니라, 강판 표층부의 경도가 지나치게 높아지고, 또한 강판에 변형을 발생시키기 쉬워져 성형성이 열화된다. 이 때문에, 가속 냉각시의 냉각 정지시의 강판 온도는 250 ∼ 600 ℃ 로 한다.

또한, 상기 서술한 강판 온도는, 강판의 판 두께 방향에서 온도 분포가 있는 경우에는, 판 두께 방향에서의 평균 온도이지만, 판 두께 방향에서의 온도 분포가 비교적 작은 경우에는, 강판 표면의 온도를 강판 온도로 해도 된다. 또한, 가속 냉각 직후에는 강판 표면과 내부에서 온도차가 있지만, 그 온도차는 잠시 후에 열전도에 의해 해소되어, 판 두께 방향에서 균일한 온도 분포로 되기 때문에, 이와 같은 균열화 후의 강판 표면 온도에 기초하여 가속 냉각의 냉각 정지시의 강판 온도를 구해도 된다.

가속 냉각 후에는 그대로 공랭에 의해 강판을 냉각시키면 되는데, 강판 내부의 재질의 균일화를 목적으로 하여, 가스 연소로 (爐) 또는 유도 가열로 등에 있어서 재가열을 실시해도 된다.

다음으로, 본 발명의 라인 파이프용 강관에 대해 설명하면, 이 라인 파이프용 강관은, 이상 서술한 바와 같은 본 발명의 강판을 냉간 성형 (cold forming) 에 의해 관 형상으로 하고, 그 맞댐부를 시임 용접 (seam welding) 함으로써 제조되는 강관이다.

냉간 성형의 방법은 임의이지만, 통상적으로 UOE 프로세스나 프레스 벤드 등에 의해 관 형상으로 성형한다. 맞댐부의 시임 용접은, 충분한 이음새 강도와 이음새 인성이 얻어지는 것이면 용접법은 상관없지만, 용접 품질과 제조 능률의 관점에서, 특히 서브머지 아크 용접이 바람직하다. 맞댐부의 시임 용접을 실시한 후에, 용접 잔류 응력의 제거와 강관 진원도의 향상을 위해, 확관 가공을 실시한다. 이 때의 확관율은, 소정 강관 진원도가 얻어지고, 잔류 응력이 제거되는 조건으로서, 0.5 ∼ 1.5 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1 에 나타내는 화학 성분의 강 (강종 A ∼ V) 을 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 이것을 사용하여 판 두께 25.4 ㎜ 및 33 ㎜ 의 후강판을 제조하였다.

가열한 슬래브를 열간 압연에 의해 압연하고, 그 후, 가속 냉각을 실시하여 소정 강도로 하였다. 이 때의 슬래브 가열 온도는 1050 ℃, 압연 종료 온도는 840 ∼ 800 ℃, 가속 냉각의 개시 온도는 800 ∼ 760 ℃ 로 하였다. 가속 냉각의 정지 온도는 450 ∼ 550 ℃ 로 하였다. 얻어진 강판의 강도는 모두 APIX65 를 만족시키는 것이고, 인장 강도는 570 ∼ 630 MPa 였다. 강판의 인장 특성에 대해서는, 압연 수직 방향의 전체 두께 시험편을 인장 시험편으로 하여 인장 시험을 실시하고, 인장 강도를 측정하였다.

이들 강판에 대해, 복수의 위치로부터 각 6 ∼ 9 개의 HIC 시험편을 채취하여, 내 HIC 특성을 조사하였다. 내 HIC 특성은, pH 가 약 3 인 황화수소를 포화시킨 5 ％ NaCl + 0.5 ％ CH₃COOH 수용액 (통상적인 NACE 용액) 중에 시험편을 96 시간 침지시킨 후, 초음파탐상 (ultrasonic flaw detection) 에 의해 시험편 전체면의 균열의 유무를 조사하여, 균열 면적률 (CAR：crack area rate) 로 평가하였다. 여기서, 각각의 강판의 6 ∼ 9 개의 시험편 중 균열 면적률이 최대인 것을, 그 강판을 대표하는 균열 면적률로 하고, 균열 면적률 6 ％ 이하를 합격으로 하였다.

중심 편석부의 경도는, 강판으로부터 채취한 복수의 샘플의 판 두께 방향 단면 (斷面) 을 연마 후, 가볍게 에칭하고, 편석선 (segregation line) 이 관찰되는 부분을 하중 50 g 의 비커스 경도계 (Vickers hardness meter) 로 측정하여, 그 최대의 값을 중심 편석부의 경도로 하였다.

중심 편석부의 Nb 탄질화물의 길이는, HIC 시험에서 균열이 발생된 부분의 파면을 전자 현미경 (electron microscope) 으로 관찰하고, 파면 상 (fracture surface) 의 Nb 탄질화물 입자의 최대 길이로 하였다. 또한, HIC 시험에서 균열이 발생되지 않는 경우에는, HIC 시험편의 복수의 단면을 연마 후 가볍게 에칭하고, 편석선이 관찰되는 부분을 EPMA (전자선 마이크로 애널라이저) 에 의한 Nb 의 원소 맵핑 (elemental mapping) 을 실시하여 Nb 탄질화물을 식별하고, 그 입자의 최대의 길이를 Nb 탄질화물의 길이로 하였다. 금속 조직에 대해서는, 판 두께 중앙부 및 t/4 위치를 광학 현미경으로 관찰하고, 촬영한 사진으로부터 화상 처리에 의해 베이나이트상의 면적분율을 측정하여, 3 ∼ 5 시야의 베이나이트 면적분율의 평균값을 체적 분율로 하였다.

이상의 시험 및 측정 결과를 표 2 에 나타낸다.

표 1 및 표 2 에 있어서, 본 발명예인 강판 (강종) No.A ∼ K 및 U, V 는 모두 HIC 시험에 의한 균열 면적률이 작고, 내 HIC 성이 매우 양호하다.

이에 대하여, 비교예인 강판 (강종) L ∼ O 는, CP 값이 0.95 를 초과하고 있기 때문에 중심 편석부의 경도가 크고, HIC 시험에 있어서 높은 균열 면적률을 나타내고, 내 HIC 성이 뒤떨어져 있다. 또한, 동일하게 강판 (강종) P, Q 는 Mn 량 또는 S 량이 본 발명 범위보다 높기 때문에 중심 편석부에 MnS 가 생성되고, MnS 를 기점으로 한 균열이 발생되는 결과, 내 HIC 성이 뒤떨어져 있다. 또한, 동일하게 강판 (강종) R 은, Nb 량이 본 발명 범위보다 높기 때문에, 중심 편석부에 조대한 Nb 탄질화물이 생성되어, CP 값이 본 발명의 범위 내여도 내 HIC 성이 뒤떨어져 있다. 동일하게 강판 (강종) S 는 Ca 무첨가이고, Ca 에 의한 황화물계 개재물의 형태 제어가 이루어지지 않기 때문에, 내 HIC 성이 뒤떨어져 있다. 동일하게 강판 (강종) T 는 Ca 량이 본 발명 범위보다 높기 때문에, 강 중의 Ca 계 산화물량이 증가하고, 그것들을 기점으로 하여 균열이 발생되는 결과, 내 HIC 성이 뒤떨어져 있다.

표 2 에 나타낸 강판의 일부를 사용하여 강관을 제조하였다. 즉, 강판을 UOE 프로세스에 의해 냉간 성형하여 관 형상으로 하고, 그 맞댐부를 내외면 각 1 층의 서브머지 아크 용접 (submerged arc welding) (시임 용접) 한 후, 강관의 외주 변화로 1 ％ 의 확관 가공을 실시하여, 외경 (external diameter) 711 ㎜ 의 강관을 제조하였다.

제조한 강관에 대해, 상기 서술한 강판과 동일한 HIC 시험을 실시하였다. 그 결과를 표 3 에 나타낸다. 또한, 내 HIC 성능은, 1 개의 시험편의 길이 방향을 4 등분하도록 절단하고, 그 단면을 관찰하여, 균열 길이 비율 (CLR (crack length rate)) (균열의 길이의 합계 / 시험편의 폭 (20 ㎜) 의 평균값) 로 평가하였다.

표 3 에 있어서, No.1 ∼ 10 및 18, 19 의 본 발명의 강관은, HIC 시험에서의 균열 길이 비율이 10 ％ 이하이고, 내 HIC 성능이 우수하다. 한편, No.11 ∼ 17 의 비교예의 강관은, 모두 내 HIC 성이 뒤떨어져 있다.

산업상 이용가능성

이상 서술한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 판 두께 20 ㎜ 이상의 후육재에 있어서, 매우 우수한 내 HIC 성능을 가지고 있고, 최근의 보다 엄격한 내 HIC 성능 요구의 라인파이프에 적용할 수 있게 된다.

또한, 본 발명은 판 두께 20 ㎜ 이상의 후육 강판에 적용하면 효과가 얻어지는데, 두꺼워질수록 합금 원소의 첨가가 필요하여 중심 편석부의 경도를 저감시키기 어려워지기 때문에, 25 ㎜ 를 초과하는 후육 강판에서 보다 그 효과를 발휘할 수 있다.

Claims

중량％ 로, C：0.02 ∼ 0.06 ％, Si：0 % 초과 0.5 ％ 이하, Mn：0.8 ∼ 1.6 ％, P：0.008 ％ 이하, S：0 % 초과 0.0008 ％ 이하, Al：0 % 초과 0.08 ％ 이하, Nb：0.005 ∼ 0.035 ％, Ti：0.005 ∼ 0.025 ％, Ca：0.0005 ∼ 0.0035 ％ 를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강이고, 하기 식으로 나타내는 CP 값이 0.95 이하이고, Ceq 값이 0.30 이상이며, 추가로 Cu：0.5 ％ 이하, Ni：1 ％ 이하, Cr：0.5 ％ 이하, Mo：0.5 ％ 이하, V：0.1 ％ 이하 중에서 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 중심 편석부의 경도가 HV250 이하, 중심 편석부의 Nb 탄질화물의 길이가 20 ㎛ 이하인 라인 파이프용 강판.
CP = 4.46 C (％) ＋ 2.37 Mn (％) / 6 ＋｛1.18 Cr (％) ＋ 1.95 Mo (％) ＋ 1.74 V (％)｝ / 5 ＋｛1.74 Cu (％) ＋ 1.7 Ni (％)｝ / 15 ＋ 22.36 P (％)
Ceq = C (％) ＋ Mn (％) / 6 ＋｛Cr (％) ＋ Mo (％) ＋ V (％)｝ / 5 ＋｛Cu (％) ＋ Ni (％)｝ / 15
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제 1 항에 있어서,
상기 강판의 금속 조직이 체적 분율로 75 ％ 이상의 베이나이트상을 갖는 라인 파이프용 강판.
제 1 항에 기재된 강판을 냉간 성형에 의해 관 형상으로 하고, 그 맞댐부를 시임 용접함으로써 제조된 라인 파이프용 강관.
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제 4 항에 기재된 강판을 냉간 성형에 의해 관 형상으로 하고, 그 맞댐부를 시임 용접함으로써 제조된 라인 파이프용 강관.
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