KR101663399B1

KR101663399B1 - 중온역의 장기 내연화성이 우수한 고강도 전봉 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101663399B1
Application number: KR1020147035733A
Authority: KR
Inventors: 슌스케 도요다; ??스케 도요다; 소타 고토; 다카토시 오카베; 도모히로 이노우에
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-06-28
Filing date: 2013-06-17
Publication date: 2016-10-06
Also published as: US20150203933A1; IN2014KN02799A; CN104411853A; RU2015102582A; EP2868765A1; EP2868765A4; CA2877610A1; US9551047B2; CA2877610C; KR20150013861A; WO2014002423A1; JP5516659B2; JP2014009366A; EP2868765B1; RU2618987C2

Abstract

항복 강도 450 ㎫ 이상이고, 중온역에서의 장기 내연화성이 우수한 고강도 전봉 강관 및 그 제조 방법을 제공한다. 구체적으로는, 질량％ 로, C：0.026 ∼ 0.084 ％, Si：0.10 ∼ 0.30 ％, Mn：0.70 ∼ 1.90 ％, Al：0.01 ∼ 0.10 ％, Nb：0.001 ∼ 0.070 ％, V：0.001 ∼ 0.065 ％, Ti：0.001 ∼ 0.033 ％, Ca：0.0001 ∼ 0.0035 ％ 를 포함하고, 또한 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키는 조성의 강 소재에, 1200 ℃ 초과 1280 ℃ 이하에서 90 min 이상 가열 균열하고, 미재결정 온도역에서의 압연율：20 ％ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 압연 종료 후, 판두께 중앙부 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 가 되는 냉각을 실시하고, 이어서, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 20 h 로 조정되어 이루어지는 열연 강대를 소재로 하고, 통상적인 전봉 조관에 의해 전봉 강관으로 한다. 그리고, 온라인에서, 전봉 용접부 근방의 두께의 전체 두께를 800 ∼ 1150 ℃ 의 범위 내의 온도로 가열한 후, 두께의 중앙부 온도에서 780 ℃ ∼ 620 ℃ 에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 실시하고, 또한 500 ∼ 360 ℃ 에서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 200 s 가 되도록 조정한 처리를 실시한다.

Description

중온역의 장기 내연화성이 우수한 고강도 전봉 강관 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH ELECTRIC-RESISTANCE-WELDED STEEL PIPE OF EXCELLENT LONG-TERM SOFTENING RESISTANCE IN INTERMEDIATE TEMPERATURE RANGES, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 증기 배관용 강관 (steel pipe or tube for steam line) 으로서 바람직한 고강도 전봉 강관 (high strength electric resistance welded steel pipe or tube) 에 관한 것으로, 특히 중온역 (intermediate temperature range) 에서의 장기간 사용 (long period of use) 시에도 강도 (항복 강도 (yield strength)) 의 저하가 적은, 장기 내연화성 (resistance to softening for long period) 이 우수한 고강도 전봉 강관에 관한 것이다. 또한, 여기서 말하는 「고강도」란, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다. 또, 「중온역」이란, 300 ∼ 400 ℃ 의 범위의 온도역을 말한다.

최근, 석유 채굴 기술 (oil extractive technology) 의 발전에 의해, 오일 샌드 (oil sand) 로 불리는 초중질 원유 (extra-heavy crude oil) 가 주목받고 있다. 오일 샌드 중에 포함되는 「비투멘 (bitumen)」으로 불리는 중질유 (heavy oil) 등의 점성 (viscosity) 이 높은 원유는, 유정 (oil well) 으로부터 통상적인 방법에 의해 회수할 수 없다. 그 때문에, 오일 샌드 함유층에 300 ℃ 를 넘는 고온 증기 (high-temperature vapor) 를 주입하여, 원유의 점성을 낮추고, 녹은 「비투멘」으로 불리는 중질유분을 퍼 올려, 회수하는 유층 내 회수법으로 불리는 채굴 기술이 개발되고 있다. 오일 샌드 함유층에 고온 증기를 주입하는 방법으로는, 예를 들어 스팀 인젝션법 (steam injection method) 이 있다. 이 방법에서는, 고온으로 가열된 증기를 배관으로 반송하고, 주입 강관 (injection pipe or tube) 을 통해서 주입된다.

증기 압입정 (vapor injection well) 까지의 증기 배관에는 지금까지 관의 신뢰성이라는 관점에서, 이음매 없는 강관 (seamless steel pipe or tube) 혹은 용접 금속 (weld metal) 을 사용하여 용접된 UOE 강관 (UOE steel pipe) 이 사용되어 왔다. 전봉 강관에서는 전봉 용접부의 신뢰성이 부족하다는 점에서, 특히 고온 강도 특성 (high-temperature strength property) 의 요구가 있는 용도에는 사용되지 않았다. 전봉 강관은, 고온 강도 특성의 요구가 없는 상온 근방 (near room temperature) 에서 사용되는 지점에 한정되어 있었다.

이와 같은 문제에 대하여, 예를 들어 특허문헌 1 에는, 용접 열 영향부 (welded heat-affected zone) 의 인성 (toughness) 이 우수한 고강도 증기 배관용 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 1 에 기재된 기술은, 질량％ 로, C：0.05 ∼ 0.09 ％, Si：0.05 ∼ 0.20 ％, Mn：1.5 ∼ 2.0 ％, P：0.020 ％ 이하, S：0.002 ％ 이하, Mo：0.05 ∼ 0.3 ％, Nb：0.005 ∼ 0.05 ％, Ti：0.005 ∼ 0.02 ％, Al：0.01 ∼ 0.04 ％, N：0.004 ∼ 0.006 ％ 를 포함하고, Ti/N：2.0 ∼ 4.0 을 만족시키는 조성의 강 슬래브 (steel slab) 를 1000 ℃ ∼ 1200 ℃ 로 가열 후, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율 (cumulative rolling reduction) 이 50 ％ 이상, 또한 압연 종료 온도 (rolling finishing temperature) 가 850 ℃ 이하인 열간 압연 (hot rolling) 을 실시한 후, 5 ℃/s 이상의 냉각 속도 (cooling rate) 로 400 ∼ 550 ℃ 까지 가속 냉각 (accelerated cooling) 하여 제조된 강판을 관상으로 냉간 성형 (cold forming) 하고, 그 맞댐부 (butt portion) 를 용접하여, 용접 강관 (welded steel pipe) 으로 하는 기술이다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 350 ℃ 에서의 높은 항복 강도와, 용접 열 영향부가 높은 인성을 갖는 증기 배관용 고강도 용접 강관이 얻어진다고 하고 있다.

또, 특허문헌 2 인 일본 특허공보 제4741528호 (일본 공개특허공보 2008-195991호) 에는, 고온 특성 (high-temperature properties) 이 우수한 증기 수송 배관용 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 2 에 기재된 기술은, 질량％ 로, C：0.02 ∼ 0.10 ％, Si：0.01 ∼ 0.50 ％, Mn：0.5 ∼ 2.0 ％, Nb：0.005 ∼ 0.050 ％, Ti：0.005 ∼ 0.050 ％, N：0.001 ∼ 0.010 ％, B：0.0001 ∼ 0.0050 ％ 를 함유하거나, 혹은 추가로 Mo, Cr, V, Ca, REM 등을 함유하고, P：0.020 ％ 이하, S：0.005 ％ 이하, Al：0.04 ％ 이하로 제한하고, Ti/N：2.0 ∼ 4.0 을 만족시키는 조성의 강 슬래브를 1000 ℃ ∼ 1250 ℃ 로 가열하고, 900 ℃ 이하에서의 누적 압하율을 50 ％ 이상으로 하고, 종료 온도를 850 ℃ 이하로 하여 열간 압연한 후, 400 ∼ 550 ℃ 의 범위까지 5 ℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하여 제조되어 고강도 강판을 관상으로 성형하고, 맞댐부를 용접하는, 고온 특성이 우수한 증기 수송 배관용 고강도 강관의 제조 방법이다. 특허문헌 1 에 기재된 기술에 의하면, 고온 특성 및 장시간 크리프 특성 (longtime creep properties) 이 우수한 대직경 (large diameter) 의 증기 수송 배관용 고강도 강관을 제조할 수 있다고 하고 있다.

일본 공개특허공보 2006-183133호 일본 특허공보 제4741528호 (일본 공개특허공보 2008-195991호)

그러나, 특허문헌 1, 2 에 기재된 기술에서는, 강관에, 융점 바로 아래 (temperature just below the melting point) 까지 가열된 입경 (grain diameter) 이 큰 용접 열 영향부가 불가피적으로 존재한다. 이 용접 열 영향부의 존재에 의해 용접 열 영향부의 고온 강도가 낮아져, 중온역 (300 ∼ 400 ℃) 에서의 장시간 사용시의 강도 저하가 우려된다. 그 때문에, 증기 배관용 강관으로서 사용하는 경우에는, 강도 안전율 (strength safety ratio) 을 크게 전망할 필요가 있어, 증기 온도 (vapor temperature) 나 내압 (inner pressure) 을 제한할 필요가 있다는 문제가 있었다.

본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 오일 샌드 함유층에 고온 증기를 주입하여, 녹은 「비투멘」으로 불리는 중질유분을 증기 온도나 내압을 제한하지 않고, 보다 효율적 및 경제적 (efficient and economic) 으로 채굴하는 것이 가능한 증기 수송용 배관으로서 바람직한, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상의 고강도이고, 또한 중온역 (300 ∼ 400 ℃) 의 장기 내연화성이 우수한, 고강도 전봉 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 여기서 말하는 「중온역의 장기 내연화성이 우수하다」라고 하는 것은, 400 ℃ × 2340 hr 의 열 처리의 전후에서, 350 ℃ 에서 고온 인장 시험 (high-temperature tensile test) 을 실시하고, 열 처리 전후의 항복 강도의 변화 (저하) 량 ΔYS 가 60 ㎫ 이하인 경우를 말한다. 400 ℃ × 2340 hr 의 열 처리는, 상이한 온도에 있어서의 크리프 파단 데이터 (creep rupture data) 를 정리할 때에 사용되는, Larson-Miller 파라미터 (parameter) (F.R.Larson, and J.Miller；Trans. ASME, vol.74 (1952), 99. 765-775 참조) 를 사용한 환산으로, 350 ℃ 에서 20 년간 유지하는 열 처리에 상당한다. Larson-Miller 파라미터는, 다음 식

Larson-Miller 파라미터 = (T ＋ 273) × (C ＋ logt)

(여기서, T：온도 (℃), t：시간 (hr), C：정수 (定數) = 20)

으로 정의된다.

본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해서, 전봉 용접부의 용접 열 영향부의 고온 강도, 중온역의 장기 내연화성에 미치는 각종 요인에 대해 예의 연구하였다. 그 결과, 고온 강도 및 중온역의 장기 내연화성의 향상을 위해서는, 모재부 및 전봉 용접부의 조직을, 의폴리고날 페라이트상 (quasi-polygonal ferrite phase) 을 주상 (main phase) 으로 하고, 또한 조직 (microstructure) 을 미세화함과 함께, 석출물 (precipitates) 의 안정화 (stabilization) 를 통하여 조직의 안정화를 도모하는 것이 중요해지는 것을 지견하였다.

그리고, 석출물을 안정화시키기 위해서는, 강관 소재 (열연 강대) 의 제조 공정에 있어서의 350 ∼ 450 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간 (holding time) 이 중요해지는 것을 알아냈다. 또한 전봉 용접부 (electric resistance weld) 에 있어서는, 석출부를 안정화시켜 조직의 안정화를 도모하려면, 온라인 열 처리 (online heat treatment) 가 필요하고, 또한 그 열 이력 (thermal history) 이 중요해지는 것을 알아냈다.

또, 본 발명자들은, 전봉 용접부 중의 5 ㎛ 이상의 조대한 개재물의 감소가 중온역의 장기 내연화성의 향상에 유효한 것, 그러기 위해서는 전봉 용접시의 홈 형상 (groove shape) 을 특정한 홈 형상으로 하는 것이 유효하다는 것을 알아냈다.

먼저, 본 발명의 기초가 된 실험 결과에 대해 설명한다.

질량％ 로, 0.05 ％ C-0.2 ％ Si-1.7 ％ Mn-0.03 ％ Al-0.05 ％ Nb-0.05 ％ V-0.02 ％ Ti-0.0015 ％ Ca-0.20 ％ Cr 을 함유하는 조성의 강 소재 (연속 주조제 슬래브 (continuous casting slab)：슬래브 두께 250 ㎜) 를, 가열 온도：1250 ℃ 에서 120 min 간 가열 및 균열한 후, 조 압연 (rough rolling) 과, 미재결정 온도 (un-recrystallization temperature) 역 (재결정 온도 미만에서의 온도역이라고도 한다) 에서의 열간 압연율：50 ％, 마무리 압연 종료 온도 (finish rolling completing temperature)：810 ℃ 로 조정된 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여, 판두께 19.1 ㎜ 의 열연 강대로 하였다. 마무리 압연 종료 후 즉시, 열연 강대에는 열연 런아웃 테이블 (run out table of hot rolling) 위에서, 판두께 중앙부의 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 의 온도역을 평균 냉각 속도 (average cooling rate)：28 ℃/s 로 냉각 정지 온도 (cooling stop temperature)：500 ℃ 까지 냉각시키고, 권취 온도 (coiling temperature)：500 ℃ 에서 코일상으로 권취하였다. 권취된 열연 강대에는, 추가로 350 ∼ 480 ℃ 의 온도역에서의 체류 시간을 0.5 ∼ 90 hr 로 변화시키는 열 이력을 실시하였다.

얻어진 열연 강대를 강관 소재로 하여, 소정의 폭으로 슬리팅 (slitting) 하고, 연속적으로 롤 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관 (open pipe) 으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤 (squeeze roll) 에 의해 압접하는 전봉 용접을 실시하여 전봉 강관 (외경 (outer diameter) 508 ㎜φ) 으로 하였다.

얻어진 전봉 강관으로부터 시험재 (test material) 를 채취하고, 400 ℃ × 2340 hr 의 열 처리를 실시하였다. 그 열 처리가 실시된 시험재 및 그 열 처리를 하지 않은 시험재의 모재부로부터, 관 원주 방향 (circumferential direction of tube) 이 인장 방향 (tensile direction) 이 되도록 ASTM E8 환봉 시험편 (round bar type specimen) (평행부 (parallel portion)：6.35 ㎜φ, GL (gauge length)：25.4 ㎜) 을 채취하였다. 모재부는, 전봉 용접부로부터 180°위치로 하였다. 또한, 시험편의 채취시에는 강관의 편평 (flatning) 은 실시하지 않았다.

시험 온도는 350 ℃ 로 하고, 시험 온도에서 15 min 간 유지한 후, 인장 속도 (speed of testing rate of stressing) 를 YS 이하에서는 0.5 ％/min, YS 를 초과한 후부터는 5 ㎜/min 으로 실시하여, 항복 강도 YS 를 구하였다.

얻어진 항복 강도 YS 로부터, 열 처리 전후의 YS 의 저하량 ΔYS 를 산출하였다. 얻어진 결과를 도 1 에, ΔYS 와 350 ∼ 480 ℃ 의 온도역에서의 체류 시간의 관계로 나타낸다.

도 1 로부터, 350 ∼ 480 ℃ 의 온도역에서의 체류 시간을 2 ∼ 20 hr 의 범위로 조정함으로써, ΔYS 가 60 ㎫ 미만이 되어, 장기 내연화성이 향상되는 것을 알 수 있다.

다음으로, 본 발명자들은, 전봉 용접부의 장기 내연화성의 향상에는, 전봉 용접부의 조대한 개재물의 감소가 특히 유효한 것을 알아냈다. 전봉 용접 조건이나 홈을 변경한 전봉 용접부에 온라인 열 처리를 실시한 전봉 강관으로부터, 시험재를 채취하여, 400 ℃ × 2340 hr 의 열 처리를 실시하였다. 그 열 처리가 실시된 시험재 및 그 열 처리를 실시하지 않은 시험재의 전봉 용접부로부터, 관 원주 방향이 인장 방향이 되도록 ASTM E8 환봉 시험편 (평행부：6.35 ㎜φ, GL：25.4 ㎜) 을 채취하였다. 또한, 환봉 시험편은, 전봉 용접부가 평행부 중앙에 심이 위치하도록 채취하였다. 또한, 시험편의 채취시에는 강관의 편평은 실시하지 않았다. 시험 온도는 350 ℃ 로 하고, 시험 온도에서 15 min 간 유지한 후, 인장 속도를 YS 이하에서는 0.5 ％/min, YS 를 초과한 후부터는 5 ㎜/min 으로 실시하여, 항복 강도 YS 를 구하였다. 얻어진 항복 강도 YS 로부터, 열 처리 전후의 YS 의 저하량 ΔYS 를 산출하였다.

또한 얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부로부터, 전봉 용접부 중앙을 중심으로 폭：2 ㎜ 의 판상 시험편 (plate type specimen)〈폭：2 ㎜ × 두께：전체 두께 × 길이：전체 두께〉을 채취하였다. 이 판상 시험편을 전해액 (electrolytic solution) (10 ％ AA 계 전해액：10 ％ 아세틸아세톤 (acetylacetone)-1 ％ 테트라메틸암모늄클로라이드 (tetramethylethylene)-메탄올 (methanol)) 중에서 전해 추출 (electrolytic extraction) 하여, 얻어진 추출 잔류물 (extraction residue) 을 필터 메시 (filter mesh) (구멍 직경 (hole diameter)：5 ㎛) 로 포집하고, ICP 발광 분석법 (inductively coupled plasma atomic emission spectroscopy) 에 의해 잔류물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 량 (질량ppm) 을 각각 구하고, 그들의 합계량을 산출하여, 전봉 용접부에 있어서의 원 상당 직경 (equivalent circle diameter) 5 ㎛ 이상의 조대한 개재물량으로 하였다. 여기서, 원 상당 직경이란, 개재물의 면적과 동일한 면적의 원의 직경을 의미한다.

얻어진 결과를 도 2 에, ΔYS 와 전봉 용접부에 있어서의 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량 (질량ppm) 의 관계로 나타낸다.

도 2 로부터, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이, 49 질량ppm 이하인 경우에, ΔYS 가 60 ㎫ 미만이 되어, 전봉 용접부의 장기 내연화성이 향상되는 것을 알 수 있다. 또한, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량은, 오픈관의 맞댐부 단면에 테이퍼 홈 (taper type groove) 을 부여함으로써도 저감된다는 지견도 얻고 있다.

본 발명은 이러한 지견에 기초하여, 더욱 검토하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 고강도 전봉 강관으로서, 질량％ 로, C：0.025 ∼ 0.084 ％, Si：0.10 ∼ 0.30 ％, Mn：0.70 ∼ 1.90 ％, P：0.018 ％ 이하, S：0.0029 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.10 ％, Nb：0.001 ∼ 0.070 ％, V：0.001 ∼ 0.065 ％, Ti：0.001 ∼ 0.033 ％, Ca：0.0001 ∼ 0.0035 ％, N：0.0050 ％ 이하, O：0.0030 ％ 이하를 포함하고, 또한 다음 (1) 식

Pcm = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥ (1)

(여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B：각 원소의 함유량 (질량％))

으로 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 체적 백분율 (volume percent) 로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하고, 잔부가 의폴리고날 페라이트상 이외의 경질상으로 이루어지고, 상기 의폴리고날 페라이트상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 모재부 조직과, 체적 백분율로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하고, 잔부가 의폴리고날 페라이트상 이외의 경질상 (hard phase) 으로 이루어지고, 상기 의폴리고날 페라이트상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 전봉 용접부 조직으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상이고, 중온역의 장기 내연화성이 우수한 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로 질량％ 로, Cu：0.001 ∼ 0.350 ％, Ni：0.001 ∼ 0.350 ％, Mo：0.001 ∼ 0.350 ％, Cr：0.001 ∼ 0.350 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량 합계가 49 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관.

(4) 열연 강대를, 연속적으로 롤 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는 전봉 용접을 실시하여, 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로 하고, 이어서, 그 전봉 강관에 온라인에서의 열 처리를 실시하는 전봉 강관의 제조 방법으로서, 상기 열연 강대를, 질량％ 로, C：0.025 ∼ 0.084 ％, Si：0.10 ∼ 0.30 ％, Mn：0.70 ∼ 1.90 ％, P：0.018 ％ 이하, S：0.0029 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.10 ％, Nb：0.001 ∼ 0.070 ％, V：0.001 ∼ 0.065 ％, Ti：0.001 ∼ 0.033 ％, Ca：0.0001 ∼ 0.0035 ％, N：0.0050 ％ 이하, O：0.0030 ％ 이하를 포함하고, 또한 다음 (1) 식

으로 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 강 소재에, 가열 온도：1200 ℃ 초과 1280 ℃ 이하에서 90 min 이상 가열 균열하고, 미재결정 온도역에서의 열간 압연율：20 ％ 이상, 마무리 압연 종료 온도：750 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연 종료 후, 판두께 중앙부 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 620 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 권취 온도：595 ∼ 475 ℃ 에서 권취하고, 이어서, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 20 hr 가 되도록 조정한 열 이력을 실시하여 이루어지는 열연 강대로 하고, 상기 온라인에서의 열 처리를, 상기 전봉 용접부 근방의 두께 (관두께라고도 말한다) 의 전체 두께를 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내의 온도로 가열한 후, 두께의 중앙부 온도에서 780 ℃ ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 620 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 추가로 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 200 s 가 되도록 조정된 열 이력을 실시하는 처리로 하는 것을 특징으로 하는 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상이고, 중온역의 장기 내연화성이 우수한 고강도 전봉 강관의 제조 방법.

(5) (4) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로 질량％ 로, Cu：0.001 ∼ 0.350 ％, Ni：0.001 ∼ 0.350 ％, Mo：0.001 ∼ 0.350 ％, Cr：0.001 ∼ 0.350 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.

(6) (4) 또는 (5) 에 있어서, 상기 롤 성형의 핀 패스 성형 (finpass forming) 에 있어서, 상기 열연 강대의 폭 방향 양 단면에, 테이퍼 개시 위치 (starting position of taper) 와 관외면이 되는 표면 혹은 관내면이 되는 표면의 열연 강대 판두께 방향 (thickness direction of hot rolled sheet) 의 거리가 열연 강대 판두께의 2 ∼ 80 ％ 가 되는 테이퍼 홈을 부여하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.

(7) (4) 내지 (6) 중 어느 하나에 있어서, 상기 전봉 용접이, 산소 농도 (oxygen concentration) 를 대기 중의 산소 농도에 비해 저감시킨 분위기에서 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.

(8) (4) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, 상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량 합계가 49 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 모재부 및 전봉 용접부에 있어서, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상의 고강도이고, 또한 중온역 (300 ∼ 400 ℃) 에서의 우수한 장기 내연화성을 겸비하는 고강도 전봉 강관을 안정적으로 제조할 수 있고, 증기 배관용 강관으로서 적용할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 발휘한다.

도 1 은 ΔYS 와 열연 강대 냉각에 있어서의 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에서의 체류 시간의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2 는 ΔYS 와 전봉 용접부에 있어서의 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca 의 합계량의 관계를 나타내는 그래프이다.

먼저, 본 발명 고강도 전봉 강관의 조성 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하, 조성에 있어서의 질량％ 는 간단히 ％ 로 기재한다.

C：0.025 ∼ 0.084 ％

C 는, 펄라이트 (pearlite), 의사 펄라이트, 시멘타이트 (cementite), 베이나이트 (bainite), 마텐자이트 (martensite) 등의 경질상 형성에 기여하고, 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻어 원하는 항복 강도：YS 400㎫ 이상을 확보하기 위해서는, 0.025 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.084 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 모재부 및 전봉 용접부에 있어서의 경질상량이 증가하여, 장기 내연화 특성이 저하된다. 그 때문에, C 는 0.025 ∼ 0.084 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.030 ∼ 0.060 ％ 이다. 상기한 작용에 더하여, C 는, 전봉 용접시에 응고점 강하, 기상 중 O₂ 와의 CO 형성 반응 등을 통하여, 전봉 용접부의 산화물 형성에 영향을 미친다.

Si：0.10 ∼ 0.30 ％

Si 는, 고용 강화에 의해 강관의 강도의 증가에 기여한다. 또, Si 는, Fe 보다 O 와의 친화력 (affinity) 이 강하여, 전봉 용접시에 Mn 산화물과 함께 점도가 높은 공정 산화물 (eutectic oxide) 을 형성한다. Si 가 0.10 ％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도 (liquid steel temperature) 를 초과하기 때문에, 전봉 용접시에 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Mn 량이 증가하여, Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과하게 된다. 이 결과, 전봉 용접부의 장기 내연화 특성이 저하된다. 한편, Si 가 0.30 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유되면, 전봉 용접시에 공정 산화물 중의 Si 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서의 절대량이 증가함과 함께, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 그 때문에, 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn 량이 증가하여, Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과한다. 이 결과, 전봉 용접부의 장기 내연화 특성이 저하된다. 이러한 점에서, Si 는 0.10 ∼ 0.30 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.15 ∼ 0.25 ％ 이다.

Mn：0.70 ∼ 1.90 ％

Mn 은, 고용 강화 (solute strengthening) 와 변태 조직 강화 (transformation structure strength) 에 의해 강관의 강도의 증가에 기여한다. 또, Mn 은, Fe 보다 O 와의 친화력이 강하여, 전봉 용접시에 Si 산화물과 함께 점도가 높은 공정 산화물 (eutectic oxide) 을 형성한다. Mn 이 0.70 ％ 미만에서는, 전봉 용접시에 공정 산화물 중의 Si 농도가 높아지고, 산화물의 융점 (melting point) 이 용강 온도를 초과하여 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 그 때문에, 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과한다. 그 결과, 전봉 용접부의 장기 내연화 특성이 저하된다. 한편, Mn 이 1.90 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유되면, 전봉 용접시에 공정 산화물 중의 Mn 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서의 절대량이 증가하여 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 그 때문에, 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과한다. 그 결과, 전봉 용접부의 장기 내연화 특성이 저하된다. 또, Mn 이 1.90 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유되면, 모재부 및 전봉 용접부의 조직에 경질상이 증가하여, 장기 내연화성이 저하된다.

이러한 점에서, Mn 은 0.70 ∼ 1.90 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.85 ∼ 1.85 ％ 이다.

P：0.018 ％ 이하

P 는, Mn 과 공편석 (co-segregation) 하여, 모재부 및 전봉 용접부의 장기 내연화성을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.018 ％ 이하이면 허용할 수 있다. 이 때문에, P 는 0.018 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 지나친 저감은, 정련 비용 (refining cost) 의 상승을 초래한다. 제강 프로세스 (steelmaking process) 에 있어서의 경제성의 관점에서 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S：0.0029 ％ 이하

S 는, Mn 과 결합하여 MnS 를 형성하여 강 중에서는 개재물로서 존재하고, 연성 (ductility) 및 인성 (toughnes) 을 저하시키기 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 특히, 0.0029 ％ 를 초과하여 함유하는 것은 장기 내연화 특성을 저하시킨다. 이 때문에, S 는 0.0029 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 지나친 저감은, 정련 비용의 상승을 초래한다. 제강 프로세스에 있어서의 경제성의 관점에서 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al：0.01 ∼ 0.10 ％

Al 은, 제강 프로세스에서의 탈산제로서 작용한다. 또, Al 은 N 과 결합하여 AIN 로서 석출되고, 가열시의 γ 립 성장을 억제하고, 강의 저온 인성 (low temperature toughness) 의 향상에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. Al 함유량이 0.01 ％ 미만에서는, 제강 프로세스에서의 탈산 효과 (deoxidation effect) 를 확보할 수 없고, 강의 청정도 (cleanness) 가 저하되어 전봉 용접부에 존재하는 산화물량이 증가하여, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 ppm 을 초과한다. 이 결과, 장기 내연화 특성이 저하된다. 또, Al 은 Si, Mn 보다 한층 더 O 와의 친화력이 강하여, 2MnO·SiO₂ (Tephroite) 등의 Mn-Si 공정 산화물에 고용되는 형태로 산화물을 형성한다. 한편, Al 가 0.10 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유되면, 전봉 용접시에 공정 산화물 중의 Al 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는, 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al 량이 증가하여, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과한다. 이 결과, 장기 내연화성이 저하된다. 이러한 점에서, Al 은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한 바람직하게는 0.02 ∼ 0.08 ％ 이다.

Nb：0.001 ∼ 0.070 ％

Nb 는, 주로 탄화물로서 석출되고, 석출 강화 (precipitation strengthening) 에 의해 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.070 ％ 를 초과하여 함유하면, 미고용의 대형 Nb 탄질화물 (carbonitride) 이 잔존하고, 그 결과, 장기 내연화성이 저하된다. 이 때문에, Nb 는 0.001 ∼ 0.070 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.051 ∼ 0.065 ％ 이다.

V：0.001 ∼ 0.065 ％

V 는, Nb 와 마찬가지로 주로 탄화물로서 석출되고, 석출 강화에 의해 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.065 ％ 를 초과하여 함유하면, 미고용의 대형 V 탄질화물이 잔존하고, 그 결과, 장기 내연화성이 저하된다. 이 때문에, V 는 0.001 ∼ 0.065 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.050 ％ 이다.

Ti：0.001 ∼ 0.033 ％

Ti 는, Nb, V 와 마찬가지로, 주로 탄화물로서 석출되고, 석출 강화에 의해 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.033 ％ 를 초과하여 함유하면, 미고용의 대형 Ti 탄질화물이 잔존하고, 이 결과, 장기 내연화성이 저하된다. 이 때문에, Ti 는 0.001 ∼ 0.033 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.020 ％ 이다.

Ca：0.0001 ∼ 0.0035 ％

Ca 는, 강 중의 황화물 (sulfide) 을 구상으로 형태 제어 (morphological control) 하는 작용을 갖고, 강관의 전봉 용접부 근방의 인성이나 내 HIC 특성 (Hydrogen Induced Cracking resistance) 을 향상시키는 효과를 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.0001 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0035 ％ 를 초과하여 과잉으로 함유하면, 산화물 중의 Ca 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물량이 증가함과 함께, 전봉 용접시에는 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 그 때문에, 전봉 용접부에 존재하는 개재물의 Ca 량이 증가하여, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과한다. 이 결과, 장기 내연화성이 저하된다. 이러한 점에서, Ca 는 0.0001 ∼ 0.0035 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0002 ∼ 0.0028 ％ 이다.

N：0.0050 ％ 이하

N 은, 탄질화물의 형성 원소 (carbonitride forming elements) 인 Ti 와 결합하여, Ti(N,C) 로서 석출되거나, 고용 N (solute N) 으로서 잔존한다. N 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면, Ti(N,C) 그리고 고용 N 이 증가하기 때문에, 장기 내연화성이 저하된다. 이 때문에, N 은 0.0050 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하이다.

O：0.0030 ％ 이하

O 는, 강 중에서는 주로 산화물계 개재물로서 존재하고, 연성, 인성을 저하시킨다. O 함유량이 0.0030 ％ 를 초과하면, 개재물량이 지나치게 많아져 특히 장기 내연화성의 저하가 현저해진다. 이 때문에, O 는 0.0030 ％ 이하로 한정하였다.

상기한 성분이 기본 성분이지만, 상기한 기본 조성에 더하여 추가로 Cu：0.001 ∼ 0.350 ％, Ni：0.001 ∼ 0.350 ％, Mo：0.001 ∼ 0.350 ％, Cr：0.001 ∼ 0.350 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다.

Cu, Ni, Mo, Cr 은 모두 ??칭성 향상에 기여하는 원소로, 원하는 고강도를 확보하기 위해서, 필요에 따라 선택하여 1 종 또는 2 종 이상 함유할 수 있다.

Cu：0.001 ∼ 0.350 ％

Cu 는, ??칭성을 향상시키는 원소로, 특히 후육재 (thick-walled seets) 에 있어서의 강도의 증가를 위해서 함유하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.350 ％ 를 초과하여 함유하더라도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이러한 점에서, 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.350 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.290 ％ 이다.

Ni：0.001 ∼ 0.350 ％

Ni 는, Cu 와 마찬가지로 ??칭성 (hardenability) 을 향상시키는 원소이며, 특히 후육재에 있어서의 강도의 증가를 위해서 함유하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.350 ％ 를 초과하여 함유하더라도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이러한 점에서, 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.350 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.290 ％ 이다.

Mo：0.001 ∼ 0.350 ％

Mo 는, Ni, Cu 와 마찬가지로, ??칭성을 향상시키는 원소이며, 특히 후육재에 있어서의 강도의 증가를 위해서 함유하는 것이 바람직하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.350 ％ 를 초과하여 함유하더라도, 효과가 포화되어 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이러한 점에서, 함유하는 경우에는 0.001 ∼ 0.350 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 0.05 ∼ 0.290 ％ 이다.

Cr：0.001 ∼ 0.700 ％

Cr 은, ??칭성을 향상시키는 원소이며, 특히 후육재에 있어서의 강도의 증가를 위해서 함유하는 것이 바람직하다. 또 Cr 은, Mn 과 마찬가지로 변태 강화 (transformation toughening) 를 통하여, 강관의 강도와 조직을 원하는 고강도, 조직으로 할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또, Cr 은, Fe 보다 O 와의 친화력 (affinity) 이 강하여, 0.700 ％ 를 초과하여 함유하면, 전봉 용접시에 산화물 중의 Cr 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여 산화물량이 증가하고, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는 개재물량이 증가하여, 전봉 용접부에 있어서의 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 49 질량ppm 을 초과한다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cr 은 0.001 ∼ 0.700 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 또한 보다 바람직하게는 0.02 ∼ 0.290 ％ 이다.

또한 본 발명 고강도 전봉 강관에서는, 상기한 성분을 상기한 범위 내에서 함유하고, 또한, 다음 (1) 식

으로 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키도록 조정한다.

Pcm 은, 전봉 용접부의 급속 냉각시의 조직 형성에 영향을 미치는 지표로, 본 발명에서는 0.20 이하로 한정한다. 더욱 바람직하게는 0.17 이하이다.

Pcm 이 0.20 을 초과하여 커지면, 전봉 용접부를 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하는 조직으로 할 수 없다. 그리고, 전봉 용접부의 장기 내연화성이 저하된다. 또한, Pcm 의 하한값은 특별히 한정하지 않지만, YS：450 ㎫ 이상을 안정적으로 확보하기 위해서는 0.07 이상으로 조정하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명 고강도 전봉 강관의 조직 한정 이유에 대해 설명한다.

본 발명 고강도 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부는 모두 체적 백분율로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하고, 잔부가 의폴리고날 페라이트상 이외의 경질상으로 이루어지고, 의폴리고날 페라이트상 등의 주상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 조직을 갖는다. 주상 이외의 제 2 상은, 체적 백분율로 10 ％ 이하이고, 펄라이트, 의사 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트 등의 경질상이다. 제 2 상인 경질상이 10 ％ 를 초과하여 증가하면, 강도가 지나치게 증가하여, 장기 내연화성이 저하된다.

또한, 여기서 말하는 「의폴리고날 페라이트상」이란, 비정형의 형태 (nondimensional shape) 를 하고, 약 600 ℃ 미만 400 ℃ 이상으로 폴리고날 페라이트보다 낮은 온도에서 변태 전의 오스테나이트 경계 (austenite boundary) 를 초과하여 형성된, 변태 변형 (transformation strain) 의 대부분이 회복된 조직을 말한다. 이 조직은, 「강의 베이나이트 사진집-1」 (사단법인 일본 철강 협회 기초 연구회 베이나이트 조사 연구부회 편집, 사단법인 일본 철강 협회 발행 (1992. 6. 29), 4 페이지 참조) 에 기재되어 있는 Quasi-po1ygonal Ferriteαq 와 동일한 조직이다.

평균 입경이 10 ㎛ 이하의 미세한 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하고, 체적 백분율로 90 ％ 이상을 차지하는 조직으로 함으로써, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상의 고강도와, 중온역에서의 장기 내연화성이 우수하고, 나아가서는 크리프 파단 특성 (creep rupture property) 도 우수한 전봉 강관으로 할 수 있다. 의폴리고날 페라이트상의 조직분율이 저하되고, 의폴리고날 페라이트상 이외의, 예를 들어 베이나이트상이 주상이 되면, 강도가 지나치게 증가하여, 장기 내연화성이 저하된다. 또, 주상이 폴리고날 페라이트상이 되면, 강도가 저하되어, 원하는 고강도가 얻어지지 않는 데다가 장기 내연화성이 저하된다. 또, 평균 입경이 10 ㎛ 를 초과하여 조대화되면, 중온역에서의 강도가 저하된다.

다음으로, 본 발명 전봉 강관의 제조 방법에 대해 설명한다.

열연 강대를, 연속적으로 롤 성형 (roll forming) 하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는, 상용의 전봉 용접을 실시하여 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로 한다.

강관 소재가 되는 열연 강대는, 상기한 조성의 강 소재를 출발 소재로 한다. 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정할 필요는 없지만, 상용의 전로 (converter) 등으로 용제하고, 상용의 연속 주조법 (continuous casting process) 으로 슬래브 등으로 하는 것이 바람직하다.

상기한 조성의 강 소재를 가열 균열하고, 열간 압연을 실시하고, 코일상으로 권취하고, 열연 강대로 하여, 강관 소재로 한다.

가열 온도 (heating temperature)：1200 ℃ 초과 1280 ℃ 이하, 유지 시간 (holding time)：90 min 이상

가열 온도는 모재부의 강도 및 장기 내연화성에 영향을 미친다. 가열 온도가 1200 ℃ 이하에서는 Nb, V, Ti 등의 석출 강화 원소 (precipitation strengthening elements) 가 재고용되지 않고 조대한 채 잔존하기 때문에, 원하는 YS：450 ㎫ 이상의 고강도를 확보할 수 없다. 또, 조대한 석출물이 고용되지 않고 잔존하고 있으면, 모재부의 장기 내연화성을 저하시킨다. 한편, 가열 온도가 1280 ℃ 를 초과하면, 조직이 조대화되기 때문에 장기 내연화성이 저하된다.

또, 가열 유지 시간이 90 min 미만에서는, 특히 판두께의 중심부에 Nb, V, Ti 등의 석출 강화 원소가 재고용되지 않고 조대한 채 잔존한다. 조대한 석출물은 장기 내연화성을 저하시킨다. 이러한 점에서, 가열 온도는 1200 ℃ 초과 1280 ℃ 이하, 유지 시간：90 min 이상으로 한정하였다.

가열 균열된 강 소재는, 이어서 조 압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연이 실시되어, 열연 강대가 된다.

조 압연의 조건은 특별히 한정할 필요는 없고, 소정 치수 형상의 시트 바 (sheet bar) 로 할 수 있으면 된다. 조 압연된 후, 마무리 압연이 실시된다. 마무리 압연은, 미재결정 온도역에서의 열간 압연율：20 ％ 이상, 마무리 압연 종료 온도：750 ℃ 이상으로 조정한다.

미재결정 온도역 (un-recrystallization temperature range) 에서의 열간 압연율：20 ％ 이상

미재결정 온도역에서의 열간 압연율이 20 ％ 미만에서는, 얻어지는 열연 강대의 조직이 평균 입경 10 ㎛ 를 초과하여 조대화되어, 모재부의 장기 내연화성이 저하된다. 열간 압연율의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 압연기 (rolling mill) 로의 부하의 관점에서 95 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 종료 온도：750 ℃ 이상

마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 미만에서는, 압연 변형 (rolling strain) 이 잔류하고, 그 후의 냉각에 의해서도 장기 내연화성이 저하된다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 750 ℃ 이상으로 한정하였다.

마무리 압연을 종료한 열연 강대는, 이어서 열연 런아웃 테이블 상에서 냉각된다. 압연 후 냉각은, 판두께 중앙부 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 620 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 실시한다.

판두께 중앙부 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도：7 ∼ 299 ℃/s

780 ℃ ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ℃/s 미만에서는, 평균 입경이 10 ㎛ 초과의 조대한 폴리고날 페라이트상이 형성되어, 원하는 모재부 조직이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 원하는 YS：450 ㎫ 이상의 고강도를 확보할 수 없고, 또, 장기 내연화성이 저하된다. 한편, 평균 냉각 속도가 299 ℃/s 를 초과하면, 의폴리고날 페라이트상의 분율이 90 ％ 를 하회하고, 강도가 상승하여, 장기 내연화성이 저하된다. 이러한 점에서, 압연 후의 냉각을, 판두께 중앙부 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도를 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위의 냉각 속도를 갖는 냉각으로 하였다.

또한, 압연 후의 냉각에서는, 최표층 0.2 ㎜ 를 제외한 판두께 방향 각 위치에서의 냉각 속도는, 판두께의 중심부로부터의 편차로, 느린 쪽에서 5 ℃/s, 빠른 쪽에서 20 ℃/s 이내인 것이 바람직하다.

압연 후의 냉각의 냉각 정지 온도：620 ℃ 이하

압연 후의 냉각은, 상기한 냉각 속도로 620 ℃ 이하의 온도에서 냉각을 정지시킨다. 냉각 정지 온도가 620 ℃ 초과의 온도에서는, 정지 온도가 지나치게 높아, 원하는 의폴리고날 페라이트를 주상으로 하는 조직이 얻어지지 않는다. 이러한 점에서, 압연 후의 냉각의 냉각 정지 온도를 620 ℃ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 595 ∼ 475 ℃ 이다.

압연 후의 냉각을 정지시킨 후, 열연 강대는, 권취 온도：595 ∼ 475 ℃ 에서 코일상으로 권취된다.

권취 온도：595 ∼ 475 ℃

권취 온도가 475 ℃ 미만에서는, 권취 온도가 지나치게 낮아져 조직이 베이나이트상을 주체로 한 조직이 되어, 장기 내연화성이 저하된다. 이 때문에, 권취 온도는 475 ℃ 이상으로 한정하였다. 또한, 권취 온도가 595 ℃ 를 초과하여 고온이 되면, 권취 온도가 지나치게 높아, 원하는 조직을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 권취 온도는 595 ∼ 475 ℃ 로 하였다.

권취된 열연 강대는, 이어서, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이 2 ∼ 20 hr 가 되도록 조정된 열 이력이 실시된다.

480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 누적 체류 시간：2 ∼ 20 hr

480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 열 이력의 조정은, 원하는 특성, 특히 모재부에 있어서의 중온역에 있어서의 우수한 장기 내연화성을 확보하기 위해서 중요한 요건으로 되어 있다. 판두께 중심부 온도에서, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에서 소정 시간 체류함으로써 석출물, 전위 조직 (dislocation substructure), 마이크로 조직 (microstructure) 등이 안정화되어, 그 후의 중온역에서 장시간 유지한 경우라도 변화가 적어진다. 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 누적 체류 시간이 2 hr 미만에서는, 조직의 안정화가 불충분하여, 중온역에서 장시간 유지한 경우에, 석출물, 전위 조직, 마이크로 조직 등이 변화하고, 고온 강도가 저하되고, 장기 내연화성이 저하된다. 한편, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 누적 체류 시간이 20 hr 을 초과하여 장시간이 되면, 모재부의 고온 강도가 저하된다. 이러한 점에서, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간을 2 ∼ 20 hr 로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 3 ∼ 12 hr 이다. 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간의 조정은 권취 온도와 코일의 냉각 조건의 조정에 의한 것이 바람직하다. 또한, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 열 이력을 조정한 후에는 방랭된다.

이어서, 얻어진 열연 강대를 강관 소재로 하여 그 열연 강대를, 연속적으로 롤 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는 전봉 용접을 실시하여 전봉 강관으로 한다.

연속적 롤 성형 중 핀 패스 성형에 있어서, 열연 강대의 폭 단면 (오픈관의 맞댐부 단면) 에 테이퍼 홈을 부여하는 것이 바람직하다. 부여하는 테이퍼 홈은, 테이퍼 개시 위치와 관외면이 되는 표면 혹은 관내면이 되는 표면의 강대의 판두께 방향의 거리가 강대의 판두께의 2 ∼ 80 ％ 로 하는 홈이 바람직하다. 이로써, 전봉 용접부의 개재물의 배출이 촉진되어 개재물이 감소하여, 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을 약 10 ppm 저하시킬 수 있다. 더욱 바람직하게는, 부여하는 테이퍼 홈은 강대의 판두께의 5 ∼ 40 ％ 이다. 더욱더 바람직하게는 10 ∼ 35 ％ 이다. 또한, 테이퍼 형상은 직선에 한정되지 않고, 임의의 곡선 형상으로 해도 된다.

또, 전봉 용접은, 통상 공지된 전봉 용접 방법을 모두 적용할 수 있다. 또한, 전봉 용접은 통상적으로 대기 분위기에서 실시하지만, 분위기의 산소 농도를 저감시킨 분위기 제어 (atmospheric control) 를 실시하여, 전봉 용접해도 된다. 분위기 제어하는 경우의 분위기의 산소 농도는, 바람직하게는 0.5 mass％ 이하, 보다 바람직하게는 0.1 mass％ 이하이다.

분위기 제어의 방법으로는, 예를 들어 전봉 용접하는 영역을, 박스형 구조 (box type structure) 로 실링 (sealing) 하고, 비산화성 가스 (non-oxidizing gas) 를 공급하는 방법을 들 수 있다. 비산화성 가스를 분사할 때에, 주위의 분위기 (대기) 를 말려들게 하는 경우가 있어, 산소 농도는 오히려 상승하는 경우가 있다. 그 때문에, 가스 분사 노즐 (gas atomization nozzle) 을 3 층 등의 다층 구조 (multilayer structure) 의 노즐로 하여 비산화성 가스를 분사하는 것이 바람직하다.

얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부에, 온라인 (online) 에서 가열 및 냉각시키는 열 처리를 실시한다.

이 열 처리는, 온라인에 설치한, 전봉 용접부 근방만을 가열할 수 있는 구조의 고주파 유도 가열 장치 (high-frequency dielectric heating equipment) 를 사용하는 것이 바람직하다. 또, 냉각은, 피냉각재인 전봉 용접부의 상방에, 복수의 노즐을 접속시킨 냉각 헤더 (cooling head) 를 복수 대 형성하고, 냉각 속도를 조정 가능하게 한 냉각 장치로 하는 것이 바람직하다. 이 열 처리는, 전봉 용접부 근방의 두께의 전체 두께를 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내의 온도로 가열하고, 두께의 중앙부 온도에서 780 ℃ ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 620 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 추가로 두께의 중심부 온도에서 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 200 s 가 되도록 조정된 열 이력을 실시하는 처리로 한다. 또한, 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간을 상기한 범위 내로 하기 위해서는, 이 온도역을 서랭하거나, 500 ∼ 360 ℃ 의 범위로 가열하는 처리 (템퍼링 처리 (tempering treatment)) 를 실시하는 것이 바람직하다.

이와 같은 열 처리를 실시함으로써, 평균 입경이 10 ㎛ 이하의 미세한 의폴리고날 페라이트상을 체적 백분율로 90 ％ 이상, 잔부가 펄라이트 등의 경질상으로 이루어지는 전봉 용접부 조직이 되고, 또한 전봉 용접부가 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상의 고강도로 우수한 장기 내연화성, 나아가서는 우수한 크리프 파단 특성을 갖게 된다. 특히 전봉 용접부의 장기 내연화성은, 전봉 용접부의 산화물과 조직의 영향을 강하게 받는다.

가열 온도가, 800 ℃ 를 하회하면 전봉 용접의 경질 조직이 잔존하여, 원하는 인성을 확보할 수 없다. 한편, 가열 온도가 1150 ℃ 를 초과하면, 결정립이 조대화되어, 원하는 인성을 확보할 수 없다.

가열 후의 냉각에 있어서, 두께의 중앙부 온도에서 780 ℃ ∼ 620 ℃ 의 온도역의 평균 냉각 속도가 7 ℃/s 미만에서는, 전봉 용접부 조직이 조대화되어, 조대한 폴리고날 페라이트를 주상으로 하는 조직이 되기 때문에, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상의 고강도를 확보할 수 없고, 또 장기 내연화성도 저하된다. 한편, 229 ℃/s 를 초과하면, 의폴리고날 페라이트의 분율이 90 ％ 를 하회하고, 강도가 상승하고, 장기 내연화성이 저하된다.

또한, 상기한 냉각의 냉각 정지 온도는 620 ℃ 이하의 온도로 한다. 냉각 정지 온도가 620 ℃ 를 초과하여 높아지면, 조직이 폴리고날 페라이트가 된다.

또, 전봉 용접부 중온역에서의 장기 내연화성은, 전봉 용접 후의 온라인에서의 열 처리에 있어서의 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 열 이력을 제어함으로써, 석출물, 전위 밀도, 마이크로 조직 등이 안정화되어, 우수한 특성을 발현시킬 수 있다. 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간이 2 s 미만에서는, 중온역에서 장시간 유지한 경우에, 석출물, 전위 조직, 미크로 조직 등이 변화하여, 고온 강도가 저하되고, 장기 내연화성이 저하된다. 한편, 200 s 를 초과하여 길어지면, 전봉 용접부의 고온 강도가 저하된다. 이러한 점에서, 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간을 2 ∼ 200 s 로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 3 ∼ 120 s 이다.

이하, 또한 실시예에 기초하여 본 발명에 대해 설명한다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 조성의 강 소재 (슬래브：슬래브 두께 250 ㎜) 를, 표 2 에 나타내는 가열 온도：1230 ℃ 에서 110 min 가열한 후, 조 압연과, 미재결정 온도역 (재결정 온도 미만에서의 온도역) 에서의 열간 압연율과 마무리 압연 종료 온도가 표 2 에 나타내는 조건으로 조정된 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여, 판두께 19.1 ㎜ 의 열연 강대로 하였다. 또한, 강 소재는, 전로에서 표 1 에 나타내는 조성의 용강을 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브 두께 250 ㎜ 의 슬래브로 한 것을 사용하였다.

마무리 압연 종료 후 즉시, 열연 강대에는 열연 런아웃 테이블 위에서, 표 2 에 나타내는 조건의 냉각을 실시하고, 표 2 에 나타내는 권취 온도에서 코일상으로 권취하였다. 권취된 열연 강대에는, 추가로 350 ∼ 480 ℃ 의 온도역에서의 체류 시간을 표 2 에 나타내는 시간으로 조정하는 열 이력을 실시하였다.

얻어진 열연 강대를 강관 소재로 하여, 소정의 폭으로 슬리팅하고, 연속적으로 롤 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는 전봉 용접을 실시하여 전봉 강관 (외경 609.6 ㎜φ) 으로 하였다.

이어서, 얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부에 온라인에서, 표 2 에 나타내는 조건으로 가열한 후 냉각시키는 열 처리를 실시하였다. 가열은, 전봉 용접부 근방만을 가열할 수 있는 구조로 한 고주파 유도 가열 장치를 사용하였다. 또한, 냉각은, 피냉각재인 전봉 용접부의 상방에, 수량 밀도 (water flow rate)：0.9 ㎥/㎡min 의 봉상 냉각수 (rodlike jets of cooling water) 를 분사 가능한 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 형성하고, 노즐로부터 0.9 m/s 의 속도로 봉상 냉각수를 분사 가능하게 한 냉각 장치로 실시하였다. 또, 냉각 헤더는, 냉각수의 주수를 개별적으로 ON-OFF 제어 가능한 구조로 하였다.

또한, 강관 반송 방향의 하류측에서 전봉 용접부의 온도를 측정하고, 측정된 강관 온도에 기초하여, 각 냉각 헤더로부터의 주수를 ON-OFF 제어하고, 전봉 용접부의 냉각 속도를 표 2 에 나타내는 냉각 속도가 되도록 조정하여, 300 ℃ 까지 냉각시켰다. 이어서 온라인에서, 전봉 강관의 전봉 용접부에, 450 ℃ 로 가열하는 템퍼링 처리를 실시하고, 360 ∼ 500 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간을 표 2 에 나타내는 조건으로 조정하여, 제품 강관으로 하였다.

얻어진 제품 강관으로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 전봉 용접부의 개재물 분석, 인장 시험, 고온 인장 시험, 크리프 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 조직 관찰

얻어진 전봉 강관의 모재부로부터, 조직 관찰용 시험편 (test piece for microstructure observation) 을 채취하고, 원주 방향 단면 (C 단면) 을 연마하고, 부식시켜, 주사형 전자 현미경 (electron scanning microscop) (배율：1000 배) 으로 조직을 관찰하고, 촬상하고, 조직의 동정을 실시하고, 추가로 화상 해석 (image analysis) 에 의해 조직의 체적 백분율 및 평균 입경을 구하였다. 또한, 평균 입경은 화상 해석에 의해 각 입자의 면적을 측정하고, 원 상당히 직경을 구해 산술 평균 (arithmetic average) 하여 산술하였다. 여기서, 베이나이트상인 경우에는 동일 방위의 영역 치수 (패킷 사이즈 (packet size)) 를 입경으로서 측정하였다.

(2) 전봉 용접부의 개재물 분석

얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부로부터, 전봉 용접부 중앙을 중심으로 폭：2 ㎜ 의 판상 시험편〈폭：2 ㎜ × 두께：전체 두께 × 길이：전체 두께〉을 채취하였다. 이 판상 시험편을 전해액 (10 ％ AA 액) 중에서 전해 추출하고, 얻어진 추출 잔류물을 필터 메시 (구멍 직경：5 ㎛) 로 포집하고, ICP 발광 분석법에 의해 잔류물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca 량 (질량ppm) 을 각각 구해 그들의 합계량을 산출하고, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca 량의 합계량 (질량ppm) 으로 하였다.

(3) 인장 시험

얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부로부터 각각, 관 원주 방향이 인장 방향이 되도록 ASTM E8 환봉 시험편 (평행부：6.35 ㎜φ, GL：25.4 ㎜) 을 채취하였다. 모재부는 전봉 용접부로부터 180°위치로 하였다. 또, 전봉 용접부의 환봉 시험편은, 평행부 중앙에 심이 위치하도록 채취하였다. 또한, 시험편의 채취시에는 강관의 편평은 실시하지 않았다.

인장 시험은, 실온에서, 인장 속도를 YS 이하는 0.5 ％/min, YS 를 초과한 후부터는 5 ㎜/min 으로 실시하여, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS) 을 구하였다.

(4) 고온 인장 시험

얻어진 전봉 강관으로부터 시험재를 채취하고, 400 ℃ × 2340 hr 의 열 처리를 실시하였다. 그 열 처리가 실시된 시험재 및 그 열 처리를 실시하지 않은 시험재로부터, 모재부 및 전봉 용접부로부터 각각 관 원주 방향이 인장 방향이 되도록 ASTM E8 환봉 시험편 (평행부：6.35 ㎜φ, GL：25.4 ㎜) 을 채취하였다. 모재부는 전봉 용접부로부터 180°위치로 하였다. 또, 전봉 용접부의 환봉 시험편은, 평행부 중앙에 심이 위치하도록 채취하였다. 또한, 시험편의 채취시에는 강관의 편평은 실시하지 않았다.

시험 온도는 350 ℃ 로 하고, 시험 온도에서 15 min 간 유지한 후, 인장 속도를 YS 이하에서는 0.5 ％/min, YS 를 초과한 후부터는 5 ㎜/min 으로 실시하여, 항복 강도 YS 를 구하였다.

얻어진 항복 강도 YS 로부터, 모재부 및 전봉 용접부에 대해 각각 열 처리 전후의 YS 의 저하량 ΔYS 를 산출하여, 모재부 및 전봉 용접부의 장기 내연화성을 평가하였다. ΔYS 가 60 ㎫ 미만인 경우를 「장기 내연화성이 우수하다」라고 평가하였다.

(5) 크리프 시험 (creep test)

얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부로부터, 관 원주 방향이 시험편 길이 방향이 되도록, 플랜지 형성 시험편 (specimen with slits prolongs) (평행부：6 ㎜φ, GL：30 ㎜) 을 채취하였다. 또한, 모재부는 전봉 용접부로부터 180°위치로 하였다. 또, 전봉 용접부 시험편은, 평행부 중앙에 심 (seam) 이 위치하도록 채취하였다.

시험 온도：390 ℃ 로 하여, 크리프 파단 강도 (creep rupture strength) 를 구하였다. 얻어진 크리프 파단 강도로부터 Larson-Miller 파라미터 (parameter) 에 의한 환산으로, 360 ℃ 에서 20 년간의 추정 크리프 파단 강도 σ_creep 를 산출하고, 실온 YS_RT 와의 비, σ_creep/YS_RT 를 구하고, σ_creep/YS_RT 가 0.8 이상인 경우를 「크리프 파단 특성이 우수하다」라고 평가하였다.

얻어진 결과를 표 3-1 및 표 3-2 에 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3-1]

[표 3-2]

본 발명예는 전부, 모재부, 전봉 용접부 모두 체적 백분율로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트를 주상으로 하고, 게다가 평균 입경이 10 ㎛ 이하로 미세한 조직을 갖고, 항복 강도：450 ㎫ 이상의 고강도와, ΔYS ：60 ㎫ 미만의 우수한 장기 내연화성을 갖고, 또한 크리프 파단 강도σ_creep 와 실온 YS_RT 의 비,σ_creep/YS_RT 가 0.80 이상으로 우수한 크리프 파단 특성도 갖는 전봉 강관으로 되어 있다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 적어도 모재부, 전봉 용접부 중 어느 것이 원하는 조직을 확보할 수 없고, 원하는 항복 강도：450 ㎫ 이상의 고강도를 확보하고 있지 않거나, 장기 내연화성이 ΔYS ：60 ㎫ 미만으로 저하되어 있거나, 혹은 크리프 파단 특성이 저하되어 있다.

한편, C, Mn, Nb, V, Ti 중 어느 것이 본 발명 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.6, No.10, No.16, No.18, No.20) 는 모재부, 전봉 용접부 모두 조직이 보다 연질인 폴리고날 페라이트가 되고, YS 가 450 ㎫ 미만으로 원하는 고강도가 얻어지지 않는다. 또, C, Mn, Nb, V, Ti 중 어느 것이 본 발명 범위보다 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.7, No.11, No.17, No.19, No.21) 는 모재부, 전봉 용접부가 모두 ΔYS ：60 ㎫ 이상으로, 장기 내연화성이 저하되고, σ_creep/YS_RT 가 0.80 미만으로, 크리프 파단 특성이 저하되어 있다.

또, Si, Al, Ca, O 중 어느 것이 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강관 No.8, No.9, No.14, No.15, No.23, No.25) 는, 전봉 용접부에 있어서의 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량 합계가 49 질량ppm 을 초과하고, 전봉 용접부의 ΔYS 가 60 ㎫ 이상이 되어, 장기 내연화 특성이 저하되고, 또한 σ_creep/YS_RT 가 0.80 미만으로, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

또, P, S, Ca, N, Pcm 중 어느 것이 본 발명 범위를 벗어나는 비교예 (강관 No.12, No.13, No.22, No.24, No.26) 는, 전봉 용접부의 ΔYS 가 60 ㎫ 이상이 되어, 장기 내연화성이 저하되고, 또한 σ_creep/YS_RT 가 0.80 미만으로, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

(실시예 2)

표 1 에 나타내는 강 A ∼ 강 E 의 조성을 갖는 강 소재 (슬래브：슬래브 두께 250 ㎜) 를, 표 4-1 에 나타내는 가열 조건으로 가열 및 균열한 후, 조 압연과, 표 4-1 에 나타내는 조건의 마무리 압연을 실시하고, 이어서, 표 4-1 에 나타내는 조건의 압연 후의 냉각을 실시하고, 표 4-1 에 나타내는 권취 온도에서 코일상으로 권취하여, 열연 강대로 하였다. 권취된 열연 강대에는, 권취 온도와 코일 냉각 조건의 조정에 의해 350 ∼ 480 ℃ 의 온도역에서의 체류 시간을 표 4-1 에 나타내는 시간으로 조정하는 열 이력을 실시하였다.

얻어진 열연 강대를 강관 소재로 하여, 소정의 폭으로 슬리팅하고, 연속적으로 롤 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는 전봉 용접을 실시하여, 표 4-2 에 나타내는 치수의 전봉 강관으로 하였다.

또한, 일부에서는, 롤 성형에 있어서의 핀 패스 성형에 의해 열연 강대의 폭 방향 양 단면에 테이퍼 홈을 부여하였다. 부여된 테이퍼 홈은, 열연 강대의 폭 방향 단면에, 관외면이 되는 표면과 테이퍼 개시 위치의 거리가 열연 강대 판두께의 20 ％, 관내면이 되는 표면과 테이퍼 개시 위치의 거리가 열연 강대 판두께의 20 ％ 가 되는 형상, 외면측 20 ％ - 내면측 20 ％ 로 하였다.

또, 전봉 용접시에는, 주로 대기 분위기 (산소 농도： 21 vol％, 23 mass％) 중에서 실시하였다. 또한, 일부에서는, 분사구를 3 층으로 배치한 노즐을 사용하여, 불활성 가스 (inert gas) (N₂ 가스) 를 분사하여, 산소 농도를 45 ppm 까지 저하시킨 분위기 중에서 전봉 용접을 실시하였다.

이어서, 얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부에 온라인에서, 실시예 1 과 동일한 고주파 유도 가열 장치를 사용하여 표 4-2 에 나타내는 조건으로 가열한 후, 실시예 1 과 동일한 냉각 장치를 사용하여, 표 4-2 에 나타내는 조건으로 냉각시키고, 그 후, 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 냉각 속도 및 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역으로 가열하는 템퍼링 처리로부터 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간을 표 4-2 에 나타내는 조건이 되도록 조정하는 처리를 실시하여, 제품 강관으로 하였다.

얻어진 전봉 강관으로부터 실시예 1 과 마찬가지로 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 전봉 용접부의 개재물 분석, 인장 시험, 고온 인장 시험, 크리프 시험을 실시하였다. 시험 방법은 실시예 1 과 마찬가지로 하였다.

얻어진 결과를 표 5-1 및 표 5-2 에 나타낸다.

[표 4-1]

[표 4-2]

[표 5-1]

[표 5-2]

본 발명예는 전부, 모재부, 전봉 용접부 모두 체적 백분율로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트를 주상으로 하고, 또한 평균 입경이 10 ㎛ 이하로 미세한 조직을 갖고, 항복 강도：450 ㎫ 이상의 고강도와, ΔYS ：60 ㎫ 미만의 우수한 장기 내연화성을 갖고, 또한 크리프 파단 강도 σ_creep 와 실온 YS_RT 의 비, σ_creep/YS_RT 가 0.80 이상으로, 우수한 크리프 파단 강도도 갖는 전봉 강관으로 되어 있다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 적어도 모재부, 전봉 용접부 중 어느 것이 원하는 조직을 확보할 수 없고, 원하는 항복 강도：450 ㎫ 이상의 고강도를 확보하고 있지 않거나, 장기 내연화성이 ΔYS ：60 ㎫ 미만으로 저하되어 있거나, 혹은 크리프 파단 강도가 저하되어 있다.

또, 슬래브 가열 온도가 본 발명의 바람직한 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.28) 는, 모재부의 평균 입경이 10 ㎛ 를 초과하여 원하는 조직을 확보할 수 없고, ΔYS 가 60 ㎫ 이상이 되어 장기 내연화성이 저하되고, σ_creep/YS_RT 가 0.80 미만으로 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 슬래브 가열 온도가 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No. 29) 는, 모재부 및 전봉 용접부의 인장 강도 TS 가 450 ㎫ 미만으로 원하는 고강도를 확보할 수 없는 데다가, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 슬래브 가열시의 유지 시간이 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.30) 는, Nb 석출물이 조대한 채 잔존하고, 모재부 및 전봉 용접부에 있어서의 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 미재결정 온도역의 열간 압연율이 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No. 31) 는, 모재부의 평균 입경이 10 ㎛ 를 초과하여 원하는 조직을 확보할 수 없고, ΔYS 가 60 ㎫ 이상이 되어 장기 내연화 특성이 저하되고, σ_creep/YS_RT 가 0.80 미만으로 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

또, 전봉 용접부의 열 처리에 있어서, 가열 후의 냉각 속도가 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No. 32) 는, 전봉 용접부의 조직이 조대화되어 원하는 조직을 확보할 수 없고, 원하는 항복 강도：450 ㎫ 이상의 고강도, 장기 내연화성, 크리프 파단 특성이 저하되어 있다. 전봉 용접부의 열 처리에 있어서, 가열 후의 냉각 속도가 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No. 36) 는 전봉 용접부의 조직이 베이나이트상을 주상으로 하는 조직이 되어 원하는 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성, 크리프 파단 특성이 저하되어 있다.

또, 열연 후의 냉각 속도가 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.42) 는, 모재부의 조직이 조대화되어 원하는 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 열연 후의 냉각 속도가 본 발명의 바람직한 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.46) 는, 모재부의 조직이 베이나이트상 주체가 되어, 원하는 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

또, 권취 후에, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.47) 는, 모재부의 조직이 베이나이트상 주체가 되어, 원하는 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 권취 후에, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이 본 발명의 바람직한 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.49) 는, 모재부의 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 전봉 용접부의 가열 후의 냉각시의 냉각 속도가 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.52) 는, 전봉 용접부의 조직이 조대화되어 원하는 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 전봉 용접부의 가열 후의 냉각시의 냉각 속도가 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.56) 는, 의폴리고날 페라이트상의 체적 백분율이 저하되어, 원하는 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

또, 전봉 용접부의 가열 후의 냉각시에 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.50) 는, 전봉 용접부의 장기 내연화 특성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 전봉 용접부의 가열 후의 냉각시에 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에 있어서의 체류 시간이 본 발명의 바람직한 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.51) 는, 전봉 용접부의 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

또, 전봉 용접부의 가열시에 가열 온도 하한이 본 발명의 바람직한 범위를 낮게 벗어나는 비교예 (강관 No.37) 는, 전봉 용접부의 조직이 폴리고날 페라이트 주체가 되어, 조대화되어 원하는 조직을 확보할 수 없고, 전봉 용접부의 인장 강도 TS 가 450 ㎫ 미만이 되어, 원하는 고강도를 확보할 수 없고, 또한 전봉 용접부의 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다. 또, 전봉 용접부의 가열시에 가열 온도 하한이 본 발명의 바람직한 범위를 높게 벗어나는 비교예 (강관 No.41) 는, 전봉 용접부의 조직이 의폴리고날 페라이트 체적 백분율이 90 ％ 를 하회하여, 원하는 전봉 용접부 조직을 확보할 수 없고, 장기 내연화성이 저하되고, 크리프 파단 특성도 저하되어 있다.

또한, 전봉 용접시에 열연 강대의 폭 단부 (맞댐부의 단면) 에 테이퍼 홈을 부여한 강관 No.40 (본 발명예), 혹은 분위기 제어를 실시한 강관 No.39 (본 발명예) 는 모두 테이퍼 홈의 부여를 실시하지 않은 강관, 혹은 대기 분위기 중에서 실시한 강관과 비교하여, 전봉 용접부에 있어서의, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계가 20 질량ppm 이하로 낮고, ΔYS 가 30 ㎫ 미만이 되고, 특히 우수한 장기 내연화성을 갖고 있다.

Claims

고강도 전봉 강관으로서, 질량％ 로,
C：0.025 ∼ 0.084 ％, Si：0.10 ∼ 0.30 ％,
Mn：0.70 ∼ 1.90 ％, P：0.018 ％ 이하,
S：0.0029 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.10 ％,
Nb：0.001 ∼ 0.070 ％, V：0.001 ∼ 0.065 ％,
Ti：0.001 ∼ 0.033 ％, Ca：0.0001 ∼ 0.0035 ％,
N：0.0050 ％ 이하, O：0.0030 ％ 이하
를 포함하고, 또한 하기 (1) 식
Pcm = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥‥ (1)
(여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B：각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 상기 (1) 식에 사용되는 합금 성분이 청구항에 없는 경우, 0 으로 하는 것으로 한다)
에서 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성과, 체적 백분율로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하고, 잔부가 의폴리고날 페라이트상 이외의 경질상으로 이루어지고, 상기 의폴리고날 페라이트상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 모재부 조직과, 체적 백분율로 90 ％ 이상의 의폴리고날 페라이트상을 주상으로 하고, 잔부가 의폴리고날 페라이트상 이외의 경질상으로 이루어지고, 상기 의폴리고날 페라이트상의 평균 입경이 10 ㎛ 이하인 전봉 용접부 조직으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상인 고강도 전봉 강관.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량％ 로, Cu：0.001 ∼ 0.350 ％, Ni：0.001 ∼ 0.350 ％, Mo：0.001 ∼ 0.350 ％, Cr：0.001 ∼ 0.350 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량 합계가 49 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관.
열연 강대를, 연속적으로 롤 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 그 오픈관의 맞댐부 근방을 융점 이상으로 가열하고 스퀴즈 롤로 압접하는 전봉 용접을 실시하여, 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로 하고, 이어서, 그 전봉 강관에 온라인에서의 열 처리를 실시하는 전봉 강관의 제조 방법으로서, 상기 열연 강대를, 질량％ 로,
C：0.025 ∼ 0.084 ％, Si：0.10 ∼ 0.30 ％,
Mn：0.70 ∼ 1.90 ％, P：0.018 ％ 이하,
S：0.0029 ％ 이하, Al：0.01 ∼ 0.10 ％,
Nb：0.001 ∼ 0.070 ％, V：0.001 ∼ 0.065 ％,
Ti：0.001 ∼ 0.033 ％, Ca：0.0001 ∼ 0.0035 ％,
N：0.0050 ％ 이하, O：0.0030 ％ 이하
를 포함하고, 또한 하기 (1) 식
Pcm = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥‥ (1)
(여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B：각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 상기 (1) 식에 사용되는 합금 성분이 청구항에 없는 경우, 0 으로 하는 것으로 한다)
에서 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키도록 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성의 강 소재에, 가열 온도：1200 ℃ 초과 1280 ℃ 이하에서 90 min 이상 가열 균열하고, 미재결정 온도역에서의 열간 압연율：20 ％ 이상, 마무리 압연 종료 온도：750 ℃ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연 종료 후, 판두께 중앙부 온도에서 780 ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 620 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 권취 온도：595 ∼ 475 ℃ 에서 권취하고, 이어서, 480 ∼ 350 ℃ 의 온도역에 있어서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 20 h 가 되도록 조정한 열 이력을 실시하여 이루어지는 열연 강대로 하고, 상기 온라인에서의 열 처리를, 상기 전봉 용접부 근방의 두께의 전체 두께를 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내의 온도로 가열한 후, 두께의 중앙부 온도에서 780 ℃ ∼ 620 ℃ 의 온도역에서의 평균 냉각 속도가 7 ∼ 299 ℃/s 의 범위가 되는 냉각을 620 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 실시하고, 추가로 500 ∼ 360 ℃ 의 온도역에서의 누적 체류 시간이 2 ∼ 200 s 가 되도록 조정된 열 이력을 실시하는 처리로 하는 것을 특징으로 하는 항복 강도 YS：450 ㎫ 이상인 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로 질량％ 로, Cu：0.001 ∼ 0.350 ％, Ni：0.001 ∼ 0.350 ％, Mo：0.001 ∼ 0.350 ％, Cr：0.001 ∼ 0.350 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 롤 성형의 핀 패스 성형에 있어서, 상기 열연 강대의 폭 방향 양 단면에, 테이퍼 개시 위치와 관외면이 되는 표면 혹은 관내면이 되는 표면의 열연 강대 판두께 방향의 거리가 열연 강대 판두께의 2 ∼ 80 ％ 가 되는 테이퍼 홈을 부여하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 롤 성형의 핀 패스 성형에 있어서, 상기 열연 강대의 폭 방향 양 단면에, 테이퍼 개시 위치와 관외면이 되는 표면 혹은 관내면이 되는 표면의 열연 강대 판두께 방향의 거리가 열연 강대 판두께의 2 ∼ 80 ％ 가 되는 테이퍼 홈을 부여하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 전봉 용접이, 산소 농도를 대기 중의 산소 농도에 비해 저감시킨 분위기 중에서 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca 의 함유량 합계가 49 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 5 ㎛ 이상의 개재물 중에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca 의 함유량 합계가 49 질량ppm 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 전봉 강관의 제조 방법.