KR101456345B1

KR101456345B1 - 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101456345B1
Application number: KR1020127020273A
Authority: KR
Inventors: 다이시 후지시로; 다꾸야 하라; 요시오 데라다; 신야 사까모또; 히또시 아사히
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-02-04
Filing date: 2011-02-04
Publication date: 2014-11-03
Also published as: KR20120099158A; CN102741443A; BR112012018686A2; WO2011096510A1; RU2509171C1; CA2788713C; JP4837807B2; CN102741443B; US8974610B2; EP2532765B1; EP2532765A4; EP2532765A1; US20120291907A1; CA2788713A1; JPWO2011096510A1

Abstract

이 고강도 용접 강관은 관 형상으로 성형한 강판의 맞댐부가 용접되고, 상기 강판의 모재부가 질량%로 C:0.010 내지 0.080%, Si:0.01 내지 0.50%, Mn:0.50 내지 2.00%, S:0.0001 내지 0.0050%, Ti:0.003 내지 0.030%, Mo:0.05 내지 1.00%, B:0.0003 내지 0.0100%, O:0.0001 내지 0.0080%, N:0.006 내지 0.0118%를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, P:0.050% 이하, Al:0.008% 이하로 제한하고, Ceq가 0.30 내지 0.53이며, Pcm이 0.10 내지 0.20이며, [N]-[Ti]/3.4이 0.003 미만이며, 상기 강판의 용접 열 영향부의 구 γ입자의 평균 결정립 직경이 250μm 이하이며, 상기 구 γ입내에 베이나이트와 입내 베이나이트가 포함된다.

Description

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

본 발명은 원유 및 천연 가스 수송용의 라인 파이프에 적절하게 사용되는 저온 인성이 우수한 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은 2010년 2월 4일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-22831호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

현재, 원유 및 천연 가스의 장거리 수송용 간선 파이프 라인의 소재로서 미국 석유협회(API) 규격 X70(인장 강도 570MPa 이상)부터 X80(인장 강도 625MPa 이상)까지의 라인 파이프용 강관이 실용화되어 있다. 최근, 한층 더 수송 효율의 향상을 위해서 파이프 라인의 내압의 고압화가 검토되고 있으며, 높은 내압에 견딜 수 있도록 X70 이상, 또 X80 이상의 고강도 라인 파이프용 강관의 후육화가 요구되고 있다. 또한, 향후의 원유 및 천연 가스의 굴삭 영역은 북극권 등의 극한지까지 미치게 되어, 고강도 후육 라인 파이프용 강관에는 -40℃ 이하, 나아가 -60℃ 이하에서의 저온 인성이 요구된다고 예상된다. 특히, 강관을 제조할 때에는 후강판을 UO 공정에 의해 관 형상으로 성형한 후, 단부끼리를 맞대어 아크 용접으로 심부를 용접하지만, 판 두께(두께)가 두꺼우면 대입열이 필요해지고, 용접 열영향부(Heat Affected Zone, 이하 HAZ라고도 한다)의 입경이 조대화되므로, 저온 인성의 저하가 중요한 문제가 된다.

이에 대해 고강도 후육 라인 파이프용 강관의 HAZ의 저온 인성을 향상시키는 기술에 대해서는 C량을 극단적으로 줄여서 베이나이트를 기본 조직으로 하는 방법이 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 내지 특허 문헌 2). 또한, 입내 변태를 이용하여 HAZ의 조직을 미세화하는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허 문헌 3 내지 특허 문헌 5). 또한, 결정 방위 관계를 규정한 베이나이트를 주체로 하는 조직을 사용하여 합금 원소의 적정화에 의해 인성에 유해한 마르텐사이트-오스테나이트 복합체(Martensite-Austenite constituent, 이하 MA라고도 한다)를 제어하는 방법(예를 들어, 특허 문헌 6)이 있다. 또한, 켄칭성을 높인 후육 강관에서도 베이나이트를 주체로 하는 조직을 사용하고, 입내 베이나이트를 이용하여 HAZ를 미세화하는 방법이 있다(예를 들어, 특허 문헌 7). 이상의 방법은, HAZ의 저온 인성의 향상에 지극히 효과적이다. 최근에는 고강도 라인 파이프의 두께 증가 및 저온 인성에 대한 요구가 더욱 높아져, 20mm 이상의 두께와 -60℃ 이하에서의 HAZ 인성이 요구되고 있다. 그러나, 지금까지의 방법으로는 이들 요구를 달성하는 것이 곤란했다.

일본 특허 제3602471호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-345239호 공보 일본 특허 출원 공개 평08-325635호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-355039호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003-138340호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-239049호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-163456호 공보

라인 파이프에 의한 수송 효율의 향상을 위해서는 강관의 강도를 높이면서 두께를 늘리는 것이 유효하지만, 강관의 용접부에 있어서의 저온에서의 HAZ 인성을 확보하는 것이 곤란해진다. 특히, 20mm 이상의 후육재에서는 심 용접시에 대입열이 필요해지고, HAZ의 결정립 직경이 조대화되므로 -40℃, 나아가 -60℃와 같은 극저온에서의 인성을 확보하는 것이 지극히 곤란했다.

본 발명은 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 특히 두께가 20mm 이상, 또 30mm 이상이어도 -40℃, 나아가 -60℃와 같은 극저온에서의 HAZ의 저온 인성을 충분히 확보하는 것이 가능한 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명에서는 HAZ에서의 금속 조직중에 베이나이트와 입내 베이나이트를 포함하는 미세한 금속 조직을 갖는 저온 인성이 우수한 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명의 고강도 용접 강관에서는 C 및 Al를 저감시키고, HAZ에서의 구(舊)

입경의 조대화를 억제하기 위해서 적당량의 Ti와 N을 첨가하고, 대입열 심 용접 시에 생성되는 조대한 입계 페라이트를 억제하기 위해서 적당량의 B를 첨가하고, 켄칭성의 지표인 탄소당량(Ceq) 및 용접성의 지표인 균열 감수성 지수(Pcm)를 최적의 범위로 제어한 성분 조성을 갖는 강판을 심 용접하고 있다. 구체적으로는, 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 관 형상으로 성형한 강판의 맞댐부가 용접된 강관이며, 상기 강판의 모재부가 질량%로 C:0.010 내지 0.080%, Si:0.01 내지 0.50%, Mn:0.50 내지 2.00%, S:0.0001 내지 0.0050%, Ti:0.003 내지 0.030%, Mo:0.05 내지 1.00%, B:0.0003 내지 0.0100%, O:0.0001 내지 0.0080%, N:0.006 내지 0.0118%를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, P:0.050% 이하, Al:0.008% 이하로 제한하고, [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo], [V], [B], [N] 및 [Ti]가 각각 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B, N 및 Ti의 질량%에 의한 함유량이라고 정의한 경우에 하기 <1>식으로 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 <2>식으로 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 상기 [N] 및 상기 [Ti]가 하기 <3>식을 만족하고, 상기 강판의 용접 열영향부의 구 γ입자의 평균 결정립 직경이 250μm 이하이며, 상기 구 γ입내에 베이나이트와 입내 베이나이트가 포함되는 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관.

Ceq=[C]+[Mn]/6+([Ni]+[Cu])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5···<1>

Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]···<2>

[N]-[Ti]/3.4 <0.003 ··· <3>

(2) 상기 (1)에 기재된 고강도 용접 강관에서는, 상기 모재부가 또한 질량%로 Cu:0.05 내지 1.5%, Ni:0.05 내지 5.00%, Cr:0.02 내지 1.50%, W:0.01 내지 0.50%, V:0.010 내지 0.100%, Nb:0.001 내지 0.200%, Zr:0.0001 내지 0.0500%, Ta:0.0001 내지 0.0500%, Mg:0.0001 내지 0.0100%, Ca:0.0001 내지 0.0050%, REM:0.0001 내지 0.0050%, Y:0.0001 내지 0.0050%, Hf:0.0001 내지 0.0050%, Re:0.0001 내지 0.0050% 중 1종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 용접 강관에서는, 상기 모재부의 판 두께가 20 내지 40mm이어도 된다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 용접 강관에서는, 둘레 방향이 인장 방향인 경우의 상기 모재부의 인장 강도가 500 내지 800MPa이어도 된다.

(5) 본 발명의 일형태에 관한 고강도 용접 강관의 제조 방법에서는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성을 갖는 강판을 관 형상으로 성형하고; 심 용접부가 형성되도록 맞댐부를 아크 용접으로 심 용접한다.

(6) 상기 (5)에 기재된 고강도 용접 강관의 제조 방법에서는, 상기 아크 용접이 서브머지드 아크 용접이어도 된다.

(7) 상기 (6)에 기재된 고강도 용접 강관의 제조 방법에서는, 상기 서브머지드 아크 용접의 입열량이 3.5 내지 10.0kJ/mm이어도 된다.

(8) 상기 (5)에 기재된 고강도 용접 강관의 제조 방법에서는, 또한 상기 심 용접부에 대하여 열처리를 행해도 된다.

(9) 상기 (8)에 기재된 고강도 용접 강관의 제조 방법에서는, 상기 열처리에 있어서의 가열 온도가 300℃ 내지 600℃이어도 된다.

본 발명에 따르면, 적당량의 Ti 및 N, B를 포함하고, 켄칭성을 높이는 성분 조성을 갖고, 심 용접 후의 HAZ에서의 구 γ입경이 250μm 이하이며, 구 γ입내의 조직이 베이나이트 및 입내 베이나이트를 포함하는 미세 조직이므로, 강도 및 극저온에서의 HAZ 인성이 향상한다. 따라서, 본 발명은 저온 인성이 우수한 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공할 수 있어 산업상의 공헌이 지극히 현저하다.

도 1은 N의 첨가량과 구 γ입경의 관계를 나타내는 도면이다.
도 2는 구 γ입경과 -60℃에서의 사르피 흡수 에너지의 관계를 나타내는 도면이다.
도 3은 [N]-[Ti]/3.4와 -60℃에서의 사르피 흡수 에너지의 관계를 나타내는 도면이다.

저온에서의 HAZ 인성의 향상, 특히 -40℃, 나아가 -60℃와 같은 극저온에서의 인성 확보에는 결정립의 미세화가 필요하다. 그러나, 20mm 이상의 후육재에서는 심 용접 시의 입열량이 커지고, HAZ의 결정립 직경이 조대화되므로, -40℃, 나아가 -60℃와 같은 극저온에서의 인성을 확보하는 것이 지극히 곤란하다. 따라서, 본 발명자들은 용접시의 γ입경의 조대화를 억제하고, 조대한 입계 페라이트를 생성시키지 않고 입내 베이나이트를 이용함으로써 금속 조직을 미세화하여 저온 인성을 향상시키는 방법을 검토했다.

본 발명자들은 우선 HAZ에서의 구 γ입경(구 오스테나이트 입경)에 미치는 성분의 조건의 영향에 대해서 검토를 행했다.

우선, 질량%로 0.010 내지 0.080%의 C와, 0.01 내지 0.50%의 Si와, 0.50 내지 2.00%의 Mn과, 0.0001 내지 0.0050%의 S와, 0.003 내지 0.030%의 Ti와, 0.05 내지 1.00%의 Mo와, 0.0003 내지 0.050%의 B과, 0.0001 내지 0.0080%의 O를 포함하고, P의 함유량을 0.050% 이하, Al의 함유량을 0.008% 이하로 제한하고, 켄칭성의 지표인 탄소당량(Ceq)을 0.30 내지 0.53% 및 용접성의 지표인 균열 감수성 지수(Pcm)를 0.10 내지 0.20%로 조정하고, 또한 28 내지 65ppm의 N을 포함하는 강을 용제하고, 이 강을 주조하여 강편을 제조했다.

다음에, 얻어진 강편으로부터 길이 120mm, 12mm 각의 시험편을 잘라내고, 이 시험편에 심 용접부의 HAZ를 모의한 열처리를 실시한 후, 시험편의 구 γ입경을 측정했다. 결과를 도 1에 나타낸다. 도 1은 N의 첨가량과 구 γ입경의 관계를 나타내는 도면이다. 도 1에 도시한 바와 같이, 강 중에 Ti와 N을 첨가하여 N의 함유량을 0.006% 이상으로 조정하면 구 γ입경이 250μm 이하가 되는 것을 알 수 있었다.

또한, 상기 열처리 후에 사르피 충격 시험편을 제작하여 사르피 충격 시험을 행하고, -60℃에서의 흡수 에너지를 측정했다. 결과를 도 2에 나타낸다.

도 2는 금속 조직중에 조대한 입계 페라이트가 없는 경우의 구 γ입경과 -60℃에서의 사르피 흡수 에너지의 관계를 나타내는 도면이다. 도 2에 도시한 바와 같이, 구 γ입경이 250μm 이하이면, -60℃에서의 흡수 에너지가 50J 이상으로 된다. 또한, 도 1 및 도 2에서는 측정을 간편하게 행하기 위해서 구 γ입경으로서 구 γ입경의 최대값을 사용했다.

도 3은 [N]-[Ti]/3.4와 -60℃에서의 사르피 흡수 에너지의 관계를 나타내는 도면이다. 도 3에 도시한 바와 같이, [N]-[Ti]/3.4가 0.003% 미만(30ppm 미만)이면, -60℃에서의 흡수 에너지가 50J 이상으로 된다. 이 [N]-[Ti]/3.4는 금속 조직중에 조대한 입계 페라이트가 생성될지의 여부에 영향을 준다고 생각된다. [N]-[Ti]/3.4가 0.003% 이상에서는 과잉 N의 첨가로 인해 BN이 생성되어, B의 켄칭성 향상 효과가 손상된다. 그러나, [N]-[Ti]/3.4가 0.003% 미만에서는, B의 켄칭성 향상 효과가 확보되고, 조대한 입계 페라이트의 생성이 억제되어 주로 베이나이트와 입내 베이나이트를 포함하는 미세 조직을 얻을 수 있다. 그 결과, [N]-[Ti]/3.4가 0.003% 미만인 시험편이 우수한 인성을 나타냈다고 생각된다.

본 발명에서는 C의 함유량을 저하시키고, 금속 조직을 주로 베이나이트를 포함하는 저온 변태 조직으로 제어하여 인성을 향상시키고 있다. 또한, 강 중에 적당량의 Ti와 N을 첨가하여 대입열 용접시의 용접 열영향부의 구 γ입경의 조대화를 억제하고 있다. 또한, 강 중에 B을 첨가하여 켄칭성을 향상시키고, 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제하는 동시에, 입내 베이나이트를 활용하고 있다. 이러한 방법에 의해 본 발명에서는 HAZ의 유효 결정립 직경을 미세화하여 저온 인성을 향상시킨 고강도 용접 강관을 제공하고 있다. 즉, 본 발명에서는 Al량을 저감시키고, 산소량을 제어하면서 적당량의 Ti를 강 중에 첨가하여 입내 변태의 생성핵으로서 지극히 유효하게 작용하는 미세 개재물을 분산시키고 있다. 또한, 강 중에 적당량의 Ti와 N과 B를 첨가하고, 구 γ입경의 조대화를 억제하는 피닝 입자로서 지극히 유효하게 작용하는 미세 개재물과 입내 변태의 생성핵으로서 지극히 유효하게 작용하는 미세 개재물을 분산시키고, 구 γ입계로부터 조대한 페라이트가 생성되는 것을 억제하고 있다. 이와 같이 본 발명에서는 구 γ입자의 조대화 억제와 입내 변태 촉진에 의해 유효 결정립 직경을 미세화하고 있다.

본 발명자들은 한층 더 상세한 검토를 행하여, 이하의 지식을 얻어 본 발명을 완성시켰다.

이하에 본 발명의 일실시 형태에 관한 강관을 제조하기 위한 강판(모재부)의 화학 조성에 대해서 상세하게 설명한다. 또한, 이하에서는 각 원소의 양을 나타내는 「%」는 질량%이다. 또한, 이하에 나타내는 기본 성분 및 선택 원소의 잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

C은 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 강도를 확보하면서 HAZ의 금속 조직 중에 경질의 베이나이트와 입내 베이나이트를 포함하는 미세 조직을 생성시키기 위해서는 강 중에 C이 0.010% 이상 포함되는 것이 필요하다. 또한, 고강도와 고인성을 양립시키기 위해서 C의 함유량은 0.080% 이하이다. 강도와 인성의 균형을 보다 높이기 위해서 C의 함유량이 0.078% 이하인 것이 바람직하다.

Si는 탈산 원소이다. 탈산을 충분히 행하기 위해서는 강 중에 Si가 0.01% 이상 포함되는 것이 필요하다. 한편, 강 중에 0.50% 초과의 Si를 함유시키면 HAZ의 인성이 열화되므로 Si의 함유량의 상한은 0.50%이다.

Mn은 켄칭성을 높이는 원소이다. 강도 및 인성을 확보하기 위해서는 강 중에 Mn이 0.50% 이상 포함되는 것이 필요하다. 한편, Mn의 함유량이 2.00%를 초과하면 HAZ의 인성을 손상시킨다. 따라서, Mn의 함유량은 0.50 내지 2.00%이다.

P은 불순물이다. 강 중에 0.050% 초과의 P을 함유하면 모재(모재부)의 인성이 현저하게 저하된다. 따라서, P의 함유량을 0.050% 이하로 제한한다. HAZ의 인성을 향상시키기 위해서는 P의 함유량을 0.020% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, P의 함유량은 0% 초과이어도 된다.

S는 불순물이다. 강 중에 0.0050% 초과의 S를 함유하면 조대한 황화물을 생성하여 인성이 저하된다. 또한, 강판에 Ti의 산화물을 미세하게 분산시키면 MnS가 석출하여 입내 변태가 발생하고, 강판(모재부) 및 HAZ의 인성이 향상된다. 이 효과를 얻기 위해서는 강 중에 S를 0.0001% 이상 함유시키는 것이 필요하다. 따라서, S의 함유량은 0.0001 내지 0.0050%이다. 또한, HAZ의 인성을 향상시키기 위해서는 S의 함유량의 상한이 0.0030%인 것이 바람직하다.

Al은 탈산제이다. 그러나, 강 중에 Al을 다량으로 첨가하면, 입내 변태의 생성핵으로서 작용하는 Ti의 산화물의 생성이 저해되어 HAZ 인성이 저하된다. 따라서, 입내 변태에 기여하는 Ti의 산화물을 생성시키기 위해서는 Al의 상한이 0.008%인 것이 필요하다. 또한, Ti의 산화물을 미세하게 분산시키기 위해서는 Al의 상한이 0.005%인 것이 바람직하고, 보다 안정적으로 Ti의 산화물을 얻기 위해서는 Al의 상한이 0.003%인 것이 보다 바람직하다. 또한, Al의 함유량은 0% 초과이어도 된다.

Ti는 강판(모재부) 및 HAZ의 결정립 직경의 미세화에 기여하는 Ti의 질화물을 생성하는 원소이다. 그로 인해, 강 중에 Ti가 0.003% 이상 포함되는 것이 필요하다. HAZ의 결정립 직경을 보다 미세하게 하기 위해서는 Ti의 함유량이 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강 중에 Ti를 과잉으로 함유시키면 조대한 개재물을 발생하여 인성을 손상시키므로, Ti의 상한은 0.030%이다. 또한, Ti의 산화물을 보다 미세하게 분산시키기 위해서는 Ti의 함유량이 0.028% 이하인 것이 바람직하다. Ti의 산화물은 미세하게 분산하면 입내 변태의 생성핵으로서 유효하게 작용한다. Ti를 첨가할 때의 산소량이 많으면 조대한 Ti의 산화물을 생성하므로, 제강 시에는 Si 및 Mn에 의해 탈산을 행하고, 강 중의 산소량을 저하시키는 것이 바람직하다. 이 경우, Al의 산화물은 Ti의 산화물보다도 생성되기 쉬우므로, 탈산을 위하여 강 중에 과잉량의 Al이 포함되는 것은 바람직하지 않다.

B은 켄칭성을 현저하게 높이고, HAZ에서의 조대한 입계 페라이트의 생성을 억제하는 중요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 강 중에 B이 0.0003% 이상 포함되는 것이 필요하다. 또한, 켄칭성을 보다 확실하게 향상시키기 위해서는 B의 함유량이 0.0005% 이상인 것이 바람직하다. 한편, 강 중에 B을 과잉으로 첨가하면 조대한 BN이 발생하고, 특히 HAZ의 인성이 저하되므로, B의 함유량의 상한은 0.0100%이다.

N은 강판(모재부) 및 HAZ의 결정립 직경의 미세화에 기여하는 Ti의 질화물을 생성하는 원소이다. 따라서, HAZ의 구 γ입경을 250μm 이하로 하기 위해서는 0.006% 이상의 N량이 필요하다. 한편, 강 중에 N을 과잉으로 함유시키면 BN이 생성되어 B의 켄칭성 향상 효과를 손상시킨다. 그 결과, 조대한 입계 페라이트가 생성되거나, 조대한 BN을 생성하거나 하여 HAZ 인성을 손상시킨다. 그로 인해, N량의 상한은 0.0118%이다.

Mo는 특히 B와의 복합 첨가에 의해 켄칭성을 현저하게 향상시키는 원소이다. 켄칭성을 높여서 강도 및 인성을 향상시키기 위해서는 강 중에 Mo를 0.05% 이상 함유시킨다. 한편, Mo는 고가의 원소이므로 Mo량의 상한이 1.00%인 것이 필요하다.

O는 불순물이다. 개재물의 생성에 의한 인성의 저하를 피하기 위해서는 O의 함유량의 상한을 0.0080%로 제한하는 것이 필요하다. 입내 변태에 기여하는 Ti의 산화물을 생성시키기 위해서는 주조시에 강 중에 잔존하는 O의 함유량이 0.0001% 이상인 것이 필요하다.

또한, 강도 및 인성을 향상시키는 원소로서 Cu, Ni, Cr, W, V, Nb, Zr, Ta 중 1종 이상을 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 된다. 또한, 이들 원소의 함유량이 바람직한 하한 미만인 경우에는, 각 원소가 특별히 악영향을 주지 않으므로 각 원소(Cu, Ni, Cr, W, V, Nb, Zr, Ta)를 불순물로 간주할 수 있다.

Cu 및 Ni는 인성을 손상시키지 않고 강도를 상승시키는 유효한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Cu량 및 Ni량의 하한이 0.05%인 것이 바람직하다. 한편, 강편의 가열시 및 용접시의 균열의 발생을 억제하기 위해서는 Cu량의 상한이 1.50%인 것이 바람직하다. Ni는 강 중에 과잉으로 함유시키면 용접성을 손상시키므로 Ni량의 상한이 5.00%인 것이 바람직하다. 또한, Cu 및 Ni는 표면 흠집의 발생을 억제하기 위해서 조합하여 함유시키는 것이 바람직하다. 또한, 비용의 관점에서는 Cu량 및 Ni량의 상한이 1.00%인 것이 보다 바람직하다.

Cr, W, V, Nb, Zr, Ta는 탄화물 및 질화물을 생성하고, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이며, Cr, W, V, Nb, Zr, Ta 중 1종 이상을 필요에 따라서 강 중에 함유시켜도 된다. 강도를 효과적으로 상승시키기 위해서는 Cr량의 하한이 0.02%, W량의 하한이 0.01%, V량의 하한이 0.010%, Nb량의 하한이 0.001%, Zr량 및 Ta량의 하한이 모두 0.0001%인 것이 바람직하다. 한편, 강 중에 Cr 및 W를 과잉으로 첨가하면 켄칭성의 향상으로 인해 강도가 상승하여 인성을 손상시키는 경우가 있다. 그로 인해, Cr량의 상한이 1.50%, W량의 상한이 0.50%인 것이 바람직하다. 또한, 강 중에 V, Nb, Zr, Ta를 과잉으로 첨가하면 탄화물 및 질화물이 조대화되어 인성을 손상시키는 경우가 있다. 그로 인해, V량의 상한이 0.100%, Nb량의 상한이 0.200%, Zr량 및 Ta량의 상한이 모두 0.0500%인 것이 바람직하다.

또한, 개재물의 형태를 제어하여 인성을 향상시키기 위해서 Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re 중 1종 이상을 필요에 따라서 강 중에 첨가해도 된다. 또한, 이들 원소의 함유량이 바람직한 하한 미만인 경우에는 각 원소가 특별히 악영향을 주지 않으므로, 각 원소(Mg, Ca, REM, Y, Hf, Re)를 불순물로 간주할 수 있다.

Mg은 산화물의 미세화 및 황화물의 형태 제어에 효과를 발현하는 원소이다. 특히, 미세한 Mg의 산화물은 입내 변태의 생성핵으로서 작용하고, 피닝 입자로서 입경의 조대화를 억제한다. 이들 효과를 얻기 위해서는 Mg의 첨가에 의해 강 중에 0.0001% 이상의 Mg이 포함되는 것이 바람직하다. 한편, 강 중에 0.0100%를 초과하는 양의 Mg이 포함되면 조대한 산화물이 생성되어 HAZ의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그로 인해, Mg량의 상한이 0.0100%인 것이 바람직하다.

Ca 및 REM은 황화물의 형태 제어에 유용하며, Ca 및 REM의 황화물을 생성하여 압연 방향으로 신장된 MnS의 생성을 억제하고, 강재의 판 두께 방향의 특성, 특히 내라멜라티어성을 개선하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Ca량 및 REM량의 하한이 모두 0.0001%인 것이 바람직하다. 한편, Ca량 및 REM량이 0.0050%을 초과하면, Ca 및 REM의 산화물이 증가하여 미세한 Ti 함유 산화물이 감소하고, 입내 변태의 생성을 저해하는 경우가 있다. 그러므로, Ca량 및 REM량이 0.0050% 이하인 것이 바람직하다.

Y, Hf 및 Re도 Ca 및 REM과 마찬가지의 효과를 발현하는 원소이다. 그러므로, 강 중에 Y, Hf 및 Re를 과잉으로 첨가하면 입내 변태의 생성을 저해하는 경우가 있다. 그러므로, Y량, Hf량 및 Re량이 각각 0.0001 내지 0.0050%인 것이 바람직하다.

또한, 본 실시 형태에서는 특히 HAZ의 켄칭성을 확보하여 인성을 높이기 위해서 C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo 및 V의 함유량 [질량%]로부터 계산되는, 하기 <4>식의 탄소당량(Ceq)을 0.30 내지 0.53%로 한다. <4>식의 탄소당량(Ceq)이 0.30% 미만에서는 강도가 부족하다. 한편, 탄소당량(Ceq)이 0.53% 초과에서는 인성이 손상된다. 또한, 강도와 인성의 균형을 보다 확보할 필요가 있는 경우에는 <4>식의 탄소당량(Ceq)이 0.33 내지 0.48%인 것이 바람직하다.

Ceq=[C]+[Mn]/6+([Ni]+[Cu])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5··· <4>

또한, 강판(모재부) 및 HAZ의 저온 인성을 확보하기 위해서 C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V 및 B의 함유량 [질량%]로부터 계산되는, 하기 <5>식의 균열 감수성 지수(Pcm)를 0.10 내지 0.20%로 한다. <5>식의 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.10% 미만에서는 강도가 충분하지 않다. 한편, 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.20%를 초과하면 인성 혹은 용접성을 손상시킨다. 또한, 강도와 인성의 균형을 보다 확보할 필요가 있는 경우에는 <5>식의 균열 감수성 지수(Pcm)가 0.13 내지 0.19%인 것이 바람직하다.

Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]

···<5>

여기서 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Cr], [Ni], [Mo], [V] 및 [B]은 각각 C, Si, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo, V 및 B의 함유량 [질량%]이다.

또한, Ni, Cu, Cr 및 V는 선택적으로 강 중에 함유되는 원소이므로, 이들 원소의 함유량이 상술한 바람직한 하한 미만인 경우에는 불순물로 간주되어, 상기 <1>식 및 <2>식에서는 [Ni], [Cu], [Cr] 및 [V]을 0%로 계산한다.

또한, 구 γ입경을 250μm 이하로 하기 위해서는 N의 함유량이 0.006% 이상일 필요가 있다. 또한, 입계 페라이트의 생성을 억제하기 위해서는 Ti 및 N의 함유량이 하기 <6>식을 만족할 필요가 있다.

[N]-[Ti]/3.4＜0.003 ···<6>

여기서 [N] 및 [Ti]은 N 및 Ti의 함유량 [질량%]이다.

또한, 상술한 바와 같이, 강관(고강도 용접 강관)의 HAZ 중의 구 γ입자의 평균 입경이 250μm 이하일 필요가 있다. 또한, 이 구 γ입내에는 베이나이트와 입내 베이나이트가 포함되고, 베이나이트와 입내 베이나이트가 구 γ입내의 조직을 미세하게 하고 있다. 또한, 구 γ입자의 입경으로서 균열의 발생 특성에 대하여 직접 영향을 주는 최대 입경을 사용하는 것이 바람직하지만, 통계상의 관점에서 평균 입경을 사용하고 있다.

또한, 강관의 후육화에 대한 요구에 응하기 위해서, 이 강관의 두께(강판의 판 두께)는 20 내지 40mm이어도 된다. 게다가, 강관의 고강도화에 대한 요구에 응하기 위해서 강관의 둘레 방향에 대응하는 방향으로의 강판(모재부)의 인장 강도가 500 내지 800MPa이어도 된다. 또한, 강판 중의 용접에 의한 열의 영향을 받지 않고 있는 부분을 모재부라고 정의하고, 강판 중의 용접에 의한 열의 영향을 받은 부분을 HAZ라고 정의하고 있다.

다음에, 본 발명의 일실시 형태에 관한 고강도 용접 강관의 제조 방법에 대해서 설명한다.

우선, 강관의 제조에 사용하는 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다. 제강 공정에 있어서, 용강에 Si 및 Mn을 첨가하여 약 탈산을 행한 후, Ti를 첨가하고, 또한 소정의 조성 범위(상기 성분 조성)로 되도록 성분을 조정하고, 이 용강을 주조하여 주조편으로 한다. 주조는 상법으로 행해지면 되지만, 생산성의 관점에서 연속 주조인 것이 바람직하다. 상기 주조편은, 또 열간 압연에 의해 강판으로 하기 위해서 가열된다.

본 실시 형태에 기재된 강판은 통상 실시되는 열간 압연의 조건에서 얻을 수 있으므로, 열간 압연의 조건은 특별히 규정되지 않는다. 그러나, 강판의 금속 조직의 유효 결정립 직경을 미세화하는 관점에서 열간 압연의 조건이 이하의 조건인 것이 바람직하다.

즉, 가열 온도가 950℃ 이상인 것이 바람직하다. 이것은 열간 압연을 강 조직이 오스테나이트 단상으로 되는 온도, 즉 오스테나이트 영역에서 행하여 강판의 결정립 직경을 미세하게 하기 위해서이다. 가열 온도의 상한은 규정되지 않지만, 강판의 유효 결정립 직경의 조대화를 억제하는 관점에서 가열 온도가 1250℃ 이하인 것이 바람직하다. 가열로로부터 주조편이 송출된 후, 즉시 열간 압연을 개시해도 되고, 열간 압연의 개시 온도는 특별히 규정되지 않는다.

상술한 바와 같이, 열간 압연의 조건은 특별히 한정되지 않지만, 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하는 관점에서 900℃ 초과의 재결정 영역에서의 압하비가 2.0 이상인 것이 바람직하다. 재결정 영역에서의 압하비는 주조편의 판 두께와 900℃에서의 판 두께의 비(주조편의 판 두께를 900℃에서의 판 두께로 나눈 값)이다. 또한, 900℃ 이하의 미(未)재결정 영역에서의 열간 압연에 있어서는, 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하는 관점에서 압하비가 2.5 이상인 것이 바람직하고, 유효 결정립 직경을 더욱 미세하게 하는 경우에는 압하비가 3.0 이상인 것이 바람직하다. 또한, 미(未)재결정 영역 압연의 압하비는 900℃에서의 판 두께를 열간 압연 종료 후의 판 두께로 나눈 비이다.

또한, 미재결정 영역 및 재결정 영역에서의 압하비의 상한은 특별히 규정되지 않는다. 또한, 열간 압연 전의 주조편의 판 두께와 열간 압연 후의 강판의 판 두께를 고려하면, 미(未)재결정 영역 및 재결정 영역에서의 압하비가 12.0 이하이어도 된다.

열간 압연의 종료 온도에 대해서도 특별히 규정되지 않지만, 강판의 유효 결정립 직경을 미세화하여 강도를 향상시키는 관점에서 수냉에 의해 가속 냉각하는 것이 바람직하다. 수냉 정지 온도의 하한도 특별히 규정되지 않는다. 예를 들어, 열간 압연 후의 강판을 실온까지 수냉하여도 된다. 그러나, 생산성의 향상 및 수소성 결함의 억제를 고려하면, 수냉 정지 온도가 150℃ 이상인 것이 바람직하다.

다음에, 강관의 제조에 있어서는, 상기의 방법으로 얻어진 강판을 관 형상으로 성형한 후, 맞댐부(대향하는 강판의 양단부)를 아크 용접으로 심 용접하여 용접 강관을 제조한다. 이 경우, 강판을 관 형상으로 성형하기 위해서 C 프레스, U 프레스 및 O 프레스를 행하는 UOＥ 공정을 이용하는 것이 바람직하다.

아크 용접에는 용접 금속의 인성과 생산성의 관점에서 서브머지드 아크 용접을 채용하는 것이 바람직하다. 특히, 두께가 20 내지 40mm의 용접 강관을 제조할 때에는 강관(강판)의 내외면으로부터의 서브머지드 아크 용접의 입열량이 3.5 내지 10.0kJ/mm인 것이 바람직하다. 이 범위의 입열량이라면 상술한 성분 조성을 갖는 강판을 사용하여 HAZ 중의 구 γ입경을 250μm 이하로 제어할 수 있고, 또한 HAZ 중에 입내 베이나이트를 발생시킬 수 있어 우수한 저온 인성을 갖는 용접 강관을 얻을 수 있다. 내외면으로부터 1패스씩 서브머지드 아크 용접을 행할 경우에는, 내면으로부터 용접할 때의 입열량과 외면으로부터 용접할 때의 입열량이 같을 필요가 없으며, 이들 입열량의 사이에 다소 입열 차이가 있어도 된다.

심 용접 후, 강관의 진원도를 향상시키기 위해서 확관을 행해도 된다. 강관의 진원도를 확관에 의해 향상시킬 경우, 소성 영역까지 강관을 변형시킬 필요가 있으므로 확관률이 0.7% 이상인 것이 바람직하다. 확관률은 확관 후의 강관의 외주 길이와 확관 전의 강관의 외주 길이의 차를 확관 전의 강관의 외주 길이로 나눈 값의 백분율이다. 확관률이 2.0% 초과이면 소성 변형으로 인해 모재(모재부) 또는 용접부의 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 확관률이 0.7 내지 2.0%인 것이 바람직하다.

또한, 아크 용접에 의해 조대한 MA가 생성되는 경우에는 심 용접부(강관의 용접부 및 HAZ)에 대하여 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 특히, 심 용접부를 300℃ 내지 600℃의 온도로 가열하면, 구 오스테나이트 입계에 따라 생성된 조대한 MA가 베이나이트와 미세한 시멘타이트로 분해되어 인성이 향상된다. 가열 온도가 300℃ 미만에서는 조대한 MA의 분해가 불충분하여 인성이 충분히 향상되지 않는 경우가 있다. 그로 인해, 심 용접부의 열처리에 있어서의 가열 온도가 300℃ 이상인 것이 바람직하다. 한편, 600℃ 초과로 심 용접부를 가열하면 석출물이 발생하여 용접 금속의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그러므로, 심 용접부의 열처리에 있어서의 가열 온도가 600℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 생산성 향상의 관점에서 이 가열 온도가 500℃ 이하인 것이 보다 바람직하다. MA가 베이나이트와 시멘타이트로 분해되면 내부에 미세한 흰 석출물을 갖는 MA와 마찬가지의 형상의 조직을 SEM에 의해 관찰할 수 있으므로, 분해 후의 MA(베이나이트 및 시멘타이트)을 분해 전의 MA와 구별할 수 있다.

심 용접부의 열처리에서는 적어도 심 용접부의 외면을 버너로 가열하면 되고, 외면에 대하여 고주파 가열을 행해도 된다. 또한, 외표면이 열처리 온도에 도달한 후, 심부를 즉시 냉각해도 된다. 그러나, MA의 분해를 촉진하기 위해서는 심 용접부를 소정의 온도 영역(예를 들어, 300℃ 내지 600℃)에 1 내지 600s 유지하는 것이 바람직하다. 설비의 비용 및 생산성을 고려하면 유지 시간이 300s 이하인 것이 보다 바람직하다.

[실시예]

약 탈산에 의해 Ti를 첨가할 때의 산소 농도를 0.001 내지 0.003%의 범위 내로 조정하여 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 제강 공정으로 용제한 후, 연속 주조하여 240mm의 두께를 갖는 강편을 제작했다. 이것들의 강편을 950℃ 이상으로 재가열하고, 표 2에 나타내는 두께까지 압연한 후, 다양한 온도로 수냉을 개시, 정지시켜서 강판을 제조했다.

다음에, 각 강판을 UO 공정에서 관 형상으로 성형한 후, 3.5 내지 10.0kJ/mm의 용접 입열로 강판의 표리면으로부터 1패스씩의 서브머지드 아크 용접으로 심 용접을 행하여 강관을 제조했다.

또한, 용접에 사용한 와이어에는 강판에 의한 성분의 희석을 고려하여 이하의 성분의 와이어를 사용했다. 즉, 이 와이어는 기본 성분으로서, 질량%로 0.010 내지 0.120%의 C와, 0.05 내지 0.50%의 Si와, 1.0 내지 2.5%의 Mn과, 2.0 내지 8.5%의 Ni와, 0.100% 이하의 Al과, 0% 초과이고 0.10% 이하의 Ti를 함유하고 있다. 또한, 강판의 성분 및 강도에 따라 Cr, Mo, V의 1종 이상을 Cr와 Mo와 V의 합계 함유량(Cr+Mo+V)이 1.0 내지 5.0%의 범위로 되도록 와이어 중에 함유시키고 있다. 이와 같이 와이어는 이들 기본 성분 및 선택 원소의 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다.

또한, 일부의 강관에 대해서는 표 2에 나타내는 온도로 열처리(소정의 온도까지 0.5℃/sec로 승온시킨 뒤, 즉시 급속 냉각)를 실시했다.

강관의 용접부로부터 소편을 채취하고, 연마 및 부식 후, 광학 현미경(100배, 200배, 500배로 각 강 종류의 3시야를 측정)으로 HAZ에서의 입계 페라이트의 유무 및 입내 변태 조직의 유무를 판단하고, 평균 구 γ입경(구 γ입경)을 측정했다. 여기서, 입내 변태 조직의 유무의 판단에는 입내 베이나이트의 유무를 사용하여, 이 입내 베이나이트의 유무를 판단했다. 또한, 개재물을 기점으로 하는 꽃잎 형상으로 생성된 베이나이트를 입내 베이나이트라고 정의하고 있다. 또한, 이 입내 베이나이트 이외의 베이나이트를 베이나이트라고 정의하고 있다. 또한, HAZ의 사르피 흡수 에너지를 JIS Z 2242에 준거하여, V 노치 시험편을 이용해서 -60℃에서 측정했다. 이 V 노치 시험편에는 V 노치를 용접선으로부터 모재측으로 1mm의 위치에 설치했다. 또한, 인장 시험을 API 규격의 시험편을 사용하여 행했다. 또한, 강관 표면의 비커스 경도를 측정했다. 결과를 표 2에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

제조 No.1 내지 19의 실시예에서는, HAZ의 금속 조직에 있어서 조대한 입계 페라이트가 억제되어 있고, 구 γ입경이 250μm 이하이며, 또한 입내 변태 조직이 확인되고, 베이나이트와 입내 베이나이트를 포함하는 미세 조직이었다. 이것들의 사르피 흡수 에너지는 -60℃의 극저온에서도 모두 50J 이상이었다.

한편, 제조 No.20에서는, Al의 첨가량이 과잉이므로, 입내 변태가 확인되지 않은 조대한 금속 조직이 HAZ 중에 포함되어 HAZ에서의 흡수 에너지가 저하되었다. 제조 No.21에서는, 탄소당량(Ceq) 및 균열 감수성 지수(Pcm)가 높으므로, 강도가 커진 결과, HAZ에서의 흡수 에너지가 저하되었다. 제조 No.22에서는, N의 첨가량이 적으므로, 구 γ입경이 조대화되어 HAZ에서의 흡수 에너지가 저하되었다. 제조 No.23에서는, [N]-[Ti]/3.4의 값이 30ppm(0.003%) 이상이었기 때문에, B에 의한 켄칭성이 저하되어 조대한 입계 페라이트가 생성되었다. 그 결과, 제조 No.23에서는 HAZ에서의 흡수 에너지가 저하되었다. 제조 No.24에서는, 탄소당량(Ceq) 및 균열 감수성 지수(Pcm)가 낮으므로, 조대한 입계 페라이트가 생성되어 HAZ에서의 흡수 에너지가 저하되고, 또한 모재의 강도가 낮았다.

20mm 이상의 두께라도 HAZ의 저온 인성이 향상된 고강도 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

관 형상으로 성형한 강판의 맞댐부가 용접된 강관이며, 상기 강판의 모재부가 질량%로
C:0.010 내지 0.080%,
Si:0.01 내지 0.50%,
Mn:0.50 내지 2.00%,
S:0.0001 내지 0.0050%,
Ti:0.003 내지 0.030%,
Mo:0.05 내지 1.00%,
B:0.0003 내지 0.0100%,
O:0.0001 내지 0.0080%,
N:0.006 내지 0.0118%
를 포함하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
P:0.050% 이하,
Al:0.008% 이하
로 제한하고,
[C], [Si], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo], [V], [B], [N] 및 [Ti]가 각각 C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, B, N 및 Ti의 질량%에 의한 함유량이라고 정의한 경우에 하기 <7>식으로 구해지는 Ceq가 0.30 내지 0.53이며, 하기 <8>식으로 구해지는 Pcm이 0.10 내지 0.20이며, 상기 [N] 및 상기 [Ti]가 하기 <9>식을 만족하고, 상기 강판의 용접 열영향부의 구 γ입자의 평균 결정립 직경이 250μm 이하이며, 상기 구 γ입내에 베이나이트와 입내 베이나이트가 포함되는 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관.
Ceq=[C]+[Mn]/6+([Ni]+[Cu])/15+([Cr]+[Mo]+[V])/5 ···<7>
Pcm=[C]+[Si]/30+([Mn]+[Cu]+[Cr])/20+[Ni]/60+[Mo]/15+[V]/10+5[B]
···<8>
[N]-[Ti]/3.4 <0.003 ··· <9>
제1항에 있어서,
상기 모재부가 또한 질량%로
Cu:0.05 내지 1.5%,
Ni:0.05 내지 5.00%,
Cr:0.02 내지 1.50%,
W:0.01 내지 0.50%,
V:0.010 내지 0.100%,
Nb:0.001 내지 0.200%,
Zr:0.0001 내지 0.0500%,
Ta:0.0001 내지 0.0500%,
Mg:0.0001 내지 0.0100%,
Ca:0.0001 내지 0.0050%,
REM:0.0001 내지 0.0050%,
Y:0.0001 내지 0.0050%,
Hf:0.0001 내지 0.0050%,
Re:0.0001 내지 0.0050%
중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재부의 판 두께가 20 내지 40mm인 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
둘레 방향이 인장 방향인 경우의 상기 모재부의 인장 강도가 500 내지 800MPa인 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 기재된 성분 조성을 갖는 강판을 관 형상으로 성형하고; 심 용접부가 형성되도록 맞댐부를 아크 용접으로 심 용접하는 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관의 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 아크 용접이 서브머지드 아크 용접인 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 서브머지드 아크 용접의 입열량이 3.5 내지 10.0kJ/mm인 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관의 제조 방법.
제5항에 있어서.
또한, 상기 심 용접부에 대하여 열처리를 행하는 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관의 제조 방법.
제8항에 있어서,
상기 열처리에서는 가열 온도가 300℃ 내지 600℃인 것을 특징으로 하는, 고강도 용접 강관의 제조 방법.