KR101993201B1

KR101993201B1 - 구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법 및, 구조관

Info

Publication number: KR101993201B1
Application number: KR1020177029966A
Authority: KR
Inventors: 슈사쿠 오타; 준지 시마무라; 노부유키 이시카와; 시게루 엔도; 쿄노 야스다
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2015-03-26
Filing date: 2016-03-25
Publication date: 2019-06-26
Also published as: RU2679499C1; US20180057905A1; EP3276025A4; JP6256653B2; CN107429351A; WO2016152171A1; EP3276025B1; CA2980250C; US20180298460A9; KR20170130484A; JPWO2016152171A1; CA2980250A1; EP3276025A1

Abstract

API X100 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향에 있어서의 강도에 우수함과 함께, 압연 방향과 압연 수직 방향에 있어서의 강도차가 작은(재질 균일성이 우수한) 구조관용 강판을 제공한다. 상기 구조관용 강판은, 구체적으로는, 특정의 성분 조성을 갖고, 베이나이트 주체, 또한 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 3.0％ 미만인 마이크로 조직을 갖고, 압연 방향에 있어서의 인장 강도가 760㎫ 이상이며, 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)와 압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)의 차 (TS_C－TS_L)의 절댓값이 30㎫ 이하인 강판이다.

Description

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

본 발명은, 구조관용 강판에 관한 것으로, 특히, 본 발명은, API X100 그레이드 이상의 강도를 가짐과 함께, 압연 방향과 압연 수직 방향의 강도차가 작은 재질 균일성이 우수한 구조관용 강판에 관한 것이다.

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

해저 자원 굴삭선 등에 의한 석유나 가스의 굴삭에 있어서는, 컨덕터 케이싱 강관(conductor casing steel pipes or tubes)이나 라이저(riser) 강관 등의 구조관이 사용된다. 이들 용도에서는, 최근, 압력 상승에 의한 조업 효율 향상이나 소재 비용 삭감의 관점에서, API(미국 석유 협회) X100 그레이드 이상의 고강도 강관에 대한 요구가 높아지고 있다.

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

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

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

일본공개특허공보 평11-50188호 일본공개특허공보 2001-158939호

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

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

또한, 구조관용 강판에는, 이하에 서술하는 이유로부터, 압연 방향과 압연 수직 방향에 있어서의 강도차가 작은(재질 균일성이 우수한) 것이 요구된다.

즉, 강관의 용접 조인트부(용접 금속부)의 강도는, 일반적으로, 강관 모재의 강도보다도 높아지도록 설계된다. 이 설계 사상은 오버·매칭(over-matching)이라고도 불린다. 부설된(installed) 강관이 어떠한 원인으로 변형이나 파괴되는 경우, 오버·매칭이 실현되어 있으면, 변형이나 파괴의 기점은 용접 조인트부가 아니라 강관 모재가 된다. 용접 조인트부보다도 강관 모재의 쪽이 재료의 건전성에 대한 신뢰성이 높기 때문에, 오버·매칭에 의해, 부설되는 관체의 안전성을 높일 수 있다.

구조관의 경우, 강판으로부터 강관을 제조할 때에 실시되는 시임 용접(seam welding) 외, 개개의 강관을 접속하는 원주 용접(girth welding)이 실시된다. 이 때문에, 시임 용접 조인트부와 원주 용접 조인트부의 양쪽에 있어서, 오버·매칭이 필요해진다. 즉, 시임 용접 조인트부의 강도는, 강판의 압연 방향에 수직인 방향의 강도보다도 높고, 또한, 원주 용접 조인트부의 강도는, 강판의 압연 방향의 강도보다도 높게 할 필요가 있다. 여기에서, 강판의 압연 방향의 강도와 압연 방향에 수직인 방향의 강도의 차가 작으면, 시임 용접 조인트부와 원주 용접 조인트부의 오버·매칭을 실현하는데 있어서, 거의 동일하게, 혹은, 유사한 용접 시공 방법을 적용할 수 있기 때문에 바람직하다.

본 발명은, 상기의 실정을 감안하여 이루어진 것으로, API X100 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가 없이, 압연 방향에 있어서의 강도가 우수함과 함께, 압연 방향과 압연 수직 방향에 있어서의 강도차가 작은(재질 균일성이 우수한) 구조관용 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명은, 상기 구조관용 강판의 제조 방법 및, 상기 구조관용 강판을 이용하여 제조된 구조관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 구조관용 강판에 있어서, 재질 균일성과 강도를 양립시키기 위해, 압연 조건이 강판의 마이크로 조직에 미치는 영향에 대해서 상세한 검토를 행했다. 일반적으로 용접 강관용의 강판이나 용접 구조용의 강판은 용접성의 관점에서 화학 성분이 엄격하게 제한되기 때문에, X65 그레이드 이상의 고강도 강판은 열간 압연 후에 가속 냉각하여 제조되고 있다. 그 때문에, 강판의 마이크로 조직은 베이나이트 주체이거나, 베이나이트 중에 섬 형상 마르텐사이트(Martensite-Austenite constituent, 이하, 「MA」라고 표기하는 경우가 있음)를 포함한 조직이 되지만, 이러한 조직의 강에 PWHT를 실시하면, 베이나이트 중의 섬 형상 마르텐사이트 조직이 템퍼링에 의해 분해되기 때문에 강도 저하는 피할 수 없다. 또한, 템퍼링에 의한 강도 저하를 보충하기 위해, PWHT시에 Cr 탄화물 등을 석출시키는 방법이 있지만, 탄화물이 용이하게 조대화하기(coarsens) 때문에 인성이 저하되어 버린다. 이와 같이, 변태 강화에 의해 PWHT 후라도 강도와 인성을 확보하는 데에는 한계가 있는 것이 명백하다. 그래서, 본 발명자들은, 우수한 내 PWHT성(resistance to PWHT)과, 강도 및, 재질 균일성이 얻어지는 마이크로 조직에 관하여 예의 연구를 행한 결과, 다음의 (a) 및 (b)의 인식을 얻었다.

(a) 내 PWHT성을 향상시키기 위해서는, 강의 마이크로 조직을, PWHT의 전후에 있어서 형태 변화를 일으키지 않는 조직으로 할 필요가 있다. 그를 위해서는, PWHT에 의해 분해되는 섬 형상 마르텐사이트의 양을 저감함과 함께, 강 중의 탄소를 열적으로 안정된 미세 탄화물로서 분산 석출시키면 좋다.

(b) 고강도이고 또한 재질 균일성이 우수한 강판을 얻기 위해서는, 열간 압연 후의 가속 냉각에 있어서, 가능한 한 낮은 온도에서 냉각을 정지하고, 그 후, 즉시 급속 가열하면 좋다. 상기 가속 냉각을 정지한 직후의 강의 마이크로 조직은, MA가 적고, 전위 밀도가 높은 베이나이트 조직이 되어 있지만, 그 후의 재가열에 의해 가동 전위가 고용(solute) C에 의해 고착되는 결과, 재질 균일성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

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

즉, 본 발명의 요지 구성은, 다음과 같다.

1. 구조관용 강판으로서,

질량％로,

C: 0.060∼0.100％,

Si: 0.01∼0.50％,

Mn: 1.50∼2.50％,

Al: 0.080％ 이하,

Mo: 0.10∼0.50％,

Ti: 0.005∼0.025％,

Nb: 0.005∼0.080％,

N: 0.001∼0.010％,

O: 0.0050％ 이하,

P: 0.010％ 이하 및,

S: 0.0010％ 이하를 함유하고,

잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한

질량％로 나타낸 N 함유량에 대한 질량％로 나타낸 Ti 함유량의 비인 Ti/N이 2.5 이상, 4.0 이하이고,

하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq가 0.45 이상이고,

하기 (2)식으로 정의되는 X가 0.30 미만이고,

하기 (3)식으로 정의되는 Y가 0.15 이상인 성분 조성을 갖고,

베이나이트 주체, 또한 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 3.0％ 미만인 마이크로 조직을 갖고,

압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)이 760㎫ 이상이고, 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)와 압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)의 차 (TS_C－TS_L)의 절댓값이 30㎫ 이하인, 구조관용 강판.

　　　　　　　　　　　　　　기

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

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

X＝(C＋Mo/5)/C_eq …(2)

Y＝[Mo]＋[Ti]＋[Nb]＋[V] …(3)

(여기에서, [M]은 상기 강판 중에 있어서의 원소 M의 함유량을 원자％로 나타낸 값으로, 당해 강판 중에 원소 M이 함유되지 않는 경우에는 [M]＝0으로 함)

2. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％로,

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

3. 추가로, 상기 성분 조성이, 질량％로,

Cu: 0.50％ 이하,

Ni: 0.50％ 이하,

Cr: 0.50％ 이하,

Ca: 0.0005∼0.0035％,

REM: 0.0005∼0.0100％ 및,

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

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

상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,

상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도: 하기의 식으로 정의되는 Ar₃점 이상, 냉각 종료 온도: 300℃ 미만, 평균 냉각 속도: 20℃/s 이상의 조건으로 가속 냉각하는 가속 냉각 공정과

상기 가속 냉각 공정의 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 300∼550℃까지 재가열을 행하는 재가열 공정을, 적어도 갖는, 구조관용 강판의 제조 방법.

　　　　　　　　　　　　　　　　　기

Ar₃(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo

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

5. 상기 1∼3 중 어느 한 항에 기재된 구조관용 강판으로 이루어지는 구조관.

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

본 발명에 의하면, API X100 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향에 있어서의 강도가 우수함과 함께, 압연 방향과 압연 수직 방향에 있어서의 강도차가 작은(재질 균일성이 우수한) 구조관용 강판을 제공할 수 있다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

[성분 조성]

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

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

C: 0.060∼0.100％

C는, 강의 강도를 증가시키는 원소로서, 소망하는 조직을 얻고, 소망하는 강도, 인성으로 하기 위해서는, C 함유량을 0.060％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.100％를 초과하면 용접성이 열화하여, 용접 균열(weld cracking)이 발생하기 쉬워짐과 함께, 모재 인성 및 HAZ 인성이 저하한다. 그 때문에, C 함유량은 0.100％ 이하로 한다. 또한, C 함유량은, 0.060∼0.080％로 하는 것이 바람직하다.

Si: 0.01∼0.50％

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

Mn: 1.50∼2.50％

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

Al: 0.080％ 이하

Al은, 제강시의 탈산제로서 첨가되는 원소이다. Al 함유량이 0.080％를 초과하면 인성의 저하를 초래하기 때문에, Al 함유량은 0.080％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량은 0.010∼0.050％로 하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.10∼0.50％

Mo는, 본 발명에 있어서 특히 중요한 원소로서, 열간 압연 후의 냉각시에 있어서의 펄라이트 변태를 억제하면서, Ti, Nb, V와 미세한 복합 탄화물을 형성하여 강판의 강도를 크게 상승시키는 기능을 갖고 있다. 상기 효과를 얻기 위해, Mo 함유량을 0.10％ 이상으로 한다. 한편, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면 용접 열 영향부(Heat-Affected Zone, HAZ) 인성의 저하를 초래하기 때문에, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 한다.

Ti: 0.005∼0.025％

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

Nb: 0.005∼0.080％

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

N: 0.001∼0.010％

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

또한, N 함유량에 대한 Ti 함유량의 비인 Ti/N을 2.5 이상, 4.0 이하로 함으로써 상기 TiN의 효과를 충분히 발휘할 수 있다. 상기 TiN에 의한 피닝 효과를 더욱 유효하게 발휘시키는 관점에서, Ti/N은 2.6 이상인 것이 바람직하고, 또한, 3.8 이하인 것이 바람직하다.

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

본 발명에 있어서, O, P 및, S는 불가피 불순물이고, 이들 원소의 함유량의 상한을 다음과 같이 규정한다. O는, 조대하고 인성에 악영향을 미치는 산소계 개재물을 형성한다. 상기 개재물의 영향을 억제하기 위해, O 함유량은 0.0050％ 이하로 한다. 또한, P는, 중심 편석하여 모재의 인성을 저하시키는 성질을 갖기 때문에, P 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, P 함유량은 0.010％ 이하로 한다. 또한, S는 MnS계 개재물을 형성하여 모재의 인성을 저하시키는 성질을 갖고 있기 때문에, S 함유량이 높으면 모재 인성의 저하가 문제가 된다. 그 때문에, S 함유량은 0.0010％ 이하로 한다. 또한, O 함유량은 0.0030％ 이하로 하는 것이 바람직하고, P 함유량은 0.008％ 이하로 하는 것이 바람직하고, S 함유량은 0.0008％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, O, P, S 함유량의 하한에 대해서는 한정되지 않지만, 공업적으로는 0％ 초과이다. 또한, 과도하게 함유량을 저하시키면 정련 시간의 증가나 비용의 상승을 초래하기 때문에, O 함유량은 0.0005％ 이상, P 함유량은 0.001％ 이상, S 함유량은 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

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

V: 0.005∼0.100％

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

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

Cu: 0.50％ 이하

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

Ni: 0.50％ 이하

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

Cr: 0.50％ 이하

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

Ca: 0.0005∼0.0035％

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

REM: 0.0005∼0.0100％

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

B: 0.0020％ 이하

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

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

본 발명에 있어서는, 강에 포함되는 원소가 각각 상기 조건을 충족시키는 것에 더하여, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq를 0.45 이상으로 하는 것이 중요하다.

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

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

상기 C_eq는, 강에 첨가되는 원소의 영향을 탄소량으로 환산하여 나타낸 것이고, 모재 강도와 상관이 있기 때문에, 강도의 지표로서 일반적으로 이용된다. 본 발명에서는, API X100 그레이드 이상의 높은 강도를 얻기 위해, C_eq를 0.45 이상으로 한다. 또한, C_eq는 0.46 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C_eq의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.50 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, PWHT에 의해 분해하는 섬 형상 마르텐사이트의 양을 저감하기 위해, 하기 (2)식으로 정의되는 파라미터 X를 0.30 미만으로 하는 것이 중요하다.

X＝(C＋Mo/5)/C_eq …(2)

상기 파라미터 X는 탄소 당량 C_eq에 대한 C 및 Mo의 비율이고, 이들 2원소가 과대이면 섬 형상 마르텐사이트가 형성되기 쉬워진다. 본 발명에 있어서는, 가속 냉각 후의 재가열에 의해 섬 형상 마르텐사이트의 형성을 억제하지만, 소정의 섬 형상 마르텐사이트량으로 하기 위해서는 파라미터 X가 0.30 미만일 필요가 있다. 또한, 바람직하게는 0.28 이하, 더욱 바람직하게는 0.27 이하로 한다. 파라미터 X의 하한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 0.10 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명에 있어서는, 하기 (3)식으로 정의되는 Y를 0.15 이상으로 하는 것이 중요하다.

Y＝[Mo]＋[Ti]＋[Nb]＋[V] …(3)

상기 Y는, 석출 강화의 지표로서, 본 발명에서는, API X100 그레이드 이상의 높은 강도를 얻기 위해, Y를 0.15 이상으로 한다. 또한, Y는 0.18％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Y의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 0.50 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 (3)식으로 정의되는 Y의 값, 즉, Mo, Ti, Nb 및, V의 각 원소의 원자％로 나타낸 함유량의 합계는, 강에 포함되는 Mo, Ti, Nb 및, V의 원자수의 합을, 강에 포함되는 모든 원소의 원자수로 나눔으로써 구해지지만, Mo, Ti, Nb 및, V의 질량％로 나타낸 함유량을 이용하여, 하기 (4)식에 의해 구할 수도 있다.

Y＝(Mo/95.9＋Nb/92.91＋V/50.94＋Ti/47.9)/(100/55.85)×100 …(4)

(여기에서, (4)식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％로 표시한 값을 나타내고, 당해 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0으로 함)

[마이크로 조직]

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

본 발명에 있어서는, 강판이, 베이나이트 주체, 또한 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 3.0％ 미만인 마이크로 조직을 갖는 것이 중요하다. 마이크로 조직을 이와 같이 제어함으로써, API X100 그레이드의 고강도를 달성하는 것이 가능하다. 또한, 판두께 중심부에 있어서의 마이크로 조직이 상기 조건을 충족시키면, 강판의 판두께 방향의 거의 전역에 있어서 상기 조건을 충족시키는 마이크로 조직을 가지게 되어, 본원의 효과를 발현할 수 있다.

여기에서, 마이크로 조직이 「베이나이트 주체」인 것은, 강의 마이크로 조직에 차지하는 베이나이트의 면적 분율이, 80％ 이상인 것을 의미한다. 또한, 베이나이트의 면적 분율은 90％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 한편, 베이나이트의 면적 분율의 합계는 높은 것이 바람직하기 때문에, 상한은 특별히 한정되지 않고, 100％라도 좋다.

베이나이트 이외의 조직은 적을수록 좋지만, 베이나이트의 면적률이 충분히 높으면, 잔부의 조직의 영향은 거의 무시할 수 있기 때문에, 베이나이트 이외의 조직의 1종 또는 2종 이상을, 합계 면적률로 20％ 이하 포함하는 것이 허용된다. 이들 베이나이트 이외의 조직은, 합계 면적률로 10％ 이하인 것이 바람직하다. 잔부 조직의 예로서는, 펄라이트, 시멘타이트, 페라이트, 마르텐사이트 등을 들 수 있다.

단, 마이크로 조직이 베이나이트 주체였다고 해도, 그 중에 섬 형상 마르텐사이트를 포함하고 있으면, PWHT시에 섬 형상 마르텐사이트가 분해하여 강도가 저하되어 버린다. 그 때문에, 강판의 마이크로 조직에 차지하는 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율은 3.0％ 미만으로 할 필요가 있다. 또한, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율은, 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율은 낮은 쪽이 바람직하기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않고, 0％ 이상으로 할 수 있다.

또한, 베이나이트 및 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율은, 판두께 중심 위치로부터 채취한 시료를 경면 연마(mirror-polishing)하여, 나이탈(nital) 부식한 면에 대해서, 주사형 전자 현미경(배율 2000배)으로 랜덤으로 10시야 이상 관찰을 행하여 동정하면 좋다.

[기계적 특성]

본 발명의 구조관용 강판은, 압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)이 760㎫ 이상이고, 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)와 압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)의 차 (TS_C－TS_L)의 절댓값이 30㎫ 이하라는 기계적 특성을 갖고 있다. 여기에서, TS_L 및 TS_C는, 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 또한, TS_L은, 790㎫ 이상으로 하는 것이 바람직하고, (TS_C－TS_L)의 절댓값은, 20㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, TS_L의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, X100 그레이드이면 990㎫ 이하, X120 그레이드이면 1145㎫ 이하이다. (TS_C－TS_L)의 절댓값은 작은 쪽이 바람직하기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않고, 0 이상으로 할 수 있다. 또한, TS_C－TS_L을 뺀 값, (TS_C－TS_L)은, 마이너스라도 좋다.

본 발명의 구조관용 강판은, 상기와 같이 TS_C와 TS_L의 차가 작기 때문에, 당해 강판을 이용하여 제조된 강관은, 시임 용접 조인트부와 원주 용접 조인트부의 오버·매칭을 용이하게 실현할 수 있다는, 구조관으로서 매우 우수한 특성을 갖고 있다.

[강판의 제조 방법]

다음으로, 본 발명의 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서, 특별히 언급하지 않는 한, 온도는 강판의 판두께 방향의 평균 온도로 한다. 강판의 판두께 방향의 평균 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법(finite difference method)을 이용하여, 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 강판의 판두께 방향의 평균 온도가 구해진다.

본 발명의 구조관용 강판은, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를, 다음의 (1)∼(4)의 공정에서 순차적으로 처리함으로써 제조할 수 있다.

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

(2) 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정,

(3) 상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도: Ar₃점 이상, 냉각 종료 온도: 300℃ 미만, 평균 냉각 속도: 20℃/s 이상의 조건으로 가속 냉각하는 가속 냉각 공정 및,

(4) 상기 가속 냉각 공정의 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 300∼550℃까지 재가열을 행하는 재가열 공정.

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

[강 소재]

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

[가열 공정]

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

[열간 압연 공정]

다음으로, 상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 압연한다. 열간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 후술하는 바와 같이, Ar₃점 이상, 즉, 오스테나이트 단상역으로부터 가속 냉각을 개시하기 위해, Ar₃점 이상에서 압연을 종료시키는 것이 바람직하다.

[가속 냉각 공정]

열간 압연 공정 종료 후, 당해 열간 압연 공정에서 얻어진 강판을 가속 냉각한다. 그 때, Ar₃점 미만의 2상역(dual phase region)으로부터 냉각을 개시하면, 페라이트가 혼재한 마이크로 조직이 되어, 강판의 강도가 저하한다. 그 때문에, Ar₃점 이상, 즉, 오스테나이트 단상역으로부터 가속 냉각을 개시한다. 또한, 냉각 개시 온도의 상한은, 특별히 한정되지 않지만, (Ar₃＋100)℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 있어서 Ar₃점은, 차식으로 계산되는 것으로 한다.

Ar₃(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo

또한, 냉각 종료 온도가 지나치게 높으면 베이나이트로의 변태가 충분히 진행되지 않고, 펄라이트나 MA가 다량으로 생성되어, 인성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 그 때문에, 냉각 종료 온도는 300℃ 미만으로 한다. 또한, 냉각 종료 온도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 평균 냉각 속도가 낮은 경우에도, 베이나이트로의 변태가 충분히 진행되지 않고, 펄라이트가 다량으로 생성되어, 인성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 그 때문에, 평균 냉각 속도는 20℃/s 이상으로 한다. 또한, 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 40℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 조건으로 가속 냉각을 행함으로써, 강판의 마이크로 조직을 베이나이트 주체로 하여, 강도를 향상시킬 수 있다.

[재가열 공정]

상기 가속 냉각 종료 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 300∼550℃까지 재가열을 행한다. 상기 조건으로 재가열을 행함으로써, 가동 전위가 고용 C에 의해 고착되는 결과, 재질 균일성이 우수한 강판을 얻을 수 있다. 재가열 온도가 300℃ 미만인 경우에서는 그 효과가 작아, 재질의 편차를 일으킨다. 한편, 재가열 온도가 550℃ 초과인 경우는 과잉의 석출에 의해 인성의 열화를 초래할 우려가 있다. 여기에서, 「가속 냉각 후, 즉시」란, 가속 냉각 종료 후, 120초 이내에 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도에서의 재가열을 개시하는 것을 말한다.

이상의 공정에 의해, API X100 그레이드 이상의 높은 강도를 갖고, 재질 균일성이 우수한 구조관용 강판을 제조할 수 있다. 특히, 가속 냉각시의 베이나이트 변태에 의한 변태 강화와, 가속 냉각 후의 재가열시에 석출하는 미세 탄화물에 의한 석출 강화를 복합하여 활용함으로써, 합금 원소를 다량으로 첨가하는 일 없이, 우수한 강도를 얻을 수 있다. 그 때문에, 본 발명에 있어서는, 상기 가속 냉각 조건과 재가열 조건의 양자를 동시에 만족하는 것이 중요하다.

또한, 강판의 두께는 특별히 한정되지 않고, 임의의 두께로 할 수 있지만, 15∼30㎜으로 하는 것이 바람직하다.

［강관］

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

(실시예)

표 1에 나타내는 성분 조성의 강(강종 A∼M, 잔부는 철 및 불가피적 불순물)을 용제하여, 연속 주조법에 의해 슬래브로 했다. 얻어진 슬래브를 가열하여 열간 압연하고, 그 후, 즉시 수냉형의 가속 냉각 설비를 이용하여 냉각하여 판두께 20㎜의 강판(No.1∼19)을 제조했다. 각 강판의 제조 조건을 표 2에 나타낸다. 얻어진 강판의 각각에 대해서, 이하에 서술하는 방법에 의해, 마이크로 조직에 차지하는 섬 형상 마르텐사이트와 베이나이트의 면적 분율과 기계적 특성을 평가했다. 평가 결과를 표 3에 나타낸다.

섬 형상 마르텐사이트와 베이나이트의 면적 분율은, 판두께 중심 위치로부터 채취한 시료를 경면 연마하여, 나이탈 부식한 면에 대해서, 주사형 전자 현미경(배율 2000배)으로 랜덤으로 10시야 이상 관찰을 행하여 평가했다.

기계적 특성 중, 0.5％ 내력 (YS)와 인장 강도 (TS)는, 압연 수직 방향 (C 방향)과 압연 방향 (L 방향)의 양쪽에 대해서 측정했다. 측정에 있어서는, 강판으로부터 압연 방향과 수직 방향 각각의 전후 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(1998)의 규정에 준거하여 인장 시험을 실시했다.

기계적 특성 중, 샤르피 특성에 대해서는, 판두께 중심부에서, 압연 방향을 길이 방향으로 하는 2㎜ V 노치 샤르피 시험편을 각 3개씩 채취하고, 각 시험편에 대해서 －10℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지 (vE_－10℃)를 측정하여, 그들의 평균값을 구했다.

또한, 용접 열 영향부(HAZ) 인성을 평가하기 위해서, 재현열 사이클 장치에 의해 입열(heat input) 20kJ/㎝∼50kJ/㎝에 상당하는 열 이력을 더한 시험편을 제작하고, 얻어진 시험편을 이용하여 샤르피 충격 시험을 행했다. 전술한 －10℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지의 평가와 동일한 방법으로 측정을 행하고, 얻어진 －10℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상인 것을 양호(○), 100J 미만인 것을 불량(×)으로 했다.

또한, 내 PWHT 특성을 평가하기 위해, 가스 분위기노(gas atmosphere furnace)를 이용하여 각 강판의 PWHT를 행했다. 이 때의 열 처리 조건은 600℃에서 2시간으로 하고, 그 후, 강판을 노로부터 취출하여, 공냉에 의해 실온까지 냉각했다. 얻어진 PWHT 후의 강판 각각에 대해서, 전술의 PWHT 전의 측정과 동일한 방법으로 압연 방향에 있어서의 0.5％ YS, TS, 및 vE_－10℃를 측정했다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족시키는 발명예 (No.1∼7)은, PWHT를 행하기 전의 상태에 있어서, 항복 강도 (0.5％ YS_C)가 690㎫ 이상, 인장 강도 (TS_C)가 760㎫ 이상의 우수한 강도와, 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)와, 압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)의 차 (TS_C－TS_L)이 30㎫ 이하라는 우수한 재질 균일성을 구비하고 있음과 함께, 600℃라는 고온에서의 PWTH의 후에 있어서도 우수한 기계적 특성을 구비하고 있었다. 또한, 발명예의 강판은, 샤르피 특성(인성)이 vE_－10℃：200J 이상으로 양호하고, 또한, HAZ 인성도 양호했다.

한편, 본 발명의 조건을 충족시키지 않는 비교예 (No.8∼20)에 있어서는, PWTH 전과 후의 한쪽 또는 양쪽에 있어서의 기계적 특성이나, 재질 균일성이 뒤떨어져 있었다. 예를 들면, No.8, 12, 13은, 강의 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 모재 강도 또는 모재 인성이 뒤떨어져 있었다. 이는, 제조시의 조건이 본 발명의 조건을 충족시키고 있지 않기 때문에, 미세 탄화물이 적절히 분산 석출하지 않았기 때문이라고 생각된다. 또한, No.9는, 강의 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 냉각 개시 온도가 본 발명의 조건을 중족시키고 있지 않기 때문에, 강판 마이크로 조직 중에 페라이트 조직이 혼재하고, 그 결과, PWHT 전후에 있어서의 기계적 특성이 뒤떨어져 있었다. No.10, 11은, 강의 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 강판 마이크로 조직 중의 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 3.0％를 초과하고 있고, 그 결과, 모재 강판의 샤르피 특성이나 PWHT 후의 강도가 뒤떨어져 있었다. 한편, No.14∼19는 강의 성분 조성이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 모재 강도, 샤르피 특성, HAZ 인성, PWHT 후의 강도 중 적어도 하나가 뒤떨어져 있었다.

(산업상의 이용 가능성)

본 발명에 의하면, API X100 그레이드 이상의 고강도 강판으로서, 다량의 합금 원소의 첨가없이, 압연 방향에 있어서의 강도가 우수함과 함께, 압연 방향과 압연 수직 방향에 있어서의 강도차가 작은(재질 균일성이 우수한) 구조관용 강판을 제공할 수 있다. 상기 강판을 이용하여 얻어지는 구조관은, PWHT 후에 있어서도 우수한 기계적 특성을 유지하고 있기 때문에, PWHT를 행할 가능성이 있는 컨덕터 케이싱 강관이나 라이저 강관 등의 구조관으로서 매우 유용하다.

Claims

구조관용 강판으로서,
질량％로,
C: 0.060∼0.100％,
Si: 0.01∼0.50％,
Mn: 1.50∼2.50％,
Al: 0% 초과 0.080％ 이하,
Mo: 0.10∼0.50％,
Ti: 0.005∼0.025％,
Nb: 0.005∼0.080％,
N: 0.001∼0.010％,
O: 0.0050％ 이하,
P: 0.010％ 이하 및,
S: 0.0010％ 이하를 함유하고,
잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 또한
질량％로 나타낸 N 함유량에 대한 질량％로 나타낸 Ti 함유량의 비인 Ti/N이 2.5 이상, 4.0 이하이고,
하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 C_eq가 0.45 이상이고,
하기 (2)식으로 정의되는 X가 0.30 미만이고,
하기 (3)식으로 정의되는 Y가 0.15 이상인 성분 조성을 갖고,
베이나이트 주체, 또한 섬 형상 마르텐사이트의 면적 분율이 3.0％ 미만인 마이크로 조직을 갖고,
압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)이 760㎫ 이상이고, 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)가 830㎫ 이하이고, 또한 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)와 압연 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_L)의 차 (TS_C－TS_L)의 절댓값이 30㎫ 이하인, 구조관용 강판.
　　　　　　　　　　　　　　기
C_eq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 …(1)
(여기에서, (1)식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％로 나타낸 값으로, 당해 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0으로 함)
X＝(C＋Mo/5)/C_eq …(2)
Y＝[Mo]＋[Ti]＋[Nb]＋[V] …(3)
(여기에서, [M]은 상기 강판 중에 있어서의 원소 M의 함유량을 원자％로 나타낸 값으로, 당해 강판 중에 원소 M이 함유되지 않는 경우에는 [M]＝0으로 함)
제1항에 있어서,
추가로, 상기 성분 조성이, 질량％로, 하기 (A) 및 (B)의 한쪽 또는 양쪽을 함유하는, 구조관용 강판.
(A) V: 0.005∼0.100％
(B) Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Ca: 0.0005∼0.0035％, REM: 0.0005∼0.0100％ 및, B: 0.0020％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상
삭제
제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를,
가열 온도: 1100∼1300℃까지 가열하는 가열 공정과,
상기 가열 공정에 있어서 가열된 강 소재를 열간 압연하여 강판으로 하는 열간 압연 공정과,
상기 열간 압연된 강판을, 냉각 개시 온도: 하기의 식으로 정의되는 Ar₃점 이상, 냉각 종료 온도: 300℃ 미만, 평균 냉각 속도: 20℃/s 이상의 조건으로 가속 냉각하는 가속 냉각 공정과
상기 가속 냉각 공정의 후, 즉시 0.5℃/s 이상 10℃/s 이하의 승온 속도로 300∼550℃까지 재가열을 행하는 재가열 공정을, 적어도 갖는, 압연 직교 방향에 있어서의 인장 강도 (TS_C)가 830㎫ 이하인 구조관용 강판의 제조 방법.
　　　　　　　　　　　　　　　　　기
Ar₃(℃)＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo
(여기에서, 상기 식 중의 원소 기호는, 상기 강판 중에 있어서의 각 원소의 함유량을 질량％로 나타낸 값으로, 당해 강판 중에 당해 원소가 함유되지 않는 경우에는 0으로 함)
제1항 또는 제2항에 기재된 구조관용 강판으로 이루어지는 구조관.
제1항 또는 제2항에 기재된 구조관용 강판을 길이 방향으로 통 형상으로 성형한 후, 맞댐부를 내외면으로부터 모두 적어도 1층씩 길이 방향으로 용접하여 얻은 구조관.