KR101367352B1

KR101367352B1 - 후육 전봉 강관 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR101367352B1
Application number: KR1020137010648A
Authority: KR
Inventors: 야스히로 시노하라; 히토시 아사히; 겐스케 나가이
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-08-23
Filing date: 2012-08-22
Publication date: 2014-02-26
Also published as: CA2832021C; EP2752499A1; CN103249854B; JP5293903B1; KR20130058074A; EP2752499A4; JPWO2013027779A1; CA2832021A1; WO2013027779A1; CN103249854A; EP2752499B1

Abstract

굽힘, 스프링백 변형에 의하여 좌굴이 생기지 않는 저Y/T를 가지고, 저온 인성도 우수한 후육 전봉 강관으로서, 두께/외경 비가 4.0 내지 7.0%이고, 질량%로, C: 0.06 내지 0.15%, Mn：1.00 내지 1.65%, Nb：0.005 내지 0.030%를 함유하고, Ceq ([C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 + ([Ni] + [Cu])/15)가 0.32 내지 0.43이고, 금속 조직이 면적율로 50 내지 92%의 폴리고날 페라이트를 함유하고, 폴리고날 페라이트의 평균 입자 지름이 15㎛ 이하이며, 전봉 강관의 심부의 경도가 Hv 160 내지 240이고, 심부의 조직이 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는 베이나이트인 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관. [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], [Cu]는, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량［질량%］이다.

Description

후육 전봉 강관 및 그의 제조 방법{THICK-WALLED ELECTRIC-RESISTANCE-WELDED STEEL PIPE AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 원유 및 천연 가스 수송용 라인 파이프 등에 매우 적합한 후육 전봉 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

원유 및 천연 가스 등을 수송하는 라인 파이프는 지진이나 지각 변동에 의하여 변형이 가해지는 경우가 있다. 라인 파이프의 좌굴은 변형이 집중된 부위에서 발생하므로, 변형 성능과 강관의 형상의 사이에는 상관이 있다. 치수 정밀도가 우수한 전봉 강관은 내좌굴성이 우수하다.

인장 강도(TS)에 대한 항복 강도(YS)의 비로 나타내는 항복비(YS/TS, 이하 「Y/T」라고도 한다)는 변형 성능의 지표이다. Y/T가 낮을수록 성형의 여유도가 크고, 변형 성능이 우수한 것으로 평가된다.

최근에는, 해저 라인 파이프의 부설 방법으로서, 미리 육상에서 강관끼리 용접하여 긴 파이프를 제조하고, 릴 퍼지선의 스풀 위에 권취하여, 해상에서 스풀로부터 파이프를 풀어내면서 해저에 부설하는 방법이 사용되는 경우가 있다. 이 방법을 채용하는 경우, 파이프에는 굽힘, 스프링백에 의한 소성 변형이 가하여진다. 따라서, 강관의 변형 성능이 충분하지 않은 경우, 국부 좌굴이나 그것을 기점으로 한 파괴가 발생할 염려가 있다.

특허 문헌 1에서는, 이와 같은 문제에 대하여, 부설할 때에 파이프의 좌굴을 방지할 수 있는 저Y/T의 강관이 제안되어 있다.

특허 문헌 2, 3에서는 저Y/T의 전봉 강관의 소재로서, 금속 조직을 페라이트와 마르텐사이트, 베이나이트, 펄라이트 등의 경질상으로 이루어지는 복상 조직으로 한 열연 강판 및 그 제조 방법이 제안되어 있다.

특허 문헌 1: 일본 공개 특허 공보 평3－211255호 특허 문헌 2: 일본 공개 특허 공보 소63－227715호 특허 문헌 3: 일본 공개 특허 공보 평08－337816호

해저 라인 파이프는 수압에 의한 압궤를 방지하기 위하여, 두께(t)가 두껍고, 외경(D)이 작은 강관, 즉, 두께/외경비(t/D)가 높은 강관이 사용된다. 또한, 굽힘, 스프링백 변형을 실시하여 부설되는 강관에는 두께/외경 비가 4% 이상의 강관이 사용된다. 또한, 한랭지에서 부설하는 경우에는 저온 인성도 요구된다.

전봉 강관의 경우, UOE 강관과 비교하여 성형시의 조관 변형이 커진다. 강관 의 두께/외경 비가 높아지면, 성형시의 조관 변형은 더욱 커진다. 그 때문에, Y/T가 낮은 종래의 열연 강판을 사용하더라도, 조관 변형의 영향으로 전봉 강관의 Y/T가 95%를 초과한다. 그로 인하여, 굽힘, 스프링백 변형에 의하여, 강관에 좌굴이 생기는 경우가 있다.

또한, Y/T를 저하시키려면 연질상과 경질상으로 이루어지는 복상 조직으로 하는 것이 필요하지만, 페라이트와 마르텐사이트로 이루어지는 복상 조직은 저온 인성의 확보가 어렵다.

본 발명은 이와 같은 실정을 감안하여, 후육 전봉 강관의 조관시의 Y/T의 상승을 억제하기 위하여, 모재 강판이 되는 열연 강판의 조직 제어를 실시함으로써, 굽힘, 스프링백 변형에 의하여 좌굴이 생기지 않는 저Y/T를 가지고, 저온 인성도 우수한 API X60 내지 X70급의 후육 전봉 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 과제로 하는 것이다.

종래의 라인 파이프용 전봉 강관은 강도를 높이기 위하여, 통상, 0.03%를 초과하는 양의 Nb를 첨가하고, 소재인 열연 강판의 제조 과정에 있어서, 600℃ 전후에서 강판을 권취하여, 미세한 Nb 탄질화물을 석출시킨다. Nb의 미세 석출물은 항복 강도의 상승에 기여하지만, 그 후의 가공 경화 거동에는 변화를 주지 않는다. 따라서, 종래의 라인 파이프용 전봉 강관은 인장 강도의 상승에 비하여 항복 강도의 상승이 커지게 되고, 그 결과, Y/T가 높아진다.

본 발명자들은 후육 전봉 강관의 Y/T를 저하시키기 위하여, 모재 강판의 성분 및 열연 조건에 의하여 열연 조직을 제어하는 방법을 검토하였다. 그 결과, Nb의 함유량을 종래보다 적게 하고, 또한 열연 조건을 적정화하여 열연한 후에, 2 단계의 가속 냉각을 실시함으로써 Nb 탄질화물의 석출을 억제하고, 복상 조직으로 할 수 있으며, 그 결과 저Y/T를 확보할 수 있다는 지견을 얻었다. 또한, Y/T의 저하에 기여하는 경질상은 저온 인성에 미치는 영향이 작은 베이나이트, 펄라이트의 어느 하나 또는 쌍방으로 하는 것이 필요하다는 지견을 얻었다.

본 발명은 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.

(1) 관상으로 성형된 모재 강판을 전봉 용접하여 이루어지는 두께/외경 비가 4.0 내지 7.0%인 후육 전봉 강관으로서, 상기 모재 강판이 질량%로, C：0.06 내지 0.15%, Mn：1.00 내지 1.65%, Ti：0.005 내지 0.020%, Nb：0.005 내지 0.030%, N：0.001 내지 0.006%, Si：0.01 내지 0.45%, Al：0.001 내지 0.08%를 함유하고, P：0.02% 이하, S：0.005% 이하로 제한하며, 아래 (식 1)에 의하여 구하는 Ceq가 0.32 내지 0.43이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지고, 상기 모재 강판의 금속 조직이 면적율로 50 내지 92%의 폴리고날 페라이트를 함유하며, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 입자 지름이 15㎛ 이하이고, 전봉 용접부의 경도가 Hv 160 내지 240이며, 상기 전봉 용접부의 조직이 베이나이트, 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는 세립 페라이트 및 베이나이트인 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관.

Ceq =[C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5

+ ([Ni] + [Cu])/15 ...(식 1)

여기에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], [Cu]는 각각, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량［질량%］이며, 함유되지 않은 경우에는 0으로 한다.

(2) 상기 모재 강판이, 또한 질량%로, Mo：0.20% 미만, Cu：0.50% 이하, Ni：0.50% 이하, Cr：1.00% 이하, V: 0.10% 이하, Ca：0.0050% 이하, REM：0.0050% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)의 후육 전봉 강관.
(3) 상기 모재 강판의 금속 조직의 Nb 탄질화물의 평균 입자 지름이 40 내지 100 nm 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)의 후육 전봉 강관.

(4) 질량%로, C：0.06 내지 0.15%, Mn：1.00 내지 1.65%, Ti：0.005 내지 0.020%, Nb：0.005 내지 0.030%, N：0.001 내지 0.006%, Si：0.01 내지 0.45%, Al：0.001 내지 0.08%를 함유하고, P：0.02% 이하, S：0.005% 이하로 제한하며, 아래 (식 1)에 의하여 구하는 Ceq가 0.32 내지 0.43이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 주조하여 강편으로 하고, 상기 강편을 1050 내지 1300℃로 가열하며, 합계의 마무리 압연율을 35 내지 90%로 하여 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고, 상기 열연 강판을 Ar₃점 이상으로부터 630 내지 720℃까지 5 내지 20℃/s의 냉각 속도로 일차 냉각하고, 이어서, 일차 냉각보다 빠르게, 60℃/s 이하의 냉각 속도로 이차 냉각하고, 450 내지 600℃에서 권취하고, 권취한 강판을 두께/외경비가 4.0 내지 7.0%인 관상으로 성형하고, 그 맞대기면을 전봉 용접하고, 이어서 전봉 용접부를 Ac₃점 이상 1100℃ 이하로 가열하고, 이어서 실온까지 방랭, 또는 200 내지 650℃까지 수랭하여, 그 후 방랭하는 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관의 제조 방법.

Ceq =[C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5

+ ([Ni] + [Cu])/15 ...(식 1)

여기에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], [Cu]는 각각, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량［질량%］이며, 함유되지 않는 경우에는 0으로 한다.
(5) 상기 강이, 또한 질량%로, Mo：0.20% 미만, Cu：0.50% 이하, Ni：0.50% 이하, Cr：1.00% 이하, V: 0.10% 이하, Ca：0.0050% 이하, REM：0.0050% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (4)의 후육 전봉 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 95% 이하, 좋기로는 92% 이하의 낮은 Y/T와 저온 인성을 양립한, 라인 파이프용 후육 전봉 강관 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1a는 본 발명의 전봉 강관의 모재 강판의 폴리고날 페라이트와 펄라이트, 베이나이트로 이루어지는 경질상으로 이루어지는 조직을 나타내는 도면이다.
도 1b는 종래의 전봉 강관의 모재 강판의 베이니틱 페라이트로 이루어지는 조직을 나타내는 도면이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 있어서의, C량, Nb량과 Y/T의 관계를 나타내는 도면이다.

후육 전봉 강관의 Y/T를 저하시키려면, 소재인 열연 강판의 조직을 제어하는 것이 중요하다. 열연 강판의 Y/T를 저하시키려면, 열연 강판의 조직을 연질상과 경질상으로 이루어지는 복상 조직으로 할 필요가 있다. 통상, 복층 조직은 연질상을 페라이트, 경질상을 마르텐사이트로 하는 경우가 많다. 이는 마르텐사이트는 매우 경질이어서, 인장 강도를 현저하게 높여, 저Y/T화에의 기여가 크기 때문이다.

그러나, 본 발명에 있어서는, 경질상은 베이나이트, 펄라이트의 어느 하나 또는 쌍방으로 하는 것이 좋다. 그 이유는 마르텐사이트를 경질상으로 하면, Y/T는 크게 저하하지만, 저온 인성을 해치기 때문이다. 또한, 경질상이 마르텐사이트이면, 인장 강도가 과도하게 높아져서 강관끼리를 용접하는 원주 용접부의 오버 매치가 곤란해지고, 좌굴 성능이 저하하는 경우가 있다. 한편, 베이나이트, 펄라이트는 마르텐사이트에 비하면 인장 강도의 상승에의 기여는 작지만, 인성에 미치는 악영향이 작다.

본 발명의 모재 강판의 복층 조직의 연질층은 폴리고날 페라이트이다. 폴리고날 페라이트는 Y/T의 저하에 기여하기 때문에, 면적율을 50% 이상으로 할 필요가 있다. 한편, 강도를 확보하려면, 경질상이 필요하기 때문에, 폴리고날 페라이트의 면적율을 92% 이하로 한다.

폴리고날 페라이트, 베이나이트, 펄라이트는 나이탈 에칭에 의하여 출현시킨 마이크로 조직을 광학 현미경에 의하여 관찰하면 판별할 수 있다. 또한, 폴리고날 페라이트의 면적율은 나이탈 에칭에 의하여 현출시킨 마이크로 조직을 화상 분석하여 구한다.

한편, 마르텐사이트는 나이탈 에칭으로는 판별할 수 없다. 마르텐사이트는 르 페라 에칭(Le Pera etching)에 의하여 착색되지 않기 때문에, 광학 현미경 조직에서는 하얀 상으로서 관찰된다. 즉, 마르텐사이트가 조직에 존재하는지 여부는 르 페라 에칭에 의한 조직 관찰에 의하여 확인할 수 있다.

또한, 금속 조직 중에는 본 발명의 전봉 강관의 특성을 해치지 않는 범위에서 베이니틱 페라이트가 포함되어도 좋지만, 베이니틱 페라이트는 전위 밀도가 높고, 존재하면 Y/T가 높아지므로, 베이니틱 페라이트는 존재하지 않는 것이 좋다.

도 1a에 본 발명의 전봉 강관의 모재 강판의 폴리고날 페라이트와 펄라이트, 베이나이트로 이루어지는 경질상으로 이루어지는 조직, 도 1b에 종래의 전봉 강관의 모재 강판의 베이니틱 페라이트로 이루어지는 조직을 나타낸다. 도 1a의 흰 부분이 비교적 등축의 입자인 폴리고날 페라이트이며, 검은 부분이 베이나이트 또는 펄라이트이다. 도 1b의 전면에 생성되어 있는 것이 부정형의 베이니틱 페라이트이다.

폴리고날 페라이트의 결정립경은 전봉 강관의 모재의 저온 인성을 확보하려면, 미세한 것일 필요가 있다. 본 발명에서는 폴리고날 페라이트 입자 지름은 15㎛ 이하로 한다. 폴리고날 페라이트 입자 지름은 작을수록 바람직하지만, 1㎛ 미만으로 하는 것은 기술적으로 곤란하다. 생산성을 고려하면, 폴리고날 페라이트 입자 지름은 1㎛ 이상으로 하는 것이 좋다. 폴리고날 페라이트 입자 지름은 나이탈 에칭에 의하여 현출시킨 마이크로 조직을 화상 분석하거나, 절단법에 의하여 구한다.

열연 강판의 금속 조직을 복상 조직으로 하더라도, Nb 탄질화물이 너무 작으면, 석출 강화에 의하여 항복 강도가 과도하게 상승하여, Y/T가 커지는 경우가 있다. 그 때문에, Nb 탄질화물의 평균 입자 지름은 40 내지 100 nm로 하는 것이 좋다.

Nb 탄질화물은 투과형 전자 현미경(TEM)에 의하여 관찰하고, TEM에 부속되는 에너지 분산형 X선 분광 분석 장치(EDX)를 사용하여 동정할 수 있다. Nb 탄질화물의 평균 입자 지름은 추출 레플리카 시료를 제작하여 TEM으로 관찰하고, 원 상당 반경을 측정하여 산출한다.

또한, 전봉 강관의 변형 성능의 관점에서, 전봉 용접부의 조직은 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는 베이나이트로 하고, 전봉 용접부의 경도를 Hv 160 내지 240으로 한다. 전봉 용접부의 조직은 전술한 열연 강판의 조직과 마찬가지로 확인할 수 있다.

다음으로, 본 발명의 전봉 강관의 모재의 성분에 대하여 설명한다. 또한, 전봉 강관의 소재인 열연 강판의 성분은 전봉 강관의 모재의 성분과 동일하며, 이하에 설명하는 성분의 양은 모두 질량%이다.

C：0.06 내지 0.15%

C는 강도를 높이기 위하여 필요한 원소이다. 또한, Y/T의 저하에도 기여하므로, 본 발명의 전봉 강관에서는 종래의 전봉 강관보다 C량을 많게 하며, 0.06% 이상으로 한다. 한편, C량이 0.15%를 넘으면, 폴리고날 페라이트의 생성이 불충분하게 되고, 조대한 탄화물이 생성되어 인성을 해치기 때문에, 상한을 0.15%로 한다. 강도를 확보하려면 C량을 0.07% 이상으로 하는 것이 좋고, 0.08% 이상으로 하는 것이 더 좋다. 인성을 확보하려면 C량을 0.14% 이하로 하는 것이 좋고, 0.12% 이하가 더 좋다.

Mn：1.00 내지 1.65%

Mn는 강의 담금질성을 높이는 원소이며, 강도 및 인성의 향상에 기여하므로, 1.00% 이상을 첨가한다. 한편, Mn를 과도하게 첨가하면, 폴리고날 페라이트의 생성이 불충분하게 되어, 마르텐사이트를 생성시키고, Y/T 및 인성 등의 특성이 열화하므로, 상한을 1.65%로 한다. 강도를 확보하려면 Mn량을 1.20% 이상으로 하는 것이 좋고, 1.30% 이상이 더 좋다. 더 좋기로는 1.35% 이상이다. 인성을 확보하기 위하여는 Mn량을 1.55% 이하로 하는 것이 좋다.

Ti：0.005 내지 0.020%

Ti는 탄질화물을 형성하는 원소이며, 미세한 Nb 탄질화물에 의한 석출 강화의 억제에 기여한다. 또한, TiN는 조직을 미세화하고, 인성의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻으려면 0.005% 이상의 Ti를 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti를 과잉으로 첨가하면 TiN의 조대화나, TiC에 의한 석출 경화가 생겨 인성이 열화하고, Y/T가 상승하므로, 0.020%를 상한으로 한다. 조직을 미세화하여 인성을 확보하려면, Ti량을 0.008% 이상으로 하는 것이 좋고, 0.010% 이상이 더 좋다. 한편, 석출물에 기인하는 인성의 저하를 억제하려면, Ti량은 0.018% 이하가 좋고, 0.015% 이하가 더 좋다.

Nb：0.005 내지 0.030%

종래의 라인 파이프용 전봉 강관은 강도를 높이기 위하여, 통상, 0.03%를 초과하는 양의 Nb가 첨가되어 있었다. 그러나, 본 발명의 라인 파이프용 전봉 강관에서는 Y/T를 저하시키기 위하여, Nb의 양을 종래보다 줄이는 것이 중요하다. 즉, 본 발명의 전봉 강관은 종래의 전봉 강관과 비교하여 고C 저Nb로 하여 Y/T를 저하시키는 점에 성분 조성의 특징이 있다.

Nb는 재결정 온도를 저하시키는 원소이며, 열간 압연을 실시할 때에, 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직의 미세화에 기여하고, 또한, Nb 탄질화물을 생성하여 석출 강화에도 기여하기 때문에 0.005% 이상을 첨가한다. 한편, Nb를 과잉으로 첨가하면 과잉의 석출 강화에 의하여 항복 강도가 상승하고, Y/T가 상승하기 때문에, 0.030%를 상한으로 한다. Y/T를 저하시키려면, Nb량을 0.015% 이하로 하는 것이 좋다.

N：0.001 내지 0.006%

N는 질화물, 특히, TiN의 형성에 의하여 조직의 미세화에 기여하는 원소이며, 0.001% 이상을 함유시킨다. 결정립을 미세하게 하려면 0.0015% 이상의 N를 함유시키는 것이 좋고, 더 좋기로는 함유량을 0.0020% 이상으로 한다. 한편, N량이 과잉이 되면, 조대한 TiN를 생성하여 인성이 열화하므로, 상한을 0.006%로 하고, 좋기로는 N량을 0.004% 이하로 한다.

P：0.02% 이하

P는 불순물이며, 함유량의 상한을 0.02%로 한다. P량의 저감에 의하여, 입계 파괴가 방지되어, 인성이 향상되기 때문에, P량은 0.015% 이하가 좋고, 0.010% 이하가 더 좋다. P량은 적은 것이 바람직하지만, 특성과 비용의 균형을 고려하여, 통상 0.001% 이상을 함유한다.

S：0.005% 이하

S는 불순물이며, 함유량의 상한을 0.005%로 한다. S량의 저감에 의하여, 열간 압연에 의하여 연신화하는 MnS를 저감하고, 인성을 향상시킬 수 있기 때문에, S량은 0.003% 이하가 좋고, 0.002% 이하가 더 좋다. S량은 적은 것이 바람직하지만, 특성과 비용의 균형을 고려하여, 통상 0.0001% 이상을 함유한다.

또한, 강도를 확보하려면, 아래 (식 1)로 구할 수 있는 탄소 당량 Ceq를 0.32 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, 인성을 확보하려면 Ceq를 0.43 이하로 하는 것이 필요하다. Ceq는 0.34 이상이 좋고, 0.36 이상이 더 좋다. Ceq는 0.42 이하가 좋고, 0.40 이하가 더 좋다.

Ceq =[C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5

+ ([Ni] + [Cu])/15 ...(식 1)

여기에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], [Cu]는 각각, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량(질량%)이다. Cr, Mo, V, Ni, Cu는 임의의 첨가 원소이며, 의도적으로 첨가하지 않는 경우에는 상기 (식 1)에서는 0으로서 계산한다.

Si：0.45% 이하

Si는 필수의 첨가 원소는 아니지만, 탈산제로서 유효하고, 0.01% 이상의 첨가가 좋다. 또한, Si는 고용 강화에 의하여 강도를 높이는 원소이며, 0.10% 이상의 첨가가 더 좋고, 0.20% 이상의 첨가가 더 좋다. Si는 0.45%를 넘어 첨가하면, 연성이나 인성을 해치므로, 상한을 0.45%로 제한한다. 인성을 확보하려면 Si량을 0.35% 이하로 하는 것이 좋고, 0.30% 이하가 더 좋다.

Al：0.08% 이하

Al는 필수의 첨가 원소는 아니지만, 탈산제로서 유효하고, 0.001% 이상의 첨가가 좋다. 탈산의 효과를 높이려면 0.010% 이상의 Al의 첨가가 좋고, 0.015% 이상의 첨가가 더 좋다. Al는 0.08%를 초과하여 첨가하면, 개재물이 증가하여, 연성이나 인성을 해치기 때문에, 0.08% 이하로 제한한다. 인성을 확보하려면 Al량을 0.05% 이하로 하는 것이 좋고, 0.03% 이하가 더 좋다.

Mo, Cu, Ni, Cr, V는 임의의 첨가 원소이며, 필수의 첨가 원소는 아니다. 강의 담금질성을 향상시켜, 강도를 높이려면, 이들 원소의 1종 또는 2종 이상을 첨가하여도 좋다.

Mo：0.20% 미만

Mo는 강의 고강도화에 기여하는 원소이다. 그러나, Mo가 함유되면, 폴리고날 페라이트가 생성되기 어려워져서, 베이니틱 페라이트가 생성되기 쉬워진다. 그 결과, 강의 Y/T가 높아지므로, Mo는 첨가하지 않는 것이 좋다. 담금질성이 부족한 경우에는 50 내지 92%가 폴리고날 페라이트가 되는 금속 조직을 얻을 수 있으면, 0.20% 미만, 좋기로는 0.15% 이하의 범위에서 첨가하여도 좋다.

Cu：0.50% 이하

Cu는 강의 담금질성을 향상시키는 원소이며, 고용 강화에도 기여하므로, 0.05% 이상을 첨가하는 것이 좋다. 한편, Cu를 과도하게 첨가하면 표면 성상을 해치는 경우가 있으므로, 상한은 0.50% 이하로 한다. 경제성의 관점에서, Cu량은 0.30% 이하가 좋다.

Ni：0.50% 이하

Ni는 Cu와 같은 효과를 가지는 원소이며, 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유효한 원소이므로, 0.05% 이상 첨가하는 것이 좋다. Cu를 첨가하는 경우에는 제조성의 관점에서, 동시에 Ni를 첨가하는 것이 좋다. Ni는 고가의 원소이기 때문에, Ni량은 0.50% 이하로 하고, 0.30% 이하로 하는 것이 좋다.

Cr：1.00% 이하

Cr는 강도의 향상에 유효한 원소이며, 0.05% 이상을 첨가하는 것이 좋다. 다만, Cr을 과도하게 첨가하면, 강관의 단부를 원주 용접하여 길이가 긴 파이프로 할 때에, 용접성이 열화하는 경우가 있기 때문에, 1.0%를 상한으로 한다. 더 바람직한 Cr량은 0.50% 이하이며, 한층 더 좋기로는 0.30% 이하이다.

V：0.10% 이하

V는 탄화물, 질화물을 생성하고, 석출 강화에 의하여 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 강도를 효과적으로 상승시키기 위하여, 0.01% 이상을 첨가하는 것이 좋다. 한편, V를 과잉으로 첨가하면, 탄화물 및 질화물이 조대화하고, 인성을 해치는 경우가 있기 때문에, V량은 0.10% 이하로 한다. Y/T를 저하시키려면, V량을 0.05% 이하로 하는 것이 좋다.

또한, 개재물의 형태를 제어하고, 인성의 향상을 도모하기 위하여, Ca, REM의 어느 하나 또는 쌍방을 첨가하여도 좋다.

Ca：0.0050% 이하, REM：0.0050% 이하

Ca 및 REM는 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이다. Ca, REM의 어느 하나 또는 쌍방을 첨가하면, 이들은 구상의 황화물을 생성하기 때문에, 압연 방향으로 신장된 MnS의 생성을 억제할 수 있다. 이 효과를 얻으려면 Ca량과, REM량을 같이 0.0001% 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, Ca량, REM량이 0.0050%를 넘으면, 조대한 산화물이 증가하여 인성을 열화시키므로, Ca량, REM량은 0.0050% 이하로 한다.

임의의 첨가 원소인 Mo, Cu, Ni, Cr, V, Ca, REM의 하한값은 한정하지 않고, 0%이라도 좋다. 또한, 각 원소의 바람직한 하한값에 미치지 못하는 양을 함유하더라도, 악영향을 미치지 않기 때문에 허용된다.

다음으로, 본 발명의 전봉 강관의 소재인 열연 강판의 제조 조건에 대하여 설명한다.

본 발명에서는 강을 용제한 후, 주조하여 강편으로 하고, 강편을 가열하여 열간 압연한 후, 2단계의 제어 냉각을 실시하고, 권취하여 공랭하고, 열연 강판을 제조한다.

본 발명의 강은 Nb의 함유량이 적기 때문에, 강편의 가열 온도가 낮으면, 조대한 폴리고날 페라이트가 생성되어, 강도가 저하하거나 인성이 열화하기 쉬워진다. 이에, 강편의 가열 온도는 Nb 등, 탄화물을 형성하는 원소를 강 중에 고용시키기 위하여, 1050℃ 이상으로 한다. 좋기로는 가열 온도를 1100℃ 이상으로 하고, 더 좋기로는 1150℃ 이상으로 한다. 한편, 가열 온도가 너무 높으면 조직이 조대하게 되기 때문에, 폴리고날 페라이트의 입자 지름의 조대화를 방지하기 위하여, 1300℃ 이하로 한다. 폴리고날 페라이트의 입자 지름을 미세하게 하기 위하여, 좋기로는 가열 온도를 1250℃ 이하로 하고, 더 좋기로는 1200℃ 이하로 한다.

열간 압연은 강의 조직이 오스테나이트상인 온도역에서 실시할 필요가 있다. 이는 페라이트 변태가 개시된 후에 압연하면, 가공된 폴리고날 페라이트가 생성되어, 특성의 이방성이 커지기 때문이다. 따라서, 열간 압연은 냉각시의 페라이트 변태가 개시하는 Ar₃점 이상에서 실시할 필요가 있다. 또한, 15㎛ 이하의 폴리고날 페라이트를 얻기 위하여, 합계의 마무리 압연율을 35 내지 90%로 한다.

열간 압연 후, Ar₃점 이상의 온도로 가속 냉각을 개시한다. 이는 열간 압연 후, 페라이트 변태가 개시되는 Ar₃점 미만까지 공랭하면, 조대한 폴리고날 페라이트가 생성되어, 강도가 저하하거나 인성이 열화하는 경우가 있기 때문이다.

Ar₃점은 모재 강판과 동일한 성분의 시험재를 사용하여, 가열 및 냉각하였을 때의 열팽창 거동으로부터 구할 수 있다. 또한, 모재 강판의 성분으로부터, 아래 (식 2)에 의하여 구하는 것도 가능하다.

Ar₃ (℃) = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 55[Ni]

- 20[Cu] - 15[Cr] - 80[Mo] ...(식 2)

여기에서, [C], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo]는 각각, C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo의 함유량 (질량%)이다. Ni, Cu, Cr, Mo는 임의의 첨가 원소이며, 의도적으로 첨가하지 않는 경우에는, 상기 (식 2)에서는 0으로서 계산한다.

가속 냉각은 폴리고날 페라이트의 면적율, 입자 지름, 경질상의 종류를 제어하기 위하여 실시한다. 또한, 가속 냉각에 의하여 Nb 탄질화물의 입자 지름도 제어할 수 있다. 본 발명에서는 가속 냉각을 2단 냉각으로 하고, 일차 냉각 후, 이보다 냉각 속도가 큰 이차 냉각을 실시한다. 주로, 일차 냉각에서는 폴리고날 페라이트를 생성시키고, 이차 냉각에서는 Nb 탄질화물 및 폴리고날 페라이트의 결정립의 성장을 억제한다.

일차 냉각은 630 내지 720℃의 온도역에서 정지한다. 정지 온도가 720℃을 넘으면, 폴리고날 페라이트의 생성량이 50% 미만이 되어, Y/T의 저하가 불충분하게 된다. 한편, 정지 온도가 630℃ 미만이 되면, 폴리고날 페라이트량이 92% 이상이 되어, 인장 강도가 저하된다. 이하, 일차 냉각의 정지 온도를 「냉속 변환 온도」라고도 칭한다.

일차 냉각의 냉각 속도는 5 내지 20℃/s로 한다. 일차 냉각의 냉각 속도가 5℃/s 미만이면, Nb 탄질화물이 증가한다. 일차 냉각의 냉각 속도가 느린 경우에는 Nb 탄질화물이 조대화하므로, 인장 강도가 저하하여 Y/T가 높아진다. 폴리고날 페라이트 입자 지름을 미세화하기 위해서는, 일차 냉각의 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하는 것이 좋다. 한편, 일차 냉각의 냉각 속도를 20℃/s 이상으로 하면, 폴리고날 페라이트의 생성이 억제되어 면적율이 50% 미만이 된다. 따라서, 일차 냉각의 냉각 속도는 5 내지 20℃/s로 한다.

이차 냉각의 냉각 속도는 일차 냉각보다 빠르게 하고, 상한을 60℃/s로 한다. 이차 냉각의 냉각 속도가 60℃/s를 넘으면, Nb 탄질화물이 너무 미세하게 되어서, Y/T가 상승한다. 이차 냉각의 냉각 속도가 일차 냉각보다 느리면, Nb 탄질화물이 증가하여, Y/T가 상승한다. 이차 냉각의 냉각 속도는 폴리고날 페라이트 입자의 성장을 억제하기 때문에, 좋기로는 30℃/s 이상으로 한다.

이 때, 냉각 속도는 두께 중심 위치에서의 값이다. 직접 측정하는 것은 용이하지 않지만, 수량 밀도, 표면 온도의 측정 결과로부터 시뮬레이션이 가능하다.

권취 온도는 450 내지 600℃로 한다. 열연 강판의 권취 온도가 600℃을 넘으면, Nb 탄질화물이 과잉으로 생성되어, 항복 강도가 상승하고, Y/T가 상승한다. 450℃ 미만에서 권취를 실시하면, 마르텐사이트가 생성되어, 강도가 상승하고, 인성이 저하된다. 바람직한 권취 온도는 500℃ 이상이며, 520℃ 이상이 더 좋다.

다음으로, 열연 강판을 성형하고, 용접하는 전봉 강관의 제조 조건에 대하여 설명한다. 전봉 강관은 열연 강판을 관상으로 성형하고, 단부를 맞대어, 맞대기면을 전봉 용접하여 제조한다.

본 발명은 해저 라인 파이프 등에 사용되는 전봉 강관에 관한 것이기 때문에, 수압에 의한 압궤를 막기 위하여, 두께/외경 비는 4.0% 이상으로 한다. 두께/외경 비가 7.0%를 넘으면, 전봉 강관에 도입되는 조관 변형이 커지게 되어, Y/T의 상승을 억제할 수 없기 때문에, 전봉 강관의 두께/외경 비는 7.0% 이하로 한다. 또한, 두께/외경 비가 4.0% 미만인 경우에, 전봉 강관에 도입되는 조관 변형에 기인하는 Y/T의 상승은 작고, 굽힘, 스프링백 변형에 의한 좌굴이 문제가 되는 일은 적다.

또한, 전봉 용접부 근방만을 Ac₃점 이상 1100℃ 이하로 가열하고, 이어서, 실온까지 방랭, 또는 200 내지 650℃까지 수랭하고, 그 후 방랭하는 심 열처리를 실시한다.

전봉 용접에서는 맞대기부를 가열하여 용해시키고, 압력을 부하하여, 접합함으로써, 전봉 용접부는 고온에서 소성 변형한 후, 급랭된 상태가 된다. 그 때문에, 전봉 용접부는 모재에 비하여 경화되었다. 상기 심 열처리를 실시함으로써, 전봉 용접부의 조직이 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는 베이나이트가 되고, 또한, 경도가 Hv 160 내지 240이 되므로, 전봉 강관의 변형 성능을 한층 더 높일 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의하여 구체적으로 설명한다.

표 1의 성분 조성을 가진 강을 주조하고, 두께가 240 mm인 강편으로 하였다. 이 강편들을 사용하여, 표 2에 나타낸 가열 온도로 가열하고, Ar₃점 이상의 종료 온도로 열간 압연을 실시하여 표 2에 나타내는 조건으로 수랭하여, 모재 강판을 얻었다. 이어서, 얻은 모재 강판을 연속 롤 성형 공정에서 관상으로 성형하고, 모재 강판의 단부를 맞대어 전봉 용접을 실시하였다. 그 후, 전봉 용접부를 가열하고, 수랭하여, 심 열처리를 실시하였다.

표 2의 Ar₃점은 표 1에 나타낸 C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo의 함유량(질량%)으로부터 구하였다. 또한, Ni, Cu, Cr, Mo는 임의의 첨가 원소이며, 표 1에 공란으로 나타내는 바와 같이, 의도적으로 첨가하지 않는 경우에는 아래 (식 2)에서는 0으로하여 계산하였다.

Ar₃ (℃) = 910 - 310[C] - 80[Mn] - 55[Ni]

- 20[Cu] - 15[Cr] - 80[Mo] ...(식 2)

제조한 후육 전봉 강관의 두께 중앙부로부터, C단면 (열연에서의 압연 방향과 직각 방향의 판 두께면에 상당한다)의 조직 관찰용의 시료를 채취하고, 나이탈 에칭을 실시하여, 광학 현미경으로 조직 관찰 및 사진 촬영을 실시하였다. 조직 사진을 사용하여, 폴리고날 페라이트의 면적율 및 입자 지름을 측정하고, 폴리고날 페라이트 이외의 조직의 판별을 실시하였다.

그 후, 르 페라 에칭을 실시하고, 광학 현미경으로 조직 관찰을 실시하여, 마르텐사이트의 유무를 확인하였다. 또한, 추출 레플리카 시료를 제작하고 TEM 관찰을 실시하며, 조직 사진을 사용하여, Nb 탄질화물의 입자 지름을 측정하였다. Nb 탄질화물의 동정은 TEM에 부속되는 EDX에 의하여 실시하였다.

다음으로, 후육 전봉 강관의 용접부로부터 90도 위치에서, 관축 방향으로부터 JIS Z 2241에 준거하여, 전체 두께의 호상(弧狀) 인장 시험편을 채취하고, 실온에서 인장 시험을 실시하여, 항복 강도(0.2% off set)와 인장 강도를 구하였다.

또한, 후육 전봉 강관의 모재 강판으로부터, JIS Z 2242에 준거하여 V 노치 시험편을 채취하고, －20℃에서 샤르피 시험을 실시하여, 샤르피 흡수 에너지를 구하였다. 또한, V 노치 시험편은 둘레 방향을 길이 방향으로 하여 채취하였다.

제조 조건을 표 2, 평가 결과를 표 3에 나타낸다. 표 3 중의 금속 조직의 잔부는 B는 베이나이트, P는 펄라이트, M는 마르텐사이트를 의미한다. 또한, 표 1 내지 3 중의 밑줄 친 부분은 본 발명의 범위 밖인 것을 나타낸다.

표 2에 나타내는 No. 1 내지 14는 본 발명예이며, No. 15 내지 21은 비교예이다.

No. 1 내지 14는 모재 강판의 금속 조직이 면적율 50 내지 92%의 폴리고날 페라이트를 함유하고, 강관의 Y/T가 95% 이하, 인장 강도(TS)가 525 MPa 이상이며, -20℃에 있어서의 흡수 에너지(ｖE_-20)가 150J 이상이며, 저온 인성은 양호하다. 금속 조직의 잔부는 베이나이트 및/또는 펄라이트이다. 또한, 전봉 용접부의 경도가 Hv 160 내지 240이며, 조직이 베이나이트, 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는 세립 페라이트 및 베이나이트이다.

No. 15는 일차 냉각 속도가 빨랐기 때문에 폴리고날 페라이트의 면적율이 작아진 결과, 항복 강도가 상승하고 Y/T가 높아지며, 또한, 열간 압연에 있어서의 합계 마무리 압하율이 작기 때문에 폴리고날 페라이트의 입자 지름이 커지게 되고, 게다가 권취 온도가 낮기 때문에 마르텐사이트를 생성하여 인성이 저하한 예이다.

No. 16은 냉속 변환 속도가 높기 때문에 폴리고날 페라이트의 면적율이 작아진 결과, 항복 강도가 상승하고, Y/T가 높아진 예이다.

No. 17은 Mn량이 적고, 강도가 저하한 예이다.

No. 18은 Nb량이 과잉이므로, 과잉의 석출 강화에 의하여 항복 강도가 상승하고, Y/T가 높아진 예이다.

No. 19는 C량이 과잉이며, 또한 냉속 변환 속도가 높기 때문에 폴리고날 페라이트의 면적율이 작아지고, 또한 인성이 저하한 예이다.

No. 20은 Mn량 및 Mo량이 과잉이며, 또한 냉각 변환 속도가 높기 때문에, 폴리고날 페라이트의 면적율이 작아지고, 마르텐사이트가 생성되어 강도가 상승하며, Y/T가 높아지고, 또한, S량이 과잉이므로 인성이 저하하고, 또한 전봉 용접부의 열처리에 있어서의 수랭 정지 온도가 낮기 때문에, 전봉 용접부의 경도가 높아진 예이다.

No. 21은 C량이 낮고 및 Nb량이 과잉이므로, 강도가 상승하고, Y/T가 높아진 예이다.

도 2에 발명예 및 본 발명의 제조 방법을 사용하여 제조한 비교예의 C량, Nb량과 Y/T의 관계를 나타낸다. 그래프 중의 수치가 Y/T를 나타낸다. 도 2의 왼쪽 위, 즉, 저C 고Nb의 영역이 종래의 전봉 강관에 있어서의 조성이며, 오른쪽 아래, 즉, 고C 저Nb의 영역이 본 발명의 전봉 강관에 있어서의 조성이다. 도 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 전봉 강관은 종래의 전봉 강관에 비하여, 굽힘, 스프링백 변형에 의한 좌굴이 생기지 않는 낮은 Y/T를 가진다.

산업상 이용 가능성

본 발명에 의하면, 저Y/T와 저온 인성을 양립한, 라인 파이프용 후육 전봉 강관 및 그 제조 방법을 제공할 수 있고, 굽힘, 스프링백 변형에 의한 좌굴이 생기지 않는 낮은 Y/T를 가진 전봉 강관이 얻을 수 있으므로, 산업상 이용 가능성이 크다.

Claims

관상으로 성형된 모재 강판을 전봉 용접하여 이루어지는 두께/외경 비가 4.0 내지 7.0%인 후육 전봉 강관으로서, 상기 모재 강판이, 질량%로,
C: 0.06 내지 0.15%,
Mn：1.00 내지 1.65%,
Ti：0.005 내지 0.020%,
Nb：0.005 내지 0.030%,
N: 0.001 내지 0.006%,
Si：0.01 내지 0.45%,
Al：0.001 내지 0.08%
를 함유하고,
P: 0.02% 이하,
S: 0.005% 이하
로 제한하고,
아래 (식 1)에 의하여 구하는 Ceq가 0.32 내지 0.43이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지며,
상기 모재 강판의 금속 조직이 면적율로 50 내지 92%의 폴리고날 페라이트를 함유하고,
상기 폴리고날 페라이트의 평균 입자 지름이 15㎛ 이하이며,
전봉 용접부의 경도가 Hv 160 내지 240이고,
상기 전봉 용접부의 조직이 베이나이트, 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는 세립 페라이트 및 베이나이트인 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관.
Ceq =[C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5
+ ([Ni] + [Cu])/15 ...(식 1)
여기에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], [Cu]는 각각, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량［질량%］이며, 의도적으로 첨가하지 않는 원소에 대하여서는 0으로 한다.
제1항에 있어서, 상기 모재 강판이, 또한 질량%로,
Mo：0.20% 미만,
Cu：0.50% 이하,
Ni：0.50% 이하,
Cr：1.00% 이하,
V: 0.10% 이하,
Ca：0.0050% 이하,
REM：0.0050% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 모재 강판의 금속 조직의 Nb 탄질화물의 평균 입자 지름이 40 내지 100 nm인 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관.
질량%로,
C: 0.06 내지 0.15%,
Mn：1.00 내지 1.65%,
Ti：0.005 내지 0.020%,
Nb：0.005 내지 0.030%,
N: 0.001 내지 0.006%,
Si：0.01 내지 0.45%,
Al：0.001 내지 0.08%
를 함유하고,
P: 0.02% 이하,
S: 0.005% 이하
로 제한하고,
아래 (식 1)에 의하여 구하는 Ceq가 0.32 내지 0.43이며, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을 주조하여 강편으로 하고,
상기 강편을 1050 내지 1300℃로 가열하고,
합계의 마무리 압연율을 35 내지 90%로 하여 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 하고,
상기 열연 강판을 Ar₃점 이상으로부터 630 내지 720℃까지 5 내지 20℃/s의 냉각 속도로 일차 냉각하고,
이어서, 일차 냉각보다 빠르게 60℃/s 이하의 냉각 속도로 이차 냉각하고,
450 내지 600℃에서 권취하고,
권취한 강판을 두께/외경 비가 4.0 내지 7.0%인 관상으로 성형하고,
그 맞대기면을 전봉 용접하고, 이어서
전봉 용접부를 Ac₃점 이상 1100℃ 이하로 가열하고, 이어서
실온까지 방랭, 또는 200 내지 650℃까지 수랭하고, 그 후 방랭하는 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관의 제조 방법.
Ceq =[C] + [Mn]/6 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5
+ ([Ni] + [Cu])/15 ...(식 1)
여기에서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni], [Cu]는 각각, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량［질량%］이며, 의도적으로 첨가하지 않는 원소에 대하여는 0으로 한다.
제4항에 있어서, 상기 강이, 또한 질량%로,
Mo：0.20% 미만,
Cu：0.50% 이하,
Ni：0.50% 이하,
Cr：1.00% 이하,
V: 0.10% 이하,
Ca：0.0050% 이하,
REM：0.0050% 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관의 제조 방법.