KR101364392B1

KR101364392B1 - 고강도 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101364392B1
Application number: KR1020117030056A
Authority: KR
Inventors: 겐스께 나가이; 야스히로 시노하라; 신야 사까모또; 다꾸야 하라; 히또시 아사히
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2009-06-11
Filing date: 2010-06-10
Publication date: 2014-02-17
Also published as: EP2441854A4; US8685182B2; WO2010143433A1; EP2441854A1; CA2764650C; BRPI1012964A2; JPWO2010143433A1; CA2764650A1; KR20120012835A; JP4741715B2; CN102803535A; EP2441854B1; US20120118425A1

Abstract

이 고강도 강관은, 질량％로, C:0.02 내지 0.09％, Mn:0.4 내지 2.5％, Cr:0.1 내지 1.0％, Ti:0.005 내지 0.03％, Nb:0.005 내지 0.3％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, Si:0.6％ 이하, Al:0.1％ 이하, P:0.02％ 이하, S:0.005％ 이하, N:0.008％ 이하로 제한하고, 베이나이트 변태 지표(BT)가 650℃ 이하이고, 금속 조직이, 제1 베이나이트와 제2 베이나이트를 포함하는 단순 베이나이트 조직이고, 상기 제1 베이나이트가, 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트의 집합 조직이고, 상기 제2 베이나이트가, 상기 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트와 이 베이니틱 페라이트 사이의 시멘타이트와의 혼합 조직이다.

Description

고강도 강관 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH STEEL PIPE AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 제조한 그대로(시효 전) 및 시효 후의 변형 특성이 우수한 고강도 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2009년 6월 11일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2009-140280호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 석유 및 천연 가스의 장거리 수송 시스템으로서 매우 중요한 파이프 라인의 부설 환경이 보다 가혹해지고 있다. 예를 들어, 불연속 동토(凍土) 지대에서는 주기적인 동토의 용해 및 동결의 영향, 지진 지대에서는 사태(沙汰)의 영향, 해저에서는 해류의 영향에 의해, 파이프 라인의 굽힘 변형을 무시할 수 없게 되어 왔다. 그로 인해, 라인 파이프에는, 내(耐) 내압성(內壓性)이 우수하여, 굽힘 변형에 대해 좌굴이 발생하기 어렵고, 강도 및 변형능이 우수한 라인 파이프용 강관이 요구되고 있다.

이러한 요구에 대해, 베이나이트 조직에 페라이트를 분산시킨, 고변형능 강관이 제안되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 참조). 또한, 라인 파이프에는, 방식(防食)의 관점에서 도장이 실시된다. 그때, 냉간에서 성형된 강관은, 300℃ 정도까지 가열되므로 시효된다. 그로 인해, 강관의 제조시(도장 전)와 비교하면, 예를 들어 항복 연신이 보이는 등, 응력 변형 곡선이 크게 변화된다.

이러한 성형 및 가열에 의한 변형 시효를 억제하기 위해, Ni, Cu, Mo를 활용한 강관이 제안되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 2, 3, 참조). 특허 문헌 1 내지 3에 개시되어 있는 강관에서는, 경질인 베이나이트에 의해 강도를 높이고, 연질인 페라이트에 의해 변형능을 향상시키고 있다. 그로 인해, 열간 압연 후의 제어 냉각의 개시 온도 및 냉각 속도에 의해 페라이트의 생성량을 제어할 필요가 있었다.

일본 특허 출원 공개 제2003-293089호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-144037호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-283147호 공보

그러나 베이나이트에 의해 강관의 강도를 향상시키는 경우에는, 강의 성분 조성을 조정하여 켄칭성을 높일 필요가 있다. 그 결과, 냉각 중에 입상의 페라이트(초석 페라이트)를 생성시키기 어려워져, 예를 들어 층상의 페라이트가 발생하여, 인성(靭性)을 손상시킨다. 본 발명에서는, 이러한 실정에 비추어, 생산성에 유리한 소정의 단순 베이나이트 조직을 갖고, 예를 들어 도장 처리 등의 가열에 의해 시효된 후라도, 충분한 변형 성능을 갖는 고강도 강관 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명자들은, 베이나이트 조직을 갖는 강관의 변형 성능을 향상시키기 위해서는, 베이나이트 변태가 종료되기 전에 고온에서 가속 냉각을 정지하는 것이 유효한 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자들은, 가속 냉각 및 베이나이트 변태에 기인하는 변형의 회복, 즉, 강의 전위 밀도의 저하에 의해, 강관의 변형 성능이 향상되고, 시효 후의 변형 성능도 우수한 것을 발견하였다. 고온에서 가속 냉각을 정지하면, 베이나이트 변태가 완료되어 있지 않으므로, 베이나이트 조직의 잔량부에 오스테나이트가 잔류한다. 가속 냉각의 정지 후(완냉각 중, 예를 들어, 공냉 중)에도, 이 잔량부의 오스테나이트가 베이나이트로 변태되어, 가속 냉각의 정지 온도로부터 이 정지 온도보다도 50℃ 정도 낮은 온도까지의 범위에서 베이나이트 변태가 완료된다. 고온에서의 가속 냉각의 정지에 의해 베이나이트 중의 변형이 회복되므로, 가속 냉각의 도중에서 생성된 베이나이트는, 비교적 연질이다. 또한, 가속 냉각의 정지 후에 생성된 베이나이트는, 비교적 낮은 온도에서 변태가 완료되므로, 가속 냉각의 도중에서 생성된 베이나이트보다도 경질이다. 이와 같이 가속 냉각의 정지 온도를 높게 하면, 2종류의 베이나이트가 생성되어, 조직의 불균일성을 높인다. 또한, 강관을 비교적 긴 시간 고온으로 유지함으로써(즉, 가속 냉각 후의 완냉각), 조직 전체의 변형이 회복된다. 이와 같이 조직의 불균일성과 변형 회복의 양쪽에 의해 높은 변형 성능을 갖는 강재를 제조할 수 있다.

본 발명은, 이러한 지식에 기초하여 이루어지고, 그 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강관은, 질량％로, C:0.02 내지 0.09％, Mn:0.4 내지 2.5％, Cr:0.1 내지 1.0％, Ti:0.005 내지 0.03％, Nb:0.005 내지 0.3％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, Si:0.6％ 이하, Al:0.1％ 이하, P:0.02％ 이하, S:0.005％ 이하, N:0.008％ 이하로 제한하고, 후술하는 수학식 2에 의해 구해지는 베이나이트 변태 지표(BT)가 650℃ 이하이고, 금속 조직이, 제1 베이나이트와 제2 베이나이트를 포함하는 단순 베이나이트 조직이고, 상기 제1 베이나이트가, 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트의 집합 조직이고, 상기 제2 베이나이트가, 상기 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트와 이 베이니틱 페라이트 사이의 시멘타이트와의 혼합 조직이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 강관은, 질량％로, Ni:0.65％ 이하, Cu:1.5％ 이하, Mo:0.3％ 이하, V:0.2％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유해도 된다.

(3) 상기 (1)에 기재된 고강도 강관에서는, 상기 제1 베이나이트와 상기 제2 베이나이트를 합계한 조직의 양이, 조직 전체의 95％ 이상이어도 된다.

(4) 상기 (1)에 기재된 고강도 강관은, 200℃에서 시효 처리를 행한 경우에, 관축 방향의 인장 강도와, 1 내지 5％ 사이의 인장 변형에 있어서의 n값의 곱이 60 이상으로 되어도 된다.

(5) 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 강관의 제조 방법에서는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 강 성분을 만족시키는 강편을 가열하고, 이 강편에 대해 750 내지 870℃의 범위 내에서 열간 압연의 마무리 압연을 행하여, 냉각 속도가 5 내지 50℃/s인 가속 냉각을 750℃ 이상에서 개시하고, 500 내지 600℃의 범위 내에서 상기 가속 냉각을 정지하고, 공냉하여 강판을 제작하고, 이 강판을 냉간에서 관 형상으로 성형하여, 맞댐부를 용접한다.

본 발명에 따르면, 생산성에 유리한 소정의 단순 베이나이트 조직을 갖고, 예를 들어 도장 처리 등의 가열에 의해 시효된 후라도, 충분한 변형 성능을 갖는 고강도 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것이 가능하여, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

도 1은 가속 냉각의 정지 온도와 강도-연성(延性) 밸런스의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 시효 온도와 시효 후의 강도-연성 밸런스의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 페라이트와 베이나이트를 갖는 금속 조직의 일례를 나타내는 도면이다.
도 4는 단순 베이나이트 조직을 갖는 금속 조직의 일례를 나타내는 도면이다.
도 5a는 제1 베이나이트의 일례를 나타내는 개략도이다.
도 5b는 제2 베이나이트의 일례를 나타내는 개략도이다.
도 5c는 제3 베이나이트의 일례를 나타내는 개략도이다.

본 발명자들은, 우선, 강재의 금속 조직이 베이나이트 조직으로 되도록 성분을 조정한 강재에 대해, 가속 냉각의 정지 온도와, 기계적 특성의 관계를 검토하였다. 이 기계적 특성에는, 강도와 연성의 밸런스를 나타내는 지표로서, 인장 강도(TS)와 n값의 곱[TS×n]을 이용하였다. 여기서, n값은, 가공 경화 특성을 평가하는 일반적인 지표이며, 하기 수학식 1의 진응력(σ)과 진변형(ε)의 관계(응력-변형 곡선)로부터 구해진다.

인장 시험에 의해 변형량이 1 내지 5％의 범위 내에서 구해진 n값과, 강관의 좌굴 특성의 상관이 현저하므로, 본 발명에서는, 1 내지 5％의 변형량의 범위 내에서 n값을 구하고 있다. 즉, 진응력(σ)과 진변형(ε)의 관계를 인장 시험에 의해 구하고, 변형량이 1 내지 5％의 범위 내에 있어서의 상기 진응력(σ)과 진변형(ε)의 관계로부터 수학식 1의 지수부(n값)이 구해진다. 또한, 상기 수학식 1에 있어서의 파라미터 K는, 재료에 따라 정해지는 상수이다.

가속 냉각의 정지 온도(냉각 정지 온도)와 강도-연성 밸런스[TS×n]의 관계를 도 1에 나타낸다. 도 1에 나타내어지는 바와 같이, 냉각 정지 온도가 높아지면, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 높아진다. 즉, 단순 베이나이트 조직을 갖는 강재의 강도와 연성의 밸런스는, 냉각 정지 온도의 상승에 의해 향상된다. 이 강재의 강도와 연성의 밸런스는, 다음 이유에 의해 향상된다고 생각된다. 비교적 고온에서 가속 냉각을 정지하면, 베이나이트 변태가 완료되어 있지 않으므로, 베이나이트 조직의 잔량부에 오스테나이트가 잔류한다. 가속 냉각의 정지 후(예를 들어, 공냉 중)에도, 이 잔량부의 오스테나이트가 베이나이트로 변태되어, 가속 냉각의 정지 온도로부터 이 정지 온도보다도 50℃ 정도 낮은 온도까지의 범위에서 베이나이트 변태가 완료된다. 고온에서 가속 냉각을 정지하면, 가속 냉각 및 베이나이트 변태에 의해 발생한 변형이 회복되므로, 가속 냉각의 도중에서 생성된 베이나이트는 비교적 연질이다. 또한, 가속 냉각의 정지 후에 생성된 베이나이트는, 비교적 낮은 온도에서 변태가 완료되므로, 가속 냉각의 도중에서 생성된 베이나이트보다도 경질이다. 이와 같이 가속 냉각의 정지 온도를 높게 하면, 2종류의 베이나이트가 생성되어, 조직의 불균일성을 높인다. 또한, 강관을 비교적 긴 시간 고온으로 유지함으로써(예를 들어, 가속 냉각 후의 공냉), 조직 전체의 변형이 회복된다. 이와 같이 조직의 불균일성과 변형의 회복의 양쪽에 의해 높은 강도-연성 밸런스(변형 성능)를 갖는 강재를 제조할 수 있다.

다음에, 본 발명자들은, 강관에 방식 도장을 실시할 때의 시효의 영향에 대해 검토를 행하였다. 도장 가열의 온도 범위는, 150 내지 300℃ 정도이다. 본 발명자들은, 단순 베이나이트 조직을 갖는 3종의 강관을 사용하여, 시효 온도에 대한 강도-연성 밸런스[TS×n]의 변화에 대해 검토를 행하였다. 결과를 도 2에 나타낸다. 도 2에 나타내어지는 바와 같이, 백색 원「○」, 백색 삼각「△」, 백색 사각「□」으로 나타내어지는 3종의 강관에 대해, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 가장 작아지는 시효 온도는, 200℃인 것을 알 수 있었다.

이 시효에 의한 강도-연성 밸런스의 저하에 대해서는, 다양한 강관에서 마찬가지의 경향을 나타낸다. 또한, 제조한 그대로의(시효 전)의 상태에서 강도-연성 밸런스가 우수한 강관은, 시효 후라도 우수한 강도-연성 밸런스를 갖는 것을 알 수 있었다. 가속 냉각 및 베이나이트 변태에 의해 도입된 변형의 회복에 기인하여, 제조한 그대로의(시효 전)의 강관의 변형 성능이 향상되므로, 시효 후라도 우수한 강도-연성 밸런스가 얻어진다고 생각된다. 따라서, 본 발명에서는, 강관의 조직 중의 전위 밀도가 저하되어 있어, 시효 후의 강관의 변형 성능이 우수하다.

또한, 가속 냉각의 정지 온도를 500℃ 이상으로 높여도, 베이나이트 변태를 완료시키기 위해서는, 강의 성분 조성을 적정한 범위로 조절할 필요가 있다. 본 발명자들은, 강 성분이 베이나이트 변태에 부여하는 영향에 대해 검토를 행하였다. 그 결과, 하기 수학식 2에 의해 구해지는 베이나이트 변태 지표(BT)를 650℃ 이하로 하면, 가속 냉각을 500℃ 이상에서 정지해도, 베이나이트 변태가 완료되는 것을 발견하였다.

또한, [C], [Mn], [Mo], [Ni], [Cr]은, 각각, C, Mn, Mo, Ni, Cr의 함유량이다.

이하, 본 발명에 대해, 상세하게 설명한다.

우선, 강관의 성분에 대해 설명한다. 또한, 성분의 양(％)은, 모두 질량％이다.

C:0.02 내지 0.09％

C는, 강의 강도 향상에 매우 유효한 원소이다. 충분한 강도를 얻기 위해서는, 강 중에 0.02％ 이상의 C를 첨가한다. 한편, C량이 0.09％보다도 많으면, 모재 및 용접 열영향부의 저온 인성이 저하되어, 현지 용접성이 열화된다. 그로 인해, C량의 상한은 0.09％이다. 따라서, C량은, 0.02％ 이상 0.09％ 이하이다.

Mn:0.4 내지 2.5％

Mn은, 강도와 저온 인성의 밸런스를 향상시키기 위해 매우 중요한 원소이다. 그로 인해, 강 중에 0.4％ 이상의 Mn을 첨가한다. 한편, Mn량이 2.4％보다도 많으면, 강판 표면에 평행한 판 두께 중심부의 편석(중심 편석)이 현저해진다. 이 중심 편석에 의한 저온 인성의 열화를 억제하기 위해, Mn량의 상한을 2.4％로 한다. 따라서, Mn량은, 0.4％ 이상 2.5％ 이하이다.

Cr:0.1 내지 1.0％

Cr은, 모재 및 용접부의 강도를 증가시킨다. 그로 인해, 강 중에 0.1％ 이상의 Cr을 첨가한다. 그러나 Cr량이 1.0％보다도 많으면, HAZ 인성 및 현지 용접성이 현저하게 열화되므로, Cr량의 상한을 1.0％ 이하로 한다. 따라서, Cr량은, 0.1％ 이상 1.0％ 이하이다.

Ti:0.005 내지 0.03％

Ti는, 미세한 TiN을 형성하여, 모재 및 용접 열영향부의 조직을 미세화하여, 인성 향상에 기여한다. 이 효과는, Nb와의 복합 첨가에 의해 매우 현저하게 나타난다. 이 효과를 충분히 발현시키기 위해서는, 0.005％ 이상의 Ti를 강 중에 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti량이 0.03％보다 많으면, TiN의 조대화 및 TiC에 의한 석출 경화가 발생하므로, 저온 인성이 저하된다. 그로 인해, Ti량의 상한을 0.03％로 한정한다. 따라서, Ti량은, 0.005％ 이상 0.03％ 이하이다.

Nb:0.005 내지 0.3％

Nb는, 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화할 뿐만 아니라, 켄칭성을 증대시켜 강의 인성을 향상시킨다. 이 효과를 얻기 위해서는, 강 중에 Nb를 0.005％ 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, Nb량이 0.3％보다도 많으면, 용접 열영향부의 인성이 저하되므로, Nb량의 상한을 0.3％ 이하로 한다. 따라서, Nb량은, 0.005％ 이상 0.3％ 이하이다.

Si:0.6％ 이하(0％를 포함함)

Si는, 탈산제로서 작용하여, 강도 향상에 기여하는 원소이다. Si를 강 중에 0.6％보다 많이 첨가하면 현지 용접성이 현저하게 열화되므로, Si량의 상한을 0.6％로 제한한다. 또한, 탈산을 위해, 0.001％ 이상의 Si를 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 강도를 높이기 위해, Si를 0.1％ 이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Al:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)

Al은, 탈산제로서 일반적으로 사용되고, 조직을 미세화하는 원소이다. 그러나 Al량이 0.1％를 초과하면 Al계 비금속 개재물이 증가하여 강의 청정도를 저해시킨다. 그로 인해, Al량의 상한을 0.1％로 제한한다. 또한, 시효 경화에 영향을 미치는 고용(固溶) N을 AlN의 석출에 의해 고정하기 위해, 0.001％ 이상의 Al을 첨가하는 것이 바람직하다.

P:0.02％ 이하(0％를 포함함)

P는, 불순물이다. 모재 및 용접 열영향부의 저온 인성을 향상시키기 위해, P량의 상한을 0.02％ 이하로 제한한다. P량을 저감하면, 입계 파괴가 방지되고, 저온 인성이 향상된다. 또한, P량은, 적을수록 바람직하지만, 특성과 비용의 밸런스로부터, 통상 강 중에 0.001％ 이상의 P를 함유한다.

S:0.005％ 이하(0％를 포함함)

S는, 불순물이다. 모재 및 용접 열영향부의 저온 인성을 향상시키기 위해, S량의 상한을 0.005％ 이하로 한다. S량을 저감하면, 열간 압연에 의해 연신되는 MnS의 양을 저감하여, 연성과 인성을 향상시킬 수 있다. S량은, 적을수록 바람직하지만, 특성과 비용의 밸런스로부터, 통상, 강 중에 0.0001％ 이상의 S를 함유한다.

N:0.008％ 이하(0％를 포함함)

N은, 불순물이다. TiN의 조대화에 의해 저온 인성이 저하되므로, N량의 상한을 0.008％ 이하로 제한한다. 또한, N은, TiN을 형성하여, 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 조대화를 억제한다. 저온 인성을 향상시키기 위해서는, 강 중에 0.001％ 이상의 N을 함유시키는 것이 바람직하다.

베이나이트 변태 지표(BT):650℃ 이하

본 발명에서는, 강 중의 C, Mn, Mo, Ni, Cr의 함유량을 조절하여, 상술한 수학식 1에 의해 구해지는 베이나이트 변태 지표(BT)를 650℃ 이하로 하는 것이 매우 중요하다. 상술한 바와 같이, 베이나이트 변태 지표(BT)를 650℃ 이하로 하면, 가속 냉각을 500℃ 이상에서 정지해도, 베이나이트 변태가 완료된다. 그 결과, 가속 냉각의 정지 후의 공냉시의 회복에 의해 전위 밀도가 저하되어, 제조한 그대로(시효 전)에서의 변형능 및 시효 후의 변형능, 즉, 변형 특성이 높아진다. 또한, Mo, Ni를 함유하지 않는 경우에는, Mo, Ni의 함유량을 0으로 하여 BT를 구한다. BT의 상한은 규정되지 않지만, C, Mn, Cr의 함유량의 하한값으로부터, 780.3℃ 이하라도 좋다.

또한, 강도를 향상시키기 위해, 강 중에 Ni, Cu, Mo, V 중 1종 이상을 첨가해도 된다.

Ni:0.65％ 이하(0％를 포함함)

Ni는, 저온 인성을 열화시키는 일 없이 강도를 향상시키는 원소이다. Ni의 첨가량이, 0.65％를 초과하면, HAZ 인성이 저하된다. 그로 인해, Ni량의 상한을 0.65％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Cu:1.5％ 이하(0％를 포함함)

Cu는, 모재 및 용접 열영향부의 강도를 향상시키는 원소이다. Cu의 첨가량이, 1.5％를 초과하면, 현지 용접성이 저하된다. 그로 인해, Cu량의 상한을 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mo:0.3％ 이하(0％를 포함함)

Mo는, 켄칭성을 향상시켜, 강도를 높이는 원소이다. Mo의 첨가량이, 0.3％를 초과하면, HAZ 인성이 열화된다. 그로 인해, Mo량의 상한을 0.3％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

V:0.2％ 이하(0％를 포함함)

V는, Nb와 마찬가지로, 조직의 미세화 및 켄칭성의 증대에 기여하여, 강의 인성을 높인다. 그러나 V를 첨가하는 효과는, Nb와 비교하면 작다. 또한, V는, 용접부의 연화의 억제에 유효하다. 용접부의 인성 확보의 관점에서, V량의 상한을 0.2％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음에, 강의 조직의 형태에 대해 서술한다. 도 3은, 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직의 일례이고, 도 4는 단순 베이나이트 조직의 일례이다. 또한, 본 명세서에 있어서는, 페라이트를, 도 3 중의 화살표로 나타내어지는, 내부에 라스 입계 및 탄화물을 포함하지 않는 페라이트 결정립(페라이트상)이라 정의한다. 이 페라이트는, 예를 들어 초석 페라이트이다. 본 발명에서는, 강의 조직은, 예를 들어 도 4에 나타내는 단순 베이나이트 조직이다. 본 발명에서는, 강도 및 용접 열영향부의 인성을 높이기 위해, 강의 성분을 조정하고 있다. 그로 인해, 이 강의 성분에서는, 연속 냉각 프로세스에 있어서, 도 3의 화살표로 나타내어지는 페라이트를 생성하기 어렵다. 또한, 강 중에 페라이트가 예기치 않게 생성된 경우라도, 이 단순 베이나이트 조직 중에 포함되는 페라이트(페라이트 분율)를 조직 전체에 대해 5％ 이하로 제한하면, 시효에 의한 강도 특성의 변화를 무시할 수 있다. 따라서, 강 중에 5％ 이하의 페라이트가 포함되어도 된다. 또한, 광학 현미경을 이용하여, 이 페라이트와 베이나이트 조직을 구별할 수 있다. 또한, 단순 베이나이트 조직 중에는, 3％ 이하의 마르텐사이트-오스테나이트 혼성물, 이른바, MA(Martensite-Austenite constituents)가 포함되는 경우가 있다. 그러나 MA가 3％ 이하이면, 기계적 특성에의 영향을 무시할 수 있으므로, 강 중에 3％ 이하의 MA가 포함되어도 된다. 이 단순 베이나이트 조직에는, 이하의 3종의 베이나이트 중, 제1 베이나이트 및 제2 베이나이트가 주로 포함된다. 도 5a에 나타내는 바와 같이, 제1 베이나이트(고온 베이나이트)(10)는, 주로 구 오스테나이트 입계(1)로부터 성장한 가늘고 긴 베이니틱 페라이트(2a)가 집합된 조직이다. 이 베이니틱 페라이트(2a) 사이에는, 예를 들어 잔류 오스테나이트(3)가 존재해도 된다. 이 제1 베이나이트(10)는, C량이 적어 고온 유지에 의한 변형의 회복을 받기 쉬우므로, 탄화물을 거의 포함하지 않아, 비교적 연질이다. 그로 인해, 이 제1 베이나이트(10)는, 강관의 변형 성능을 높일 수 있다. 또한, 도 5b에 나타내는 바와 같이, 제2 베이나이트(중온 베이나이트)(11)는, 가늘고 긴 베이니틱 페라이트(2a)와 베이니틱 페라이트(2a) 사이의 시멘타이트(4)와의 혼합 조직이다. 이 제2 베이나이트(11)는, 제1 베이나이트(10)에 비해 경질이다. 그로 인해, 강 중의 조직에 제1 베이나이트(10)와 제2 베이나이트(11)가 포함됨으로써, 조직의 불균일성이 높아져, 강관의 변형 성능을 더욱 향상시킨다. 상기 제1 베이나이트(10)와 제2 베이나이트(11)에 포함되는 베이니틱 페라이트(2a)는, 탄화물을 포함하지 않는다. 즉, 상기 단순 베이나이트 조직은, 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트(2a)를 함유한다. 또한, 도 5c에 나타내는 바와 같이, 제3 베이나이트(저온 베이나이트)(12)는, 입내에 탄화물(5)이 생성된 가늘고 긴 베이니틱 페라이트(2b)와 베이니틱 페라이트(2b) 사이의 시멘타이트(4)와의 혼합 조직이다. 이 제3 베이나이트(12)가 존재하면, 제1 베이나이트(10)의 변형의 회복이 충분하지 않으므로, 강도에 있어서의 조직의 불균일성이 발생하기 어려워, 강관의 변형 성능이 향상되기 어렵다. 그로 인해, 제3 베이나이트(12)는, 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 제1 베이나이트(10)의 변형이 충분히 회복되기 위해서는, 제3 베이나이트(12) 또는 탄화물을 포함하는 베이니틱 페라이트(2b)를 1％ 이하로 제한할 필요가 있다. 또한, 시멘타이트(4)에는, 예를 들어 니오브 카바이드와 같은 탄화물이 불순물로서 포함되어도 된다.

따라서, 본 발명에서는, 단순 베이나이트 조직은, 제1 베이나이트와, 제2 베이나이트를 주로 함유한다. 이 제1 베이나이트와 제2 베이나이트를 합계한 조직의 양은, 조직 전체의 95％ 이상인 것이 바람직하다. 또한, 이 단순 베이나이트 조직 중에는, 예기치 않게 제3 베이나이트가 생성되는 경우도 있다. 그로 인해, 단순 베이나이트 조직 중에, 제3 베이나이트가, 1％ 이하 포함되어도 된다. 3종의 베이나이트를 구별하기 위해서는, 투과형 현미경(TEM)을 사용할 수 있다.

상술한 강 성분 및 조직을 갖는 강관은, 변형 특성, 특히 시효 후의 강도-연성 밸런스가 우수하다. 통상, 제어 압연 및 가속 냉각에 의해 제조된 라인 파이프용 강관은, 수지 코팅을 실시할 때에, 150 내지 300℃로 가열된다. 상술한 도 2에 나타내어지는 바와 같이, 가장 강도-연성 밸런스가 저하되는 시효 온도는, 200℃이다. 본 발명에서는, 200℃에서 시효 처리를 행한 경우에, 관축 방향의 인장 강도(TS)와, 1 내지 5％ 사이의 인장 변형에 있어서의 n값(가공 경화 계수)의 곱이 60 이상인 강관을 제공할 수 있다. 이 강관은, 가장 강도-연성 밸런스가 저하되는 시효 온도에서 열처리가 행해져도 시효 후의 변형 특성이 우수하다.

다음에, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 강관의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 따른 강관의 제조 방법에서는, 강을 용제 후, 주조하여 강편을 제작하고, 이 강편을 가열하여 열간 압연한 후, 냉각하여 강판을 제작하고, 그 강판을 냉간에서 통 형상으로 성형하여 단부끼리를 용접하여, 강관을 제조한다. 또한, 제조 후의 강관은, 방식을 위해 수지 등의 피막을 강관 표면에 코팅할 때에, 150 내지 350℃의 온도로 가열된다.

열간 압연의 강편의 가열 온도는 규정하지 않지만, 변형 저항을 저하시키기 위해, 1000℃ 이상인 것이 바람직하다. 또한, Nb, Cr의 탄화물을 강 중에 고용시키기 위해서는, 1050℃ 이상으로 강편을 가열하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 결정립이 조대해져, 인성이 저하되는 경우가 있다. 그로 인해, 가열 온도를 1300℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연의 마무리 압연을 750℃ 미만에서 행하면, 압연 전에 페라이트가 생성되고, 압연 도중에 가공 페라이트가 생성된다. 가공 페라이트가 생성되면, 강관의 변형 성능을 손상시키므로, 열간 압연의 마무리 압연을 750℃ 이상에서 행한다. 한편, 강도 및 인성을 향상시키기 위해, 미재결정 온도 영역에서 열간 압연(열간 압연의 마무리 압연)을 완료시킬 필요가 있다. 따라서, 마무리 압연을 870℃ 이하에서 행한다. 통상, 복수회의 마무리 압연을 행하므로, 마무리 압연의 개시 온도는 870℃ 이하이고, 종료 온도는 750℃ 이상이다.

열간 압연 후, 즉시, 가속 냉각을 개시한다. 특히, 가속 냉각의 개시 온도가 750℃보다도 대폭 저하되면, 강 중에 층상의 페라이트가 생성되어 강도 및 인성이 저하된다. 또한, 가속 냉각의 개시가 지연되면, 미재결정 영역 압연에 의해 도입된 전위가 회복되어 강도가 저하된다.

가속 냉각의 정지 온도는, 변형 특성이 우수한 강관을 얻기 위해, 매우 중요하다. 상술한 도 1에 나타내어지는 바와 같이, 일반적으로, 냉각 정지 온도가 높아지면, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 높아진다. 도 1에 있어서는, 냉각 정지 온도를 500℃ 이상으로 하면, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 급상승하는 것이 나타내어져 있다. 본 실시예에서는, 강 중의 전위 밀도를 저하시키기 위해, 가속 냉각의 정지 온도의 하한을 500℃ 이상으로 한다. 가속 냉각을 정지한 후, 공냉(예를 들어, 5℃/s 미만)을 행하여, 강판을 제작한다. 그 결과, 베이나이트 변태시에 도입되는 전위의 밀도가 저하되고, 공냉시에 전위(변형)가 회복되어, 단순 베이나이트 조직인 강관의 변형 특성을 향상시킬 수 있다. 한편, 가속 냉각의 정지 온도의 상한이, 600℃를 초과하면, 강 중에 층상의 페라이트가 생성되어 강도 및 인성이 저하된다. 따라서, 가속 냉각의 정지 온도는, 500 내지 600℃이다. 여기서, 이 가속 냉각의 냉각 속도는, 5 내지 50℃/s이다. 또한, 어느 정도의 켄칭성을 확보하기 위해, 이 가속 냉각의 냉각 속도는, 10 내지 50℃/s인 것이 바람직하다. 가속 냉각 중에는, 제1 베이나이트가 주로 생성되고, 가속 냉각의 정지 직전 및 가속 냉각의 정지 후에는, 제2 베이나이트가 주로 생성된다. 따라서, 이와 같이 냉각 속도 및 냉각 정지 온도를 제어함으로써, 상술한 바와 같이 제1 베이나이트와 제2 베이나이트의 혼합 조직을 얻을 수 있다. 또한, 제3 베이나이트는, 예를 들어 450℃ 이하에서 생성되므로, 이 경우에는 거의 생성되지 않는다.

제조 후의 강판을, 냉간에서 관 형상으로 성형하고, 맞댐부를 용접하여 강관을 제조한다. 생산성의 관점에서, UOE 프로세스 또는 벤드 프로세스가 바람직하다. 또한, 맞댐부의 용접에는, 서브머지드 아크 용접을 이용하는 것이 바람직하다.

강관에는, 통상 수지 코팅 등의 방식 도장을 행한다. 이 경우에는, 강관의 도장 가열의 온도 범위는, 150℃ 내지 300℃이다.

실시예

표 1에 나타내는 성분의 강을 용제하고, 주조하여 얻어진 강편을, 표 2에 나타내는 조건에서 열간 압연하여, 강판을 제조하였다. 다음에, 제조된 강판을, UOE 프로세스에서 관 형상으로 성형하였다. 또한, 관 형상으로 성형된 강판의 내외면을 1층의 서브머지드 아크 용접에 의해 용접하여, 판 두께(두께) 14 내지 22㎜의 강관을 제조하였다.

제조된 강관의 금속 조직을 광학 현미경을 이용하여 관찰하여, 페라이트의 생성의 유무를 확인하였다. 또한, 주사형 전자 현미경(SEM) 또는 투과형 전자 현미경(TEM)을 이용하여, 베이나이트의 종류를 확인하였다. 또한, 강관의 일부를 잘라내고, 솔트배스를 이용하여 200℃에서 시효 처리를 행한 후, 호 형상 전체 두께 인장 시험편(API 규격)을 채취하여, 관축 방향에 대해 인장 시험을 행하였다. 이 인장 시험에 의해, 응력-변형률선을 구하여, 0.2％ 내력(YS)과, 인장 강도(TS)와, 가공 경화 계수(n값)를 평가하였다. 또한, 가공 경화 계수(n값)는, 상술한 바와 같이, 1 내지 5％ 사이의 인장 변형에 있어서의 진응력(σ)과 진변형(ε)의 관계(응력-변형선)로부터 수학식 1을 이용하여 산출하였다. 또한, 인장 강도(TS)와 가공 경화 계수(n값)의 곱으로부터 강도-연성 밸런스[TS×n]를 계산하였다.

결과를 표 3에 나타낸다. 표 1에는 강의 화학 성분을 나타내고, 표 2에는 강관의 제조 방법을 나타냈다. 표 3에 나타내어지는 바와 같이, 실시예 1 내지 10의 강관은, 상술한 제1 베이나이트(B1)와 제2 베이나이트(B2)를 갖는 단순 베이나이트 조직이었다. 또한, 이 단순 베이나이트 조직 중에는, 페라이트(F) 및 제3 베이나이트(B3)는 확인되지 않았다. 또한, 표 1에 나타내어지는 본 발명의 조성을 만족시키는 강(A 내지 J)을 이용하여 표 2에 나타내어지는 본 발명의 제조 조건(제조 No.1 내지 10)에서 제조한 강관(실시예 1 내지 10)은, 우수한 강도[550㎫ 이상의 0.2％ 내력(YS), 650㎫ 이상의 인장 강도(TS)]와 60 이상의 강도-연성 밸런스[TS×n]를 갖는 것을 알 수 있다. 그로 인해, 실시예 1 내지 10의 강관은, 균일 연신(uEl)이 우수하다. 또한, 이들 실시예 1 내지 10의 강관은, 200℃에서 시효 처리를 행한 경우라도, 60 이상의 강도-연성 밸런스[TS×n]를 갖고 있었다.

이에 대해, 강(K, L, M, N, O)을 사용한 비교예 1 내지 5의 강관은, 강의 화학 성분이 본 발명의 조성을 만족시키지 않으므로, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 60 미만이었다. 그로 인해, 비교예 1 내지 5의 강관에서는, 양호한 특성(변형 성능)이 얻어지지 않는 것을 알 수 있다. 강(K, L)을 사용한 비교예 1 및 2에서는, C, Mn의 함유량이 적으므로, 강도[500㎫ 미만의 0.2％ 내력(YS), 600㎫ 미만의 인장 강도(TS)]가 저하되었다. 그로 인해, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 60 미만이었다. 비교예 1에서는, 금속 조직 중에, 제1 베이나이트(B1) 및 제2 베이나이트(B2) 뿐만 아니라, 제3 베이나이트(B3)도 생성되었다. 또한, 비교예 2에서는, 금속 조직 중에, 상기 3종의 베이나이트(B1, B2, B3)에 더하여, 페라이트(F)도 생성되었다. 또한, 강(M, N, O)을 사용한 비교예 3 내지 5에서는, 베이나이트 변태 지표(BT)가 650℃를 초과하고 있다. 이들 비교예 3 내지 5에서는, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 60 미만이며, 금속 조직 중에, 페라이트(F) 및 제3 베이나이트(B3)가 생성되었다. 따라서, 베이나이트 변태 지표(BT)가 650℃ 이하인 것 및 페라이트(F) 및 제3 베이나이트(B3)의 생성량을 제한하는 것이 강도-연성 밸런스[TS×n]의 확보에 중요한 것을 알 수 있다. 또한, 이들 비교예 3 내지 5의 강관은, 베이나이트 변태 지표(BT)를 제외한 화학 성분에 관한 조건에 대해서는, 본 발명의 조성을 만족시키고 있다. 또한, 비교예 6 내지 9의 강관은, 표 1에 나타내어지는 본 발명의 조성을 만족시키는 강(A, E, B)을 사용하여 표 2에 나타내어지는 바와 같이 가속 냉각의 정지 온도가 500℃ 미만인 제조 조건(제조 No.16 내지 19)에서 제조한 강관이다. 이들 비교예 6 내지 9에서는, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 60 미만이며, 금속 조직 중에, 제3 베이나이트(B3)가 생성되었다. 그로 인해, 이들 비교예 6 내지 9에서는, 양호한 특성(변형 성능)이 얻어지지 않는 것을 알 수 있다. 따라서, 변형 성능을 충분히 확보하기 위해서는, 제3 베이나이트(B3)의 생성량을 제한하는 것이 중요한 것을 알 수 있다. 또한, 비교예 1 내지 9의 강관은, 200℃에서 시효 처리를 행한 경우에, 강도-연성 밸런스[TS×n]가 60 미만이었다. 또한, 표 3 중의 기호「B」는, 제1 베이나이트(B1)와, 제2 베이나이트(B2)와, 제3 베이나이트(B3)를 포함하는 조직이다.

본 발명에 따르면, 생산성에 유리한 단순 베이나이트 조직을 갖고, 도장 처리 등의 가열에 의해 시효된 후라도, 충분한 변형 성능을 갖는 고강도 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것이 가능해져, 산업상의 공헌이 매우 현저하다.

Claims

질량％로,
C:0.02 내지 0.09％,
Mn:0.4 내지 2.5％,
Cr:0.1 내지 1.0％,
Ti:0.005 내지 0.03％,
Nb:0.005 내지 0.3％
를 함유하고,
Si:0.6％ 이하,
Al:0.1％ 이하,
P:0.02％ 이하,
S:0.005％ 이하,
N:0.008％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기 수학식 3에 의해 구해지는 베이나이트 변태 지표(BT)가 650℃ 이하이고,
금속 조직이, 제1 베이나이트와 제2 베이나이트를 포함하는 단순 베이나이트 조직이고, 상기 제1 베이나이트가, 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트의 집합 조직이고, 상기 제2 베이나이트가, 상기 탄화물을 포함하지 않는 베이니틱 페라이트와 이 베이니틱 페라이트 사이의 시멘타이트와의 혼합 조직인 것을 특징으로 하는, 고강도 강관.
[수학식 3]

여기서, [C], [Mn], [Mo], [Ni], [Cr]은, 각각, C, Mn, Mo, Ni, Cr의 함유량임.
제1항에 있어서, 질량％로,
Ni:0.65％ 이하,
Cu:1.5％ 이하,
Mo:0.3％ 이하,
V:0.2％ 이하
중 적어도 1종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 제1 베이나이트와 상기 제2 베이나이트를 합계한 조직의 양이, 조직 전체의 95％ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 강관.
삭제
제1항 또는 제2항에 기재된 강 성분을 만족시키는 강편을 가열하고, 이 강편에 대해 750 내지 870℃의 범위 내에서 열간 압연의 마무리 압연을 행하여, 냉각 속도가 5 내지 50℃/s인 가속 냉각을 750℃ 이상에서 개시하고, 500 내지 600℃의 범위 내에서 상기 가속 냉각을 정지하고, 공냉하여 강판을 제작하고, 이 강판을 냉간에서 관 형상으로 성형하여, 맞댐부를 용접하는 것을 특징으로 하는, 고강도 강관의 제조 방법.