KR20210118961A

KR20210118961A - 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판 및 그의 제조 방법 그리고 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관

Info

Publication number: KR20210118961A
Application number: KR1020217029889A
Authority: KR
Inventors: 토모유키 요코타; 준지 시마무라; 슈사쿠 오타; 유타 다무라; 사토시 우에오카; 카즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2017-03-30
Filing date: 2017-09-26
Publication date: 2021-10-01
Also published as: KR102478368B1; CN110462080A; JPWO2018179512A1; BR112019019696B1; BR112019019696A2; JP6521197B2; WO2018179512A1; CN110462080B; EP3604584B1; EP3604584A4; KR20190129957A; EP3604584A1

Abstract

본 발명은, 내HIC성 뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성도 우수한 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판은, 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％ 및 Ca: 0.0005∼0.005％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0×10¹⁴∼7.0×10¹⁴(m^－2)의 베이나이트 조직이고, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ로 했을 때에 3σ에서 30HV 이하이고, 520㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

내사우어 라인 파이프용 고강도 강판 및 그의 제조 방법 그리고 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관{HIGH STRENGTH STEEL PLATE FOR SOUR-RESISTANT LINE PIPE, 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 기계의 분야의 라인 파이프에 사용하기에 적합한, 강판 내의 재질 균일성이 우수한 내사우어(sour-resistant) 라인 파이프용 고강도 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은, 상기의 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관에 관한 것이다.

일반적으로, 라인 파이프는, 후판밀(plate mill)이나 열연밀(hot roll mill)에 의해 제조된 강판을, UOE 성형, 프레스 벤드 성형 및 롤 성형 등에 의해, 강관으로 성형함으로써 제조된다.

여기에서, 황화 수소를 포함하는 원유나 천연가스의 수송에 이용되는 라인 파이프는, 강도, 인성, 용접성 등의 외에, 내수소 유기 균열성(내HIC(Hydrogen Induced Cracking)성)이나 내황화물 응력 부식 균열성(내SSCC(Sulfide Stress Corrosion Cracking)성)과 같은, 소위 내사우어성이 필요해진다. 그 중에서도 HIC는, 부식 반응에 의한 수소 이온이 강재 표면에 흡착하고, 원자 형상의 수소로서 강 내부에 침입하여, 강 중의 MnS 등의 비금속 개재물이나 단단한 제2상(相) 조직의 주위에 확산·집적하여, 분자상(狀)의 수소가 되고, 그 내압에 의해 균열을 일으키는 것으로서, 유정관(oil well pipe)에 대하여 비교적 강도 레벨이 낮은 라인 파이프에 있어서 문제시되어, 많은 대책 기술이 개시되어 왔다. 한편, SSCC에 관해서는, 일반적으로 유정용 고강도 이음매 없는 강관이나, 용접부의 고경도역에서 발생하는 것이 알려져 있어, 비교적 경도가 낮은 라인 파이프에서는 그다지 문제시되어 오지 않았다. 그런데 최근, 원유나 천연가스의 채굴 환경이 점점 엄격해지는 경우가 많아, 황화 수소 분압이 높거나, 혹은 pH가 낮은 환경에 있어서, 라인 파이프의 모재부에 있어서도 SSCC가 발생하는 것이 보고되어 있고, 강관 내면 표층부의 경도를 컨트롤하여, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성을 향상시키는 것의 중요성이 지적되고 있다.

통상, 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 시에 있어서는, 제어 압연과 제어 냉각을 조합한, 소위 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 적용되어 있다. 이 TMCP 기술을 이용하여 강재의 고강도화를 행하기 위해서는, 제어 냉각 시의 냉각 속도를 크게 하는 것이 유효하다. 그러나, 고냉각 속도로 제어 냉각한 경우, 강판 표층부가 급냉되기 때문에, 강판 내부에 비해 표층부의 경도가 높아져, 판두께 방향의 경도 분포에 편차가 발생한다. 따라서, 강판 내의 재질 균일성을 확보하는 관점에서 문제가 된다.

상기의 문제를 해결하기 위해, 예를 들면 특허문헌 1, 2에는, 압연 후, 표층부가 베이나이트 변태를 완료하기 전에 표면을 복열(recuperate)시키는 고냉각 속도의 제어 냉각을 행하는 것에 의한, 판두께 방향의 재질 차이가 작은 강판의 제조 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3, 4에는, 고주파 유도 가열 장치를 이용하여, 가속 냉각 후의 강판 표면을 내부로부터 고온으로 가열하여 표층부의 경도를 저감한, 라인 파이프용 강판의 제조 방법이 개시되어 있다.

다른 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. 이에 대하여, 특허문헌 5, 6에는, 냉각 직전에 디스켈링을 행함으로써, 스케일 두께 불균일에 기인한 냉각 불균일을 저감하여, 강판 형상을 개선하는 방법이 개시되어 있다.

일본특허공보 제3951428호 일본특허공보 제3951429호 일본공개특허공보 2002-327212호 일본특허공보 제3711896호 일본공개특허공보 평9-57327호 일본특허공보 제3796133호

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

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

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

다른 한편, 특허문헌 5, 6에 기재된 방법에서는, 디스켈링에 의해, 열간 교정 시의 스케일의 압입 손상에 의한 표면 성상 불량의 저감이나, 강판의 냉각 정지 온도의 편차를 저감하여 강판 형상을 개선하고 있지만, 균일한 재질을 얻기 위한 냉각 조건에 관해서는 하등 배려가 이루어지고 있지 않다. 이는, 강판 표면의 냉각 속도에 편차가 생기면, 강판의 경도에 편차가 생기기 때문이다. 즉, 냉각 속도가 느리면, 강판 표면이 냉각할 때에, 강판 표면과 냉각수의 사이에 기포의 막이 발생하는 "막 비등(film boiling)"과, 기포가 막을 형성하기 전에 냉각수에 의해 표면으로부터 분리되는 "핵 비등(nucleate boiling)"이 동시에 발생하여, 강판 표면의 냉각 속도에 편차가 발생한다. 그 결과, 강판 표면의 경도에 편차를 발생시키게 된다. 특허문헌 5, 6에 기재된 기술에서는 이 점이 고려되어 있지 않다.

그래서 본 발명은, 상기 과제를 감안하여, 내HIC성 뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성도 우수한 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을, 그의 유리한 제조 방법과 함께 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은, 상기 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관을 제안하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성을 확보하기 위해, 강재의 성분 조성, 마이크로 조직 및 제조 조건에 대해서, 수많은 실험과 검토를 반복했다. 그 결과, 고강도 강관의 내SSCC성을 더욱 향상시키기 위해서는, 종래 인식과 같이 단순히 표층 경도를 억제하는 것만으로는 불충분하고, 특히 강판의 극표층부의 조직, 구체적으로는 강판 표면하 0.5㎜의 강 조직을, 전위 밀도 1.0×10¹⁴∼7.0×10¹⁴(m^－2)의 베이나이트 조직으로 함으로써, 조관 후의 코팅 과정에 있어서 경도의 상승분을 억제할 수 있어, 결과적으로 강관의 내SSCC성이 향상하는 것을 인식했다. 또한, 이러한 강 조직을 실현하기 위해서는, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 냉각 속도를 엄밀하게 컨트롤할 필요가 있어, 그 조건을 발견하는 것에 성공했다. 본 발명은, 이 인식을 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％ 및 Ca: 0.0005∼0.005％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0×10¹⁴∼7.0×10¹⁴(m^－2)의 베이나이트 조직이고,

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ로 했을 때에 3σ에서 30HV 이하이고,

520㎫ 이상의 인장 강도를 갖는

것을 특징으로 하는 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판.

[2] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하 및 Mo: 0.50％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [1]에 기재된 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판.

[3] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.1％, Ti: 0.005∼0.1％, Zr: 0.0005∼0.02％, Mg: 0.0005∼0.02％ 및, REM: 0.0005∼0.02％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 내사우어 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％ 및 Ca: 0.0005∼0.005％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강편을, 1000∼1300℃의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고,

그 후 상기 강판에 대하여,

냉각 개시 시의 강판 표면 온도: (Ar₃－10℃) 이상,

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 80℃/s 이하,

강판 평균 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 15℃/s 이상,

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 550℃에서 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도: 150℃/s 이상 및,

강판 평균 온도에서 냉각 정지 온도: 250∼550℃

의 조건에서 제어 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[5] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하 및 Mo: 0.50％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [4]에 기재된 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[6] 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.1％, Ti: 0.005∼0.1％, Zr: 0.0005∼0.02％, Mg: 0.0005∼0.02％ 및, REM: 0.0005∼0.02％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [4] 또는 [5]에 기재된 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.

[7] 상기 [1]∼[3] 중 어느 한 항에 기재된 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관.

본 발명의 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판 및 당해 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관은, 내HIC성 뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성도 우수하다. 또한, 본 발명의 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법에 의하면, 내HIC성 뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성도 우수한 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 제조할 수 있다.

도 1은 실시예에 있어서의 내SSCC성의 평가를 위한 시험편의 채취 방법을 설명하는 개략도이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하, 본 개시의 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판에 대해서, 구체적으로 설명한다.

[성분 조성]

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

C: 0.02∼0.08％

C는, 강도의 향상에 유효하게 기여하지만, 함유량이 0.02％ 미만에서는 충분한 강도를 확보할 수 없고, 한편 0.08％를 초과하면, 가속 냉각 시에 표층부나 중심 편석부의 경도가 상승하기 때문에, 내SSCC성 및 내HIC성이 열화한다. 또한, 인성도 열화한다. 이 때문에, C량은 0.02∼0.08％의 범위로 한정한다.

Si: 0.01∼0.50％

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

Mn: 0.50∼1.80％

Mn은, 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, 내SSCC성 및 내HIC성이 열화한다. 또한, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Mn량은 0.50∼1.80％의 범위로 한정한다.

P: 0.001∼0.015％

P는, 불가피 불순물 원소이고, 용접성을 열화시킴과 함께, 중심 편석부의 경도를 상승시킴으로써 내HIC성을 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％

S는, 불가피 불순물 원소이고, 강 중에 있어서는 MnS 개재물이 되어 내HIC성을 열화시키기 때문에 적은 것이 바람직하지만, 0.0015％까지는 허용된다. 함유량은 낮을수록 좋지만, 정련 비용의 관점에서 0.0002％ 이상으로 한다.

Al: 0.01∼0.08％

Al은, 탈산제로서 첨가하지만, 0.01％ 미만에서는 첨가 효과가 없고, 한편, 0.08％를 초과하면 강의 청정도가 저하하여, 인성이 열화하기 때문에, Al량은 0.01∼0.08％의 범위로 한정한다.

Ca: 0.0005∼0.005％

Ca는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 의한 내HIC성 향상에 유효한 원소이지만, 0.0005％ 미만에서는 그 첨가 효과가 충분하지 않다. 한편, 0.005％를 초과한 경우, 효과가 포화할 뿐만 아니라, 강의 청정도의 저하에 의해 내HIC성을 열화시키기 때문에, Ca량은 0.0005∼0.005％의 범위로 한정한다.

이상, 본 개시의 기본 성분에 대해서 설명했지만, 본 개시의 성분 조성은, 강판의 강도나 인성의 더 한층의 개선을 위해, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유시킬 수 있다.

Cu: 0.50％ 이하

Cu는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면 용접성이 열화하기 때문에, Cu를 첨가하는 경우는 0.50％를 상한으로 한다.

Ni: 0.50％ 이하

Ni는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면 경제적으로 불리할 뿐만 아니라, 용접 열 영향부의 인성이 열화하기 때문에, Ni를 첨가하는 경우는 0.50％를 상한으로 한다.

Cr: 0.50％ 이하

Cr은, Mn과 동일하게, 저C에서도 충분한 강도를 얻기 위해 유효한 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면, 퀀칭성이 과잉이 되기 때문에, 후술하는 전위 밀도가 높아져, 내SSCC성이 열화한다. 또한, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Cr을 첨가하는 경우는 0.50％를 상한으로 한다.

Mo: 0.50％ 이하

Mo는, 인성의 개선과 강도의 상승에 유효한 원소이고, 이 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상을 함유하는 것이 바람직하지만, 함유량이 지나치게 많으면, 퀀칭성이 과잉이 되기 때문에, 후술하는 전위 밀도가 높아져, 내SSCC성이 열화한다. 또한, 용접성도 열화한다. 이 때문에, Mo를 첨가하는 경우는 0.50％를 상한으로 한다.

본 개시의 성분 조성은, 추가로, Nb, V 및 Ti 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을, 이하의 범위에서 임의로 함유시킬 수도 있다.

Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.1％, Ti: 0.005∼0.1％, Zr: 0.0005∼0.02％, Mg: 0.0005∼0.02％ 및, REM: 0.0005∼0.02％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상

Nb, V 및 Ti는 모두, 강판의 강도 및 인성을 높이기 위해 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 각 원소 모두, 함유량이 0.005％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.1％를 초과하면 용접부의 인성이 열화하기 때문에, 첨가하는 경우는 모두 0.005∼0.1％의 범위로 하는 것이 바람직하다. Zr, Mg 및 REM은, 결정립 미세화를 통하여 인성을 높이거나, 개재물 성상의 컨트롤을 통하여 내균열성을 높이거나 하기 위해 임의로 첨가할 수 있는 원소이다. 이들 원소는, 모두, 함유량이 0.0005％ 미만에서는 그 첨가 효과가 부족하고, 한편 0.02％를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에, 첨가하는 경우는 모두 0.0005∼0.02％의 범위로 하는 것이 바람직하다.

본 개시는, 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관의 내SSCC성을 개선하기 위한 기술을 개시하는 것이지만, 내사우어 성능으로서 말할 필요도 없이, 내HIC성을 동시에 만족하는 것이 필요하고, 예를 들면, 하기 (1)식에 의해 구해지는 CP값을, 1.00 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 첨가하지 않는 원소는 0을 대입하면 좋다.

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 X원소의 강 중 함유량(질량％)을 나타낸다.

여기에서, 상기 CP값은, 각 합금 원소의 함유량으로부터 중심 편석부의 재질을 추정하기 위해 고안된 식이고, 상기 (1)식의 CP값이 높을수록 중심 편석부의 성분 농도가 높아져, 중심 편석부의 경도가 상승한다. 따라서, 상기의 (1)식에 있어서 구해지는 CP값을 1.00 이하로 함으로써, HIC 시험에서의 균열 발생을 억제하는 것이 가능해진다. 또한, CP값이 낮을수록 중심 편석부의 경도가 낮아지기 때문에, 더욱 높은 내HIC성이 요구되는 경우는, 그 상한을 0.95로 하면 좋다.

또한, 상기한 원소 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 단, 본 발명의 작용 효과를 해치지 않는 한, 다른 미량 원소의 함유를 방해하지 않는다. 예를 들면, N은 강 중에 불가피적으로 포함되는 원소이지만, 그 함유량이 0.007％ 이하, 바람직하게는 0.006％ 이하이면, 본 발명에 있어서는 허용된다.

[강판의 조직]

다음으로, 본 개시의 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 강 조직에 대해서 설명한다. 인장 강도가 520㎫ 이상의 고강도화를 도모하기 위해, 강 조직은, 베이나이트 조직으로 할 필요가 있다. 특히, 표층부는, 마르텐사이트나 섬 형상 마르텐사이트(MA) 등의 경질상이 생성된 경우, 표층 경도가 상승하고, 강판 내의 경도의 편차가 증대하여 재질 균일성이 저해된다. 표층 경도의 상승을 억제하기 위해, 표층부의 강 조직에 대해서는 베이나이트 조직으로 한다. 여기에서, 베이나이트 조직은, 변태 강화에 기여하는 가속 냉각 시 혹은 가속 냉각 후에 변태하는 베이니틱 페라이트 또는 그래뉼러 페라이트라고 칭해지는 조직을 포함하는 것으로 한다. 베이나이트 조직 중에, 페라이트나 마르텐사이트, 펄라이트, 섬 형상 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등의 이종 조직이 혼재되면, 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, 그들의 영향을 무시할 수 있기 때문에, 어느 정도의 양이면 허용된다. 구체적으로, 본 개시에서는, 베이나이트 이외의 강 조직(페라이트, 마르텐사이트, 펄라이트, 섬 형상 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 등)의 합계가 체적 분율로 5％ 미만이면, 큰 영향이 없기 때문에 허용되는 것으로 한다.

또한, 베이나이트 조직에도 냉각 속도에 따른 여러 가지의 형태가 있지만, 본 개시에 있어서는, 강판의 극표층부의 조직, 구체적으로는 강판 표면하 0.5㎜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 표면하 0.5㎜의 전위 밀도가 7.0×10¹⁴(m^－2) 이하이면, 시효 경화(age hardening)에 의한 경도의 상승분을 최소한으로 억제할 수 있다. 반대로, 강판 표면하 0.5㎜의 전위 밀도가 7.0×10¹⁴(m^－2)를 초과하면, 조관 후의 코팅 과정에 있어서 전위 밀도가 감소하지 않고, 시효 경화로 경도가 크게 상승하여 내SSCC성을 열화시킨다. 조관 후에 양호한 내SSCC성을 얻기 위해 바람직한 전위 밀도의 범위는 6.0×10¹⁴(m^－2) 이하이다. 한편, 강판 표면하 0.5㎜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 표면하 0.5㎜의 강 조직에 있어서의 전위 밀도가 상기 범위이면, 강판 표면으로부터 깊이 0.5㎜의 범위의 극표층부도 동등한 전위 밀도를 갖고, 그 결과, 상기 내SSCC성 향상의 효과가 얻어지는 것이다.

또한, 강판 표면하 0.5㎜에서의 전위 밀도를 7.0×10¹⁴(m^－2) 이하로 하면, 표면하 0.5㎜에서의 HV0.1이 230 이하가 된다. 강관의 내SSCC성을 확보하는 관점에서, 강판의 표층 경도를 억제하는 것이 중요하지만, 강판의 표면하 0.5㎜에서의 HV0.1을 230 이하로 함으로써, 조관 후 코팅 과정을 거친 후의, 표면하 0.5㎜에서의 HV0.1을 260 이하로 억제할 수 있어, 내SSCC성을 확보할 수 있다.

또한, 본 개시의 고강도 강판에서는, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ로 했을 때에 3σ에서 30HV 이하인 것도 중요하다. 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 비커스 경도를 측정했을 때의 3σ가 30HV 초과인 경우, 강판의 극표층에 있어서의 경도 편차, 즉, 극표층에 국소적인 고경도 부위가 존재함으로써, 당해 부위를 기점으로 한 내SSCC성의 열화가 발생하기 때문이다. 또한, 표준 편차 σ를 구할 때, 100점 이상, 비커스 경도를 측정해 두는 것이 바람직하다.

본 개시의 고강도 강판은, API 5L의 X60 그레이드 이상의 강도를 갖는 강관용의 강판이기 때문에, 520㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 것으로 한다.

[제조 방법]

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

〔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 로 내 온도이고, 슬래브는 중심부까지 이 온도로 가열되는 것으로 한다.

〔압연 종료 온도〕

열간 압연 공정에 있어서, 높은 모재 인성을 얻기 위해서는, 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 내HIC성을 향상시키는 관점에서는, 압연 종료 온도를, 강판 표면 온도에서 Ar₃ 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 여기에서, Ar₃ 변태점이란, 냉각 중에 있어서의 페라이트 변태 개시 온도를 의미하고, 예를 들면, 강의 성분으로부터 이하의 식으로 구할 수 있다. 또한, 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 X원소의 강 중 함유량(질량％)을 나타낸다.

〔제어 냉각의 냉각 개시 온도〕

냉각 개시 온도: 강판 표면 온도에서 (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 내HIC성이 열화하기 때문에, 냉각 개시 시의 강판 표면 온도는 (Ar₃－10℃) 이상으로 한다.

〔제어 냉각의 냉각 속도〕

고강도화를 도모하면서, 강판 내의 경도의 편차를 저감하여, 재질 균일성을 향상시키기 위해서는, 표층부의 냉각 속도와 강판 내의 평균 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 특히, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 전위 밀도와 3σ를 이미 서술한 범위로 하기 위해서는, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 냉각 속도를 제어할 필요가 있다.

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 80℃/s 이하

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도가 80℃/s를 초과하면, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 전위 밀도 7.0×10¹⁴(m^－2) 초과가 되어 버린다. 그 결과, 강판 표면하 0.5㎜의 HV0.1이 230을 초과하고, 조관 후의 코팅 과정을 거친 후, 표면하 0.5㎜에서의 HV0.1이 260을 초과하여, 강관의 내SSCC성이 열화한다. 그 때문에, 당해 평균 냉각 속도는 80℃/s 이하로 한다. 바람직하게는 50℃/s 이하이다. 당해 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 냉각 속도가 과도하게 작아지면 페라이트나 펄라이트가 생성되어 강도 부족이 되기 때문에, 이를 막는 관점에서, 20℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다.

강판 평균 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 15℃/s 이상

강판 평균 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도가 15℃/s 미만에서는, 베이나이트 조직이 얻어지지 않고 강도 저하나 내HIC성의 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 과잉하게 생성되지 않도록, 80℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다.

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 550℃에서 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도: 150℃/s 이상

강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 550℃ 이하의 냉각에 대해서는, 안정적인 핵 비등 상태에서의 냉각이 필요하고, 수량 밀도의 상승이 불가결하다. 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 550℃에서 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도가 150℃/s 미만인 경우, 핵 비등 상태에서의 냉각이 되지 않고, 강판의 극표층부에서 경도 편차가 발생하여, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 3σ가 30HV를 초과해 버려, 그 결과 내SSCC성이 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 표면하 0.5㎜ 및 강판 평균 온도는, 물리적으로 직접 측정할 수 없지만, 방사 온도계로 측정된 냉각 개시 시의 표면 온도와 목표의 냉각 정지 시의 표면 온도를 기초로, 예를 들면 프로세스 컴퓨터를 이용하여 차분 계산에 의해 판두께 단면(斷面) 내의 온도 분포를 리얼 타임으로 구할 수 있다. 당해 온도 분포에 있어서의 강판 표면하 0.5㎜에서의 온도를 본 명세서에 있어서의 「강판 표면하 0.5㎜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 온도에서 250∼550℃

압연 종료 후, 제어 냉각에서 베이나이트 변태의 온도역인 250∼550℃까지 급냉함으로써, 베이나이트상을 생성시킨다. 냉각 정지 온도가 550℃를 초과하면, 베이나이트 변태가 불완전하여, 충분한 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 냉각 정지 온도가 250℃ 미만에서는, 표층부의 경도 상승이 현저해져, 강판 표면하 0.5㎜에서의 전위 밀도 7.0×10¹⁴(m^－2) 초과가 되기 때문에, 내SSCC성이 열화한다. 또한, 중심 편석부의 경도도 높아져, 내HIC성도 열화한다. 그래서, 강판 내의 재질 균일성의 열화를 억제하기 위해, 제어 냉각의 냉각 정지 온도는 강판 평균 온도에서 250∼550℃로 한다.

[고강도 강관]

본 개시의 고강도 강판을, 프레스 벤드 성형, 롤 성형, UOE 성형 등으로 관 형상으로 성형한 후, 맞댐부를 용접함으로써, 원유나 천연가스의 수송에 적합한 강판 내의 재질 균일성이 우수한 내사우어 라인 파이프용 고강도 강관(UOE 강관, 전봉 강관, 스파이럴 강관 등)을 제조할 수 있다.

예를 들면, UOE 강관은, 강판의 단부를 개선 가공하여, C 프레스, U 프레스, O 프레스로 강관 형상으로 성형한 후, 내면 용접 및 외면 용접으로 맞댐부를 시임 용접하고, 추가로 필요에 따라서 확관 공정을 거쳐 제조된다. 또한, 용접 방법은 충분한 이음매 강도와 이음매 인성이 얻어지는 방법이면, 어느 방법이라도 좋지만, 우수한 용접 품질과 제조 능률의 관점에서, 서브머지 아크 용접을 이용하는 것이 바람직하다.

실시예

표 1에 나타내는 성분 조성이 되는 강(강종 A∼K)을, 연속 주조법에 의해 슬래브로 하고, 표 2에 나타내는 온도로 가열한 후, 표 2에 나타내는 압연 종료 온도 및 압하율의 열간 압연을 하여, 표 2에 나타내는 판두께의 강판으로 했다. 그 후, 강판에 대하여, 표 2에 나타내는 조건하에서 수냉형의 제어 냉각 장치를 이용하여 제어 냉각을 행했다.

[조직의 특정]

얻어진 강판의 마이크로 조직을, 광학 현미경 및 주사형 전자 현미경에 의해 관찰했다. 강판 표면하 0.5㎜의 위치에서의 조직과, 판두께 중앙에서의 조직을, 표 2에 나타낸다.

[인장 강도의 측정]

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

[비커스 경도의 측정]

압연 방향으로 직각인 단면에 대해서, JIS Z 2244에 준거하여, 강판 표면하 0.5㎜의 위치에 있어서 100점의 비커스 경도(HV0.1)를 측정하여, 그 평균값 및 표준 편차 σ를 구했다. 평균값과 3σ의 값을 표 2에 나타낸다. 여기에서, 통상 이용되는 HV10을 대신하여 HV0.1로 측정한 것은, HV0.1로 측정함으로써 압흔이 작아지기 때문에, 더욱 표면에 가까운 위치에서의 경도 정보나, 더욱 마이크로 조직에 민감한 경도 정보를 얻는 것이 가능해지기 때문이다.

[전위 밀도]

평균적인 경도를 갖는 위치로부터 X선 회절용의 샘플을 채취, 샘플 표면을 연마하여 스케일을 제거하여, 강판 표면하 0.5㎜의 위치에 있어서 X선 회절 측정을 행했다. 전위 밀도는 X선 회절 측정의 반값폭 β로부터 구하는 변형으로부터 환산하는 수법을 이용했다. 통상의 X선 회절에 의해 얻어지는 회절 강도 곡선에서는, 파장이 상이한 Kα1선과 Kα2선의 2개가 겹쳐져 있기 때문에, Rachinger의 방법에 의해 분리한다. 변형의 추출에는, 이하에 나타내는 Williamsson-Hall법을 이용한다. 반값폭의 확대는 결정자의 사이즈 D와 변형 ε이 영향을 주어, 양 인자의 합으로서 다음 식으로 계산할 수 있다. β=β1＋β2=(0.9λ/(D×cosθ))＋2ε×tanθ가 된다. 추가로 이 식을 변형하여, βcosθ/λ=0.9λ/D＋2ε×sinθ/λ가 된다. sinθ/λ에 대하여 βcosθ/λ를 플롯함으로써, 직선의 기울기로부터 변형 ε이 산출된다. 또한, 산출에 이용하는 회절선은 (110), (211) 및, (220)으로 한다. 변형 ε으로부터 전위 밀도의 환산은 ρ=14.4ε²/b²를 이용했다. 또한, θ는 X선 회절의 θ-2θ법으로부터 산출되는 피크 각도를 의미하고, λ는 X선 회절에서 사용하는 X선의 파장을 의미한다. b는 Fe(α)의 버거스·벡터로, 본 실시예에 있어서는, 0.25㎚로 했다.

[내SSCC성의 평가]

내SSCC성은, 이들 각 강판의 일부를 이용하고 조관하여 평가했다. 조관은, 강판의 단부를 개선 가공하여, C 프레스, U 프레스, O 프레스로 강관 형상으로 성형한 후, 내면 및 외면의 맞댐부를 서브머지 아크 용접으로 시임 용접하고, 확관 공정을 거쳐 제조했다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 얻어진 강관으로부터 잘라낸 쿠폰을 플래트닝한 후, 5×15×115㎜의 SSCC 시험편을 강관 내면으로부터 채취했다. 이때, 피검면인 내면은, 최표층의 상태를 남기기 위해 흑피 부착인 채로 했다. 채취한 SSCC 시험편에, 각 강관의 실제의 항복 강도(0.5％YS)의 90％의 응력을 부하하여, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 이용하여, 황화 수소 분압: 1bar로, EFC16 규격의 4점 굽힘 SSCC 시험에 준거하여 행했다. 720시간의 침지 후에, 균열이 확인되지 않는 경우를 내SSCC성이 양호하다고 판단하여 ○, 또한 균열이 발생한 경우를 불량이라고 판단하여 ×로 했다. 결과를 표 2에 나타낸다.

내HIC성은, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 이용한 96시간 침지의 HIC 시험에 의해 조사했다. 내HIC성은, HIC 시험에서 균열 길이율(CLR)이 15％ 이하가 된 경우를 양호라고 판단하여 ○, 15％를 초과한 경우를 ×로 했다. 결과를 표 2에 나타낸다.

본 발명의 목표 범위는, 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판으로서 인장 강도: 520㎫ 이상, 표면하 0.5㎜위치와 t/2 위치 모두 마이크로 조직은 베이나이트 조직, 표면하 0.5㎜에서의 HV0.1이 230 이하, 그 강판을 이용하여 조관한 고강도 강관에 있어서 SSCC 시험으로 균열이 확인되지 않는 것, HIC 시험에서 균열 길이율(CLR)이 15％ 이하인 것으로 했다.

표 2에 나타낸 바와 같이, No.1∼No.15는, 성분 조성 및 제조 조건이 본 발명의 적정 범위를 만족하는 발명예이다. 모두, 강판으로서 인장 강도: 520㎫ 이상, 표면하 0.5㎜ 위치와 t/2 위치 모두 마이크로 조직은 베이나이트 조직, 표면하 0.5㎜에서의 HV0.1이 230 이하이고, 그 강판을 이용하여 조관한 고강도 강관에 있어서 내SSCC성 및 내HIC성도 양호했다.

이에 대하여, No.16∼No.23은, 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 제조 조건이 본 발명의 범위 외인 비교예이다. No.16은, 슬래브 가열 온도가 낮기 때문에, 마이크로 조직의 균질화와 탄화물의 고용이 불충분하여 저강도였다. No.17은, 냉각 개시 온도가 낮아, 페라이트가 석출한 층 형상 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 조관 후의 내HIC성이 열화했다. No.18은, 제어 냉각 조건이 본 발명 범위 외이고, 마이크로 조직으로서 판두께 중심부에서 베이나이트 조직이 얻어지지 않아, 페라이트＋펄라이트 조직이 되었기 때문에, 저강도임과 함께, 조관 후의 내HIC성이 열화했다. No.19는, 냉각 정지 온도가 낮고, 표면하 0.5㎜에서의 전위 밀도가 높아져, HV0.1이 230을 초과했기 때문에, 조관 후의 내SSCC성이 뒤떨어져 있었다. 또한, 중심 편석부의 경도도 높아졌기 때문에 내HIC성도 열화했다. No.20 및 No.23은, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 750→550℃에서의 평균 냉각 속도가 80℃/s를 초과했기 때문에, 표면하 0.5㎜에서의 전위 밀도가 높아지고, HV0.1이 230을 초과하여, 조관 후의 내SSCC성이 뒤떨어져 있었다. 또한, No.23에서는 표층부에서의 내HIC성도 열화했다. No.21 및 No.22는, 강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 550℃ 이하에서의 평균 냉각 속도가 150℃/s를 충족하지 않기 때문에, 강판의 불균일 냉각이 현저해져, HV0.1이 평균적으로 230 이하를 만족하기는 했지만, 경도 편차가 크고, 국소적으로 경도가 높은 부분을 발생시켰기 때문에, 조관 후의 내SSCC성이 뒤떨어져 있었다. No.24∼No.27은, 강판의 성분 조성이 본 발명의 범위 외이고, 표면하 0.5㎜에서의 전위 밀도가 높아져 HV0.1이 230을 초과했기 때문에, 조관 후의 내SSCC성이 뒤떨어져 있었다. 또한, No.24∼No.27에 대해서는, 중심 편석부의 경도가 증가했기 때문에, 내HIC성도 뒤떨어져 있었다.

본 발명에 의하면, 내HIC성 뿐만 아니라, 보다 엄격한 부식 환경하에서의 내SSCC성도 우수한 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 공급할 수 있다. 따라서, 이 강판을 냉간 성형하여 제조한 강관(전봉 강관, 스파이럴 강관, UOE 강관 등)은, 내사우어성을 필요로 하는 황화 수소를 포함하는 원유나 천연가스의 수송에 적합하게 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％ 및 Ca: 0.0005∼0.005％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강 조직이, 전위 밀도 1.0×10¹⁴∼7.0×10¹⁴(m^－2)의 베이나이트 조직이고,
강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 비커스 경도의 편차가, 표준 편차를 σ로 했을 때에 3σ에서 30HV 이하이고,
520㎫ 이상의 인장 강도를 갖는
것을 특징으로 하는 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하 및 Mo: 0.50％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.1％, Ti: 0.005∼0.1％, Zr: 0.0005∼0.02％, Mg: 0.0005∼0.02％ 및, REM: 0.0005∼0.02％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 내사우어 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％ 및 Ca: 0.0005∼0.005％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물의 성분 조성을 갖는 강편을, 1000∼1300℃의 온도로 가열한 후, 열간 압연하여 강판으로 하고,
그 후 상기 강판에 대하여,
냉각 개시 시의 강판 표면 온도: (Ar₃－10℃) 이상,
강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 80℃/s 이하,
강판 평균 온도에서 750℃에서 550℃까지의 평균 냉각 속도: 15℃/s 이상,
강판 표면하 0.5㎜에 있어서의 강판 온도에서 550℃에서 냉각 정지 시의 온도까지 평균 냉각 속도: 150℃/s 이상 및,
강판 평균 온도에서 냉각 정지 온도: 250∼550℃
의 조건에서 제어 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하 및 Mo: 0.50％ 이하 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.1％, Ti: 0.005∼0.1％, Zr: 0.0005∼0.02％, Mg: 0.0005∼0.02％ 및, REM: 0.0005∼0.02％ 중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 기재된 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관.
제3항에 기재된 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관.