KR101802255B1 - 라인 파이프용 후육 전봉 강관 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, Nb: 0.010∼0.100％를 포함하고, 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50을 만족하는 조성과, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도: 52ksi 이상의 고강도와, 파면 전이 온도 vTrs가 －45℃ 이하가 되는 고인성을 갖는 후육 열연 강판을 소재로 하고, 전봉부에 대하여 최저 온도: 830℃ 이상, 최고 온도: 1150℃ 이하의 유도 가열, 두께 방향 각 위치에서 평균 냉각 속도 10∼70℃/s, 냉각 정지 온도 550℃ 이하의 조건으로 냉각하는 전봉부 열처리를 행하여, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지고, 또한 두께 방향 각 위치에서 최조립 위치에서의 평균 결정 입경과 최세립 위치에서의 평균 결정 입경과의 비가 2.0 이하가 되는 조직으로 함으로써, 전봉부에 있어서도 고인성을 담보한 라인 파이프용 후육 전봉 강관.

Description

라인 파이프용 후육 전봉 강관 및 그의 제조 방법{HEAVY WALL ELECTRIC RESISTANCE WELDED STEEL PIPE FOR LINE PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은, 라인 파이프용 후육 전봉(electric resistance welded) 강관에 관한 것으로, 특히 API(American Petroleum Institute) X52∼X80급(항복 강도 YS: 360㎫∼555㎫ 상당) 고강도를 갖고, 모재부(base metal zone) 및, 전봉부 모두 고인성(high toughness)인 라인 파이프용 후육 전봉 강관(havy wall electric resistance welded steel pipe for line pipe) 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 여기에서 말하는 「후육」이란, 두께(wall thickness): 20㎜ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.
최근, 심해의 유전, 가스전의 개발에 수반하여, 해저 파이프라인(offshore pipeline)용이나 유정관(Oil Country Tubular Goods)용으로서, 고강도 후육 강관이 강하게 요망되고 있다. 게다가, 북해(the North Sea), 알래스카(Alaska) 등의 한랭지(cold area)용 강관에서는, 전봉관의 용접부의 저온 신뢰성(low temperature reliability), 특히 저온에서의 취성 파괴 발생 저항(brittle fracture initiation resistance)이 강하게 요구된다.
전봉 강관의 용접부(weld zone)(전봉부(electric resistance weld zone))는, 용접시의 급속 가열(rapid heating), 급속 냉각(rapid quenching)에 의해, 통상, 모재부에 비해 강도(strength)(경도(hardness))가 높아지고 인성(toughness)이 저하된다. 이러한 전봉부에서의 문제에 대하여, 최근에는, 용접(전봉 용접) 후에, 인 라인(in-line)에서 전봉부(용접부)에, 가열 및 냉각을 행하고, 전봉 용접부의 조직(microstructure)을 개선하여, 전봉 용접부의 인성을 모재수준으로 회복(향상)시키는 기술이 제안되고 있다.
예를 들면, 특허문헌 1에는, C: 0.05∼0.20％, Si: 0.3％ 이하, Mn: 0.50∼2.00％를 기본 성분으로 하고, Nb: 0.01∼0.10％, V: 0.01∼0.10％, Ti: 0.01∼0.05％ 중의 1종 또는 2종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 전봉 강관의 전봉 용접부를 850∼1000℃로 가열한 후, Ar3 변태점 이상으로부터 냉각 속도 30℃/s 초과, 100℃/s 이하로 급속 냉각하고, (Ar1－50℃)∼(Ar1－100℃)에서 냉각을 정지하고, 그 후, 약냉각(weak cooling)하는, 저온 인성(low temperature toughness)이 우수한 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 이에 따라, 전봉부의 인성을, 냉각 후의 재가열(템퍼링(tempering))을 행하는 일 없이, 모재와 동등 레벨의 우수한 인성으로 할 수 있다고 하고 있다.
또한, 특허문헌 2에는, C: 0.10％ 이하, Si: 0.5％ 이하, Mn: 0.4∼1.6％, P: 0.025％ 이하, S: 0.010％ 이하, Nb: 0.01∼0.08％, Ti: 0.01∼0.07％, V: 0.005∼0.07％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분계를 갖는 전봉 강관의 용접부(전봉부)를 850∼1050℃로 가열하고, 냉각 속도 5∼20℃/s로 냉각하고, 혹은 추가로 550℃ 이하로 가열하여 냉각하는 템퍼링을 행하는, 고인성 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 이에 따라, 전봉부가, 모재와 동등 레벨의 고강도와 고인성을 겸비할 수 있다고 하고 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 후육 전봉 강관의 열처리 방법이 기재되어 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술은, 후육 전봉 강관의 용접부를, 고주파 유도 가열 장치(high-frequency dielectric heating device)에 의해 연속적으로 열처리함에 있어서, 우선, 제1회째의 가열로 용접부 내면의 온도가 (Ar3점＋50℃) 이상이 되도록 가열하고, 이어서, 수냉 또는 공랭에 의해 외면 온도가 피가열재의 베이나이트 변태(bainite transformation)의 종료 온도(end temperature) 이하까지 냉각하고, 이어서, 제2회째의 가열로 Ac3 변태역(Ac3 transformation zone)이 제1회째의 가열 및 냉각에 의한 베이나이트 변태의 발생역(generating area)을 완전하게 커버할 수 있는 온도에서, 또한 베이나이트 조직(bainite microstructure)이 발생하는 온도 이하로 가열하는, 후육 전봉 강관의 열처리 방법이다. 이에 따라, 복잡하고 처리 시간이 긴 공정을 부가하는 일 없이, 가공성(workability), 인성 그리고 내식성(corrosion resistance)이 이용되는 경우가 많은 경우에 우수한 용접부를 갖는 후육 전봉 강관을 제조할 수 있다고 하고 있다.
일본특허공보 평07-42509호 일본공개특허공보 평06-158177호 일본공개특허공보 평06-220547호
그러나, 특허문헌 1, 2에 기재된 기술에서는, 가열을 위해 더 한층의 설비의 증강 없이, 인 라인 처리(in-line process)로, 두께 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관의 전봉부를, 고강도이고 또한 고인성을 갖는 전봉부로 할 수 없다는 문제가 있어, 경제적으로 불리해진다는 문제가 있었다. 또한, 두께가 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관에서, 특허문헌 1에 기재된 바와 같은 30℃/s 초과, 100℃/s 이하의 냉각 속도를, 두께 방향 전역에서 확보하는 것이 곤란해진다는 문제가 있다. 또한, 두께가 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관을, 특허문헌 2에 기재된 바와 같은 5∼20℃/s의 냉각 속도로 냉각하면, 전봉부에 페라이트＋펄라이트 조직이 생성되기 쉬워, 전봉부의 강도가 저하되기 쉽다는 문제가 있다.
또한, 특허문헌 3에는, 비교적 두꺼운, 두께 16.0㎜의 예가 기재되어 있을 뿐으로, 두께 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관에 대한 언급은 없다. 또한, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 가열 처리를 2회 행하는 등 복잡한 공정을 필요로 하고 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술을, 두께 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관에 적용하는 경우에는, Ac3 변태역이 제1회째의 가열 및 냉각에 의한 베이나이트 변태의 발생역을 완전하게 커버할 수 있는 온도까지, 재차, 가열하는 가열 처리를 행하는 등, 복잡한 공정을 필요로 하고, 다수의 가열 장치(heating device)와 긴 가열대, 나아가서는 긴 냉각대를 필요로 하는 등, 경제적으로 불리해지는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 더 한층의 가열 설비 등의 증강 없이는, 인 라인 처리로, 제관 속도(pipe production speed)를 저하시키는 일 없이, 두께 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관의 전봉부를, 고강도이고 또한 고인성을 갖는 전봉부로 하는 열처리를 행할 수 없다는 문제가 있다.
본 발명은, 이러한 종래 기술의 문제를 해결하여, 라인 파이프용으로서, API X52∼X80급의 고강도를 갖고, 또한 모재부 및 전봉부가 모두 고인성을 갖는 라인 파이프용 후육 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다. 본 발명에서는, 특히, 템퍼링을 행하는 일 없이 1회의 전봉부의 열처리로, 전봉부를 고인성화하는 것을 지향한다. 또한, 여기에서 말하는 「후육」이란, 두께: 20㎜ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다. 또한 여기에서 말하는 「고인성」이란, CTOD 시험(crack-tip-opening-displacement test)에 있어서의 시험 온도: -25℃에서의 한계 개구 변위(critical opening displacement) δ가 0.80㎜ 이상인 경우를 말하는 것으로 한다.
본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 우선, 두께 20㎜ 이상의 후육 전봉 강관의 전봉부의 인성에 미치는 각종 요인의 영향에 대해서, 예의 연구를 행했다.
그 결과, 전봉부의 인성을 CTOD 시험으로 평가하는 경우에는, 전봉부를 고인성화하기 위해 전봉부의 두께 방향의 전역을 인성이 풍부한 조직으로 할 필요가 있다는 것에 생각이 이르고, 전봉부를, 템퍼링 처리를 행하는 일 없이 1회의 열처리로 고인화하기 위해서는, 전봉부 전역에서 베이니틱 페라이트상(bainitic ferrite phase) 및/또는 베이나이트상(bainite phase)으로 이루어지는 조직을 1회의 열처리로 확보할 필요가 있는 점, 마르텐사이트상(martensite phase) 혹은 펄라이트(pearlite)가 혼입된 조직에서는, 템퍼링 처리 없이, 고인성을 확보할 수 없다는 것에 생각이 이르렀다. 그 때문에, 냉각 조건을 도 2에 나타내는 바와 같이, 전봉부 전역에서 마르텐사이트 혹은 펄라이트가 생성되는 영역을 피하고, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상이 생성되는 영역을 통과하도록 제어 냉각(controlled cooling)을 행할 필요가 있다는 것에 생각이 이르렀다. 또한, 도 2 중의 M은 마르텐사이트, BF는 베이니틱 페라이트, F는 페라이트, P는 펄라이트를 의미한다.
인 라인에서의 전봉부의 열처리는, 설비적 제약으로부터 일반적으로, 고주파 가열 등의 가열 장치를 이용하여 관 외면으로부터 가열하고, 물 등을 이용한 냉각 장치(수냉 장치)를 이용하여 관 외면으로부터 냉각하는 방법으로 행해지고 있다. 그 때문에, 가열시에, 관의 두께 방향으로 온도 분포(temperature distribution)가 발생하고, 두께 방향으로 입경 분포(grain size distribution)가 발생하는 것은 피할 수 없다.
그래서, 본 발명자들은, 이러한 제약된 조건하에서, 전봉부의 인성에 미치는 각종 요인에 대해서, 예의 연구했다. 그 결과, 전봉 강관의 관 외면 및 관 내면의 가열 온도 및 냉각 속도를 적정 범위 내로 엄밀하게 조정하여, 전봉부에 열처리를 행하면, 전봉부 전역을 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직으로 할 수 있고, 또한 두께 방향에서 가장 조립(largest grain size)인 위치의 평균 결정 입경(최조립(coarsest-grain portion)) 위치의 평균 결정 입경)과 두께 방향에서 가장 세립(smallest grain size)인 위치의 평균 결정 입경(최세립(finest-grain portion) 위치의 평균 결정 입경)과의 비, (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)이 2.0 이하가 되는 균일한 조직으로 할 수 있고, 1회의 열처리(1단의 가열 냉각 처리)로 두께가 20㎜ 이상의 전봉 강관의 전봉부를 고인성화할 수 있는 것을 인식했다. (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)이, 2.0을 초과하여 커지면, 조립인 부위가 취성 균열(brittle crack)의 기점(origination)이 되기 쉬워지기 때문에, 인성이 저하되어, 소망하는 고인성을 확보할 수 없게 된다.
본 발명은, 이러한 인식에 기초하여, 추가로 검토를 더하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.
[1] 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관된, 모재부와 전봉부로 이루어지는 후육 전봉 강관으로서, 상기 모재부가, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, Nb: 0.010∼0.100％를 포함하고, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50％를 만족하는 조성과, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 상기 모재부가, 항복 강도: 360㎫ 이상의 고강도와, 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)의 파면 전이 온도(fracture transition temperature) vTrs가 －45℃ 이하인 고인성을 갖고, 상기 전봉부가, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지고, 또한, 두께 방향의 각 위치에서 가장 조립인 위치에서의 평균 결정 입경과 두께 방향에서 가장 세립인 위치에 있어서의 평균 결정 입경과의 비, (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)이 2.0 이하가 되는 조직을 갖고, 상기 전봉부가, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
기
Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　　‥‥(1)
여기에서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: 각 원소의 함유량(질량％)
[2] 상기 조성이, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％, Ca: 0.0005∼0.0050％를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50을 만족하는 조성인 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
[3] 상기 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 0.5％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [2]에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
[4] 상기 최세립 위치의 평균 결정 입경이, 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 [1] 내지 [3] 중 어느 것에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
[5] 후육 전봉 강관을 출발 소재로 하고, 당해 후육 전봉 강관의 전봉부에 인 라인에서 전봉부 열처리 공정을 행하는 후육 전봉 강관의 제조 방법으로서, 출발 소재인 상기 후육 전봉 강관을, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, Nb: 0.010∼0.100％를 포함하고, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50％를 만족하는 조성과, 두께 방향의 각 위치에서 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도: 360㎫ 이상의 고강도와, 두께 방향 각 위치에서 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 －45℃ 이하인 고인성을 갖는 고강도 후육 전봉 강관으로 하고, 상기 전봉부 열처리 공정을, 상기 전봉부의 두께 방향의 각 위치의 온도가 850∼1150℃의 범위의 온도가 되도록 가열하는 전봉부 가열 처리와, 이어서, 전봉부 두께 방향 각 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼70℃/s의 범위가 되도록 550℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 전봉부 냉각 처리를 행하는 공정으로 하고, 상기 전봉부가, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
기
Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　　‥‥(1)
여기에서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: 각 원소의 함유량(질량％)
[6] 상기 전봉부 열처리 공정을, 상기 후육 전봉 강관의 외면측에 배치한 유도 가열 장치와 수냉 장치를 이용하여 행하는 처리로 하고, 상기 전봉부 가열 처리가 관 외 표면 온도에서 1150℃ 이하, 관 내 표면 온도에서 830℃ 이상이 되도록 가열하는 처리이고, 상기 전봉부 냉각 처리가, 관 외 표면에서, 800∼500℃ 사이의 평균 냉각 속도가 70℃/s 이하가 되고, 관 내 표면에서 750∼650℃ 사이의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상이 되도록 냉각하는 처리인 것을 특징으로 하는 [5]에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
[7] 상기 냉각 장치를, 냉각수를 이용하여 냉각하는 장치로 하고, 당해 냉각수의 수량 밀도(water flow rate)를 1.2∼5.0㎥/㎡·min으로 하고, 또한 상기 냉각의 폭을 상기 전봉부 중심을 중심 위치로 하여 원주(circumferential) 방향으로 ±50㎜ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 [6]에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
[8] 상기 조성이, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％, Ca: 0.0005∼0.0050％를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50을 만족하는 조성인 것을 특징으로 하는 [5] ·내지 [7] 중 어느 것에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
[9] 상기 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 0.5％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [8]에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
[10] 상기 고강도 후육 전봉 강관이, 고강도 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관된 전봉 강관이며, 상기 고강도 후육 열연 강판이, 상기 조성을 갖는 강 소재에, 가열 온도: 1100∼1280℃의 범위의 온도로 가열하는 가열 공정과, 조 압연(rough rolling)과 Ar3 변태점 이상 930℃ 이하의 미(未)재결정 온도역에서의 누적 압하율이 20％ 이상이 되는 마무리 압연으로 이루어지는 열연 공정과, 상기 마무리 압연 종료 후, 판두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 코일 형상으로 권취하는 냉각 공정을 행하여 제조된 것을 특징으로 하는 [5] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
본 발명에 의하면, API X52∼X80급(항복 강도 YS: 360㎫ 이상 705㎫ 이하)의 고강도를 갖고, 또한 모재부, 전봉부가 모두 고인성을 갖는 라인 파이프용 후육 전봉 강관을, 추가적인 특별한 설비를 증강하는 일 없이 용이하게 염가로 제조할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 2단계의 열처리를 행하는 일 없이, 1회의 열처리(가열과 냉각)로 전봉부의 조직을, 전두께에 걸쳐 인성이 풍부한 베이니틱 페라이트상 또는 베이나이트상으로 할 수 있고, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 용이하게 확보할 수 있다는 효과도 있다.
도 1은 본 발명에서 전봉부에 열처리를 행하기 위해 사용하는, 장치 배열의 일 예를 나타내는 설명도이다.
도 2는 본 발명에서 전봉부에 행해지는 열처리의 적정 냉각 범위를 개략적으로 나타내는 설명도이다.
도 3은 본 발명에서 전봉부 열처리에서 사용하는 수냉 장치의 일 예를 개략적으로 나타내는 단면도이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명의 후육 전봉 강관은, 후육 열연 강판을 소재로 하여, 바람직하게는 복수의 롤로 연속 롤 성형하고, 대략 원통 형상으로 성형한 후, 전봉 용접하는 조관 공정에 의해 전봉 강관으로 된, 모재부와 전봉 용접부로 이루어지는 후육 전봉 강관이다.
소재인 후육 열연 강판은, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, Nb: 0.010∼0.100％를 포함하고, 추가로, 바람직하게는, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％, Ca: 0.0005∼0.0050％를 포함하고, 혹은, 추가로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 0.5％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 다음 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50을 만족하는 조성을 갖는다.
Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　　‥‥(1)
(여기에서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: 각 원소의 함유량(질량％))
우선, 조성 한정 이유에 대해서, 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한 질량％는, 단순히 ％로 기재한다.
C: 0.02∼0.10％
C는, 강관의 강도 증가에 크게 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.02％ 이상의 함유를 필요로 한다. 한편, C 함유량이 0.10％를 초과하면, 펄라이트, 마르텐사이트 등의 경질 제2상(second hard phase)의 생성을 촉진하기 때문에 인성의 저하를 초래한다. 또한, 0.10％를 초과하여 다량으로 C를 함유하면, 베이나이트상의 강도(경도)가 과잉하게 상승하여, 인성이 저하된다. 이러한 점에서, C 함유량은 0.02∼0.10％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.03∼0.08％이다.
Si: 0.05∼0.30％
Si는, 강 중에 고용하여 강관의 강도 상승에 기여함과 함께, 열간 압연시의 스케일 오프량(scale-off quantity)의 저하에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.05％ 이상의 함유를 필요로 한다. 또한, Si는, Mn 산화물과 함께 점도(viscosity)가 높은 공정 산화물(eutectic oxide)을 형성한다. Si 함유량이 0.05％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 상대적으로 높아지고 공정 산화물의 융점(melting point)이 용강 온도(liquid steel temperature)를 초과하여, 산화물이 전봉부에 잔존하기 쉬워져, 전봉부 인성을 저하시킨다. 한편, 0.30％를 초과하여 Si를 함유하면, 적 스케일(red scale)의 형성이 현저해져 강관(강판)의 외관 성상을 악화시킴과 함께, 열간 압연시의 냉각 불균일을 발생시켜, 강관(강판) 재질의 균일성을 저하시킨다. 또한, Si 함유량이 0.30％를 초과하면, 공정 산화물 중의 Si 농도가 상대적으로 높아져 공정 산화물의 융점이 용강 온도를 초과함과 함께, 산화물량이 증가하여, 산화물이 전봉부에 잔존하기 쉬워지고 전봉부의 인성을 저하시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 0.05∼0.30％로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.10∼0.25％이다.
Mn: 0.80∼2.00％
Mn은, 강 중에 고용하여 고용 강화(solute strengthening)에 의해 강관의 강도의 증가에 기여시킴과 함께, 퀀칭성(hardenability)의 향상을 통하여 변태 강화(transformation strengthening)에 의해 강관의 강도의 증가, 나아가서는 인성 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.80％ 이상의 Mn의 함유를 필요로 한다. Mn은, Si 산화물과 함께 점도가 높은 공정 산화물을 형성한다. Mn 함유량이 0.80％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Si 농도가 상대적으로 높아져, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하기 때문에 산화물이 전봉부에 잔존하기 쉬워지고, 전봉부의 인성 저하를 초래한다. 한편, Mn이 2.00％를 초과하여 다량으로 함유되면, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 상대적으로 높아져 공정 산화물의 융점이 용강 온도를 초과함과 함께, 산화물량이 증가하여, 산화물이 전봉부에 잔존하기 쉬워지고 전봉부 인성이 저하된다. 또한, Mn이 2.00％를 초과하여 다량으로 함유되면, 과도하게 퀀칭성이 향상하여, 마르텐사이트상이 형성되기 쉬워지고, 인성이 저하된다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.80∼2.00％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.80∼1.80％이다.
Nb: 0.010∼0.100％
Nb는, 강판 제조시의 열간 압연 중에 Nb 탄질화물로서 미세하게 석출하고, 강관 소재인 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, Nb는 전봉 강관의 전봉부의 열처리시에 오스테나이트립(austenite grain)의 입성장(grain growth)을 억제하여, 전봉부의 조직의 미세화에 기여한다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는 0.010％ 이상의 Nb의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.100％를 초과하여 다량으로 Nb를 함유하면, Nb 탄질화물의 석출량이 증대하여, 강판의 인성, 강관의 모재의 인성 및, 강관의 전봉부의 인성이 저하된다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.010∼0.100％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.030∼0.070％이다.
상기한 성분이 기본 성분이지만, 필요에 따라서, 상기한 기본 성분에 더하여 추가로, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％, Ca: 0.0005∼0.0050％를 함유할 수 있다.
P: 0.030％ 이하
P는, 입계(grain boundary)에 편석되는 경향이 강하고, 그 때문에 인성을 저하시킨다. 그래서, P 함유량을 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 P 함유량을 0.030％까지는 허용할 수 있다. 이러한 점에서, P 함유량은 0.030％ 이하로 한정했다. 또한, P 함유량의 과잉한 저감은 정련 시간(refining time)의 장시간화를 초래하여, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, P 함유량을 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.0050％ 이하
S는, 강 중에서는 MnS를 형성하고, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, S 함유량은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 S 함유량을 0.0050％까지는 허용할 수 있다. 이러한 점에서, S 함유량은 0.0050％ 이하로 한정했다. 또한, S 함유량의 과잉한 저감은 정련 시간의 장시간화를 초래하고, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, S 함유량을 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.001∼0.025％
Ti는, N과 결합하여 TiN을 형성하여, N의 악영향을 방지하는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 Ti의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.025％를 초과하는 다량의 Ti의 함유는, 결정립의 벽개면(cleavage plane)을 따라 석출하는 Ti 탄질화물량이 증가하여, 강판의 인성, 강관의 모재의 인성 및, 강관의 전봉부의 인성을 저하시킨다. 이러한 점에서, Ti 함유량은 0.001∼0.025％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.005∼0.015％이다.
Al: 0.01∼0.08％
Al은, 탈산제로서 작용하는 원소로서, 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.01％ 이상의 Al의 함유를 필요로 한다. 한편, Al 함유량이 0.08％를 초과하면, Al 산화물의 생성이 현저해지고, 특히 전봉부에서 Al 산화물이 잔존하기 쉬워, 전봉부의 인성이 저하된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.01∼0.08％의 범위로 한정했다.
Ca: 0.0005∼0.0050％
Ca는, MnS 등의 황화물의 형태 제어(morphology control)에 유효하게 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상의 Ca의 함유를 필요로 한다. 한편, 0.0050％를 초과하여 Ca를 함유해도, 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없게 되어 경제적으로 불리해짐과 함께, Ca 산화물량이 많아지고, 특히 전봉부 인성이 저하된다. 이 때문에, Ca 함유량은 0.0005∼0.0050％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.0010∼0.0035％이다.
필요에 따라서, 상기한 성분에 더하여 추가로, 선택 원소로서, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유할 수 있다.
Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상
Cu, Ni, Cr, Mo, V는 모두, 퀀칭성을 향상시키는 작용을 갖는 원소로서, 필요에 따라서 선택하여 1종 또는 2종 이상 함유할 수 있다.
Cu는, 퀀칭성 향상을 통하여, 강도를 증가시키고, 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Cu를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 Cu를 함유해도, 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없게 되어, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, Cu를 함유하는 경우에는, Cu 함유량은 0.50％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
Ni는, Cu와 동일하게, 퀀칭성 향상을 통하여, 강도를 증가시키고, 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Ni를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 Ni를 함유하면, 주편(슬래브(slab)) 가열시에 결정립의 입계의 산화가 격렬해져, 표면 결함(surface defect)의 발생을 조장한다. 이 때문에, Ni를 함유하는 경우에는, Ni 함유량은 0.50％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
Cr은, Cu, Ni와 동일하게, 퀀칭성 향상을 통하여, 강도를 증가시키고, 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Cr을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 Cr을 함유하면, 전봉부에서 Cr 산화물을 형성하여 전봉부의 인성을 현저하게 저하시킨다. 이 때문에, Cr을 함유하는 경우에는, Cr 함유량은 0.50％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.
Mo는, Cu, Ni, Cr과 동일하게, 퀀칭성 향상을 통하여, 강도 및, 인성을 현저하게 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Mo를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.50％를 초과하여 Mo를 함유하면, 전봉부 열처리시에 전봉부에 경질 제2상이 생성되기 쉬워져, 전봉부의 인성이 저하된다. 이 때문에, Mo를 함유하는 경우에는, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.25％ 이하이다.
V는, 강 중에 고용하여 고용 강화에 의해, 또한 탄화물로서 석출하여 석출 강화(precipitation strengthening)에 의해, 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.005％ 이상의 V를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％를 초과하여 V를 함유해도, 효과가 포화되어, 경제적으로 불리해진다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, V 함유량은 0.10％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005∼0.085％이다.
상기한 성분을 상기한 범위에서, 또한 다음 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50을 만족하도록 조정하여 함유한다.
Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　　‥‥(1)
(여기에서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: 각 원소의 함유량(질량％))
또한, (1)식에 기재되는 원소에서 함유하지 않는 것이 있는 경우에는, 당해 원소의 함유량을 0으로 하여 (1)식으로 정의되는 Ceq를 산출하는 것으로 한다.
Ceq가 0.25％ 미만에서는, 퀀칭성이 저하되고, 펄라이트 조직이 형성되게 된다. 특히, 두께 20㎜ 이상, 전봉부를 관 외면으로부터만 냉각하는 경우에는, 관 내면의 조직이 (페라이트＋펄라이트) 조직이 되어 인성이 저하된다. 또한, 전봉부에 있어서 소망하는 고강도를 확보하는 것이 곤란해진다. 또한, 전봉부에서의 고강도란, 모재부의 인장 강도 TS와 비교하여 5％ 이상의 강도 저하가 없는 경우를 말한다. 한편, 0.50％를 초과하여 Ceq가 커지면, 퀀칭성의 향상이 현저해지고, 관 외면의 조직이 마르텐사이트 조직이 되어, 인성이 저하된다. 이 때문에, Ceq는 0.25∼0.50％의 범위로 한정했다. 또한, 바람직하게는 0.25∼0.45％이다.
상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 불가피적 불순물로서는, O(산소): 0.0030％ 이하, N: 0.0050％ 이하를 허용할 수 있다.
그리고, 소재인 후육 열연 강판은, 상기한 조성을 갖고, 또한 판두께 방향의 각 부위에서 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖는다. 조직을 판두께 방향의 각 부위에서 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직으로 함으로써, 항복 강도: 360㎫ 이상의 고강도와, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 겸비하는 후육 열연 강판이 되어, 얻어지는 전봉 강관도 소망하는 고강도와 고인성을 겸비하는 강관이 된다. 또한, 베이니틱 페라이트상, 베이나이트상 이외의 제2상으로서는, 섬 형상의 미세 마르텐사이트(MA(M-A Constituent)라고도 칭함), 잔류 오스테나이트(residual austenite), 펄라이트, 마르텐사이트(표 3의 P와 M으로부터)의 1종 이상 등을 예시할 수 있다. 이들은 면적률로 합계 5％ 이하이면 함유해도 좋다.
상기한 조성, 조직을 갖는 후육 열연 강판이 바람직한 제조 방법에 대해서, 설명한다.
본 발명에서 소재로서 사용하는 후육 열연 강판은, 상기한 조성을 갖는 강 소재에, 가열 온도: 1100∼1280℃의 범위의 온도로 가열하는 가열 공정과, 조 압연(rough rolling)과 Ar3 변태점 이상 930℃ 이하의 미재결정 온도역(no-recrystallization temperature range)에서의 누적 압하율(cumulative rolling reduction ratio)이 20％ 이상이 되는 마무리 압연(finishing rolling)으로 이루어지는 열연 공정과, 상기 마무리 압연 종료 후, 바로, 판두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 코일 형상으로 권취하는 냉각 공정을 행하여 제조되는 것이 바람직하다.
강 소재의 제조 방법에 대해서는, 상기한 조성을 갖는 강 소재이면, 그 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 상기한 조성을 갖는 용강을 전로 등에 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법(continuous casting process) 등 상용의 주조 방법에 의해, 소정 치수 형상의 슬래브 등의 주편으로 주조되는 것이, 생산성의 관점에서 바람직하다.
얻어진 강 소재는, 가열 온도: 1100∼1280℃의 범위의 온도로 가열하는 가열 공정이 행해진다.
가열 온도: 1100∼1280℃
강 소재의 가열 온도가, 1100℃ 미만에서는, 연속 주조시에 생성한 탄화물 등을 완전하게 고용시킬 수 없어, 소망하는 강판 강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, 1280℃를 초과하여 고온이 되면, 오스테나이트립의 조대화가 현저해져, 소망하는 강판 인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 강 소재의 가열 온도는 1100∼1280℃의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 1150∼1250℃이다. 상기한 가열 온도의 범위는, 가열로(heating furnace)의 로 내 온도 범위로서, 강 소재의 온도는 아니다.
가열된 강 소재는, 이어서, 열연 공정을 행하여 후육 열연 강판으로 여겨진다. 열연 공정은, 조 압연과 마무리 압연으로 이루어진다. 조 압연의 조건은, 특별히 한정할 필요는 없고, 소망하는 형상 치수의 시트 바(sheet bar)를 제조할 수 있는 조건이면 좋다. 마무리 압연은, Ar3 변태점 이상 930℃ 이하의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 20％ 이상이 되는 압연으로 한다.
미재결정 온도역에서의 누적 압하율: 20％ 이상
미재결정 온도역(Ar3 변태점 이상 930℃ 이하)에서의 누적 압하율이 20％ 미만에서는, 베이니틱 페라이트의 생성 사이트가 부족하고, 얻어지는 조직이 조대화하여, 강판 인성이 저하되고, 강관의 모재부의 인성이 저하된다. 한편, 누적 압하율이 80％를 초과해도, 효과가 포화하는 데다가, 압연기로의 부하가 증대한다. 이러한 점에서, 열연 공정의 마무리 압연에 있어서의 미재결정 온도역(Ar3 변태점 이상 930℃ 이하)의 누적 압하율은 20％ 이상, 바람직하게는 80％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
열연 공정을 거친 후육 열연 강판은, 마무리 압연 종료 후, 바로, 바람직하게는 6s 이내에 런 아웃 테이블(run out table) 상에서 냉각 공정이 행해진다. 냉각 공정에서는, 판두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 코일 형상으로 권취하는 공정으로 한다.
판두께 중심 위치에서의 평균 냉각 속도: 10∼100℃/s
평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, Cu, Ni, Cr, Mo 등의 퀀칭성 향상 원소를 함유하고 있어도, 강판 내에 페라이트상이나 펄라이트가 일부 생성되어, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 확보할 수 없게 된다. 한편, 100℃/s를 초과하면, 마르텐사이트상이 생성되어, 소망하는 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 확보할 수 없게 되어, 강도가 지나치게 높아져 인성이 저하된다. 이 때문에, 판두께 중심 위치에서의 평균 냉각 속도를 10∼100℃/s의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 10∼60℃/s이다.
냉각 정지 온도: 650℃ 이하
냉각 정지 온도가, 650℃를 초과하여 높아지면, Nb 탄질화물 등의 석출 입자가 조대화하여, 강도가 저하되고 소망하는 고강도를 확보할 수 없게 되는 데다가, 권취 후의 서랭으로 펄라이트가 생성되어, 강판 인성이 저하되고 강관 모재부 인성이 저하된다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 650℃ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 정지 온도는 300℃ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 냉각 정지 온도가 300℃를 하회하면, 냉각 속도를 상기한 10∼100℃/s의 범위로 조정해도, 마르텐사이트상이 일부 생성되는 경우가 있어, 인성의 저하를 초래한다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 300∼650℃로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 냉각 정지 후, 즉시 코일 형상으로 권취하기 때문에, 권취 온도는, 상기한 온도 범위가 된다.
상기한 바람직한 제조 방법에서 얻어진 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관공정(pipe prodiction process)을 행하여 모재부와 전봉부로 이루어지는 후육 전봉 강관으로 한다. 이에 따라, 모재부가, 항복 강도: 52ksi 이상(360㎫ 이상)의 고강도와, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 겸비하는 고강도 후육 전봉 강관으로 할 수 있다.
조관 공정으로서는, 강판을, 냉간에서 복수의 롤에 의해 대략 원형 단면(approximate circular cross-section)의 오픈관(open pipe)으로 연속 성형하고, 이어서 당해 오픈관이 상대하는 단면을 고주파 유도 가열(high-frequency induction heating) 또는 고주파 저항 가열(high-frequency resistance heating)로 융점 이상으로 가열하여 스퀴즈 롤(squeeze roll)로 압접하는, 전봉 강관의 제조 설비를 이용하는 상용의 조관 공정을 적용하는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는, 이 조관 공정에 한정되지 않는 것은 말할 필요도 없다.
본 발명에서는, 상기한 조성 및, 조직을 갖고, 상기한 고강도와 고인성을 겸비하고, 모재부와 전봉부로 이루어지는 고강도 후육 전봉 강관을 소재로 하여, 당해 전봉부에, 인 라인에서 전봉부에 열처리 공정을 행하고, 고인성의 전봉부를 갖는 후육 전봉 강관으로 한다.
상기한 조성 범위의 열연 강판을 전봉 용접하면, 전봉부는, 전봉 용접시에 급속 가열되고 급속 냉각되어, 인성이 뒤떨어지는 상부 베이나이트상(upper bainite phase)을 주체로 하는 조직이 된다. 이 때문에, 인성이 풍부한 전봉부로 하기 위해, 인성이 뒤떨어지는 상부 베이나이트상을 소실시켜, 인성이 풍부한 베이니틱 페라이트상 또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직으로 할 필요가 있다. 그래서, 본 발명에서는 전봉부에 전봉부의 열처리 공정을 행한다. 전봉부의 열처리 공정은, 전봉부의 가열 처리와 전봉부의 냉각 처리로 이루어진다.
전봉부의 가열 처리는, 전봉부의 두께 방향의 각 위치의 온도가 830∼1150℃의 범위의 온도가 되도록 가열하는 처리로 한다. 또한, 고주파 유도 가열은, 관 외면측의 전봉부에 대응하는 위치에, 유도 가열 코일(induction heating coil)을 복수대 설치하여 행하는 것이 바람직하다. 또한, 전봉부를 소망하는 가열 온도까지, 반송 속도에 따라서 소정의 거리 내에서 가열 가능해지도록, 가열 코일의 구조 및, 설치 대수를 조정하는 것은 말할 필요도 없다.
전봉부의 가열 온도: 830∼1150℃
전봉부의 두께 방향의 각 위치의 온도가, 830℃ 미만에서는, 상부 베이나이트상을 소실시킬 수 없어, 전봉부가 소망하는 고인성을 유지할 수 없다. 한편, 전봉부의 가열 온도를 1150℃를 초과하여 고온으로 하면, 오스테나이트립이 조대화되고, 퀀칭성이 증가하여 마르텐사이트상을 형성하기 쉬워지고, 전봉부의 인성이 저하된다. 이 때문에, 전봉부의 가열 공정의 가열 온도는 830∼1150℃의 범위로 한정했다. 전봉부의 가열 처리를, 관 외면측에 설치한 가열 코일로 행하는 경우에는, 전봉부의 관 외면이 가장 높은 온도에, 관 내면측이 가장 낮은 온도가 되는 온도 분포를 나타내기 때문에, 관 외면과 관 내면이 함께 상기한 온도 범위가 되도록, 투입 전력(supplied power) 등을 조정할 필요가 있다.
가열된 전봉부는 이어서, 전봉부의 냉각 처리가 행해진다. 전봉부의 냉각 처리는, 전봉부의 두께 방향의 각 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼70℃/s의 범위가 되도록 550℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 처리로 한다. 또한, 전봉부의 냉각 처리는 도 3에 나타내는 바와 같이, 관 외면측에 수냉 장치를 배치하고, 냉각수를 이용하여 냉각하는 것이 바람직하다.
전봉부의 평균 냉각 속도: 10∼70℃/s
또한, 전봉부의 냉각 처리는, 전봉부의 두께 방향의 각 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼70℃/s의 범위가 되도록 550℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 처리로 한다. 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 페라이트＋펄라이트 조직이 형성되어, 전봉부의 강도가 모재부보다 저하되어 전봉부의 파단을 초래할 우려가 있다. 한편, 70℃/s를 초과하여 냉각 속도가 커지면, 마르텐사이트상이 생성되어, 전봉부의 경도(강도)가 과도하게 상승하여 인성이 저하된다. 이 때문에, 전봉부의 냉각 처리에서는, 평균 냉각 속도를 10∼70℃/s의 범위로 한정했다. 또한, 전봉부의 냉각 처리는, 냉각수를 이용하여 냉각하는 처리로 하는 것이 바람직하다. 관 외면으로부터 냉각수에 의해 편측 냉각하는 경우에는, 관 외면이 70℃/s 이하, 관 내면이 10℃/s 이상이 되도록 조정한다.
관 외면측으로부터 냉각수에 의해 편측 냉각하는 경우에는, 수냉 장치(냉각 노즐)는, 냉각수의 수량 밀도가 1.2∼5.0㎥/㎡·min가 되는 바와 같은 장치로 하는 것이 바람직하다. 냉각수의 수량 밀도가 1.2㎥/㎡·min 미만에서는, 소망하는 냉각 속도를 확보할 수 없다. 한편, 냉각수의 수량 밀도가 5.0㎥/㎡·min를 초과하여 많아지면, 냉각능(cooling power)이 지나치게 커져, 냉각면(cooling surface)과 냉각 이면과의 온도차가 지나치게 커져, 위로 휘어짐 등의 트러블 발생이 우려되어, 제조상 문제를 남기게 된다.
또한, 수냉 장치(냉각 노즐)는, 그 냉각폭을 전봉부 중심을 중심 위치로 하여 원주 방향으로 ±50㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그렇다고 하는 것은, 전봉부의 가열 영역만의 냉각으로는 불충분하고, 냉각폭을 전봉부 중심을 중심 위치로 하여 원주 방향으로 ±50㎜ 이상으로 함으로써, 전봉부의 가열 영역의 주변 영역까지 냉각수로 냉각할 수 있어, 관 원주 방향으로부터의 발열이 촉진되어, 후육의 경우에서도 냉각수를 가하는 측(냉각면)의 반대측(이면)의 냉각 속도를 증가시킬 수 있다. 그 때문에, 냉각폭을 원주 방향으로 ±50㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 후육의 경우에서도 소망하는 냉각 속도를 확보할 수 있게 된다. 또한, 수냉 장치(냉각 노즐)의 형상은, 소정의 냉각폭을 확보할 수 있으면, 특별히 한정되지 않는다.
상기한 제조 방법으로 얻어지는 후육 전봉 강관의 전봉부는, 두께 방향의 각 위치에서, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지고, 또한 두께 방향에서 가장 조립인 위치의 평균 결정 입경(최조립 위치의 평균 결정 입경)과 두께 방향으로 가장 세립인 위치의 평균 결정 입경(최세립 위치의 평균 결정 입경)과의 비, (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)이 2.0 이하가 되는 조직을 갖는다. (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)이 2.0을 초과하면, 조립 위치가 균열의 기점이 되어, 취성 파괴가 발생하고, 소망하는 고인성을 확보할 수 없다. 이 때문에, (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)을, 2.0 이하로 한정했다. 또한, 바람직하게는 1.5 이하이다. 또한, 최세립 위치의 평균 결정 입경은, 10㎛ 이하로 하는 것이, 인성 확보의 관점에서 바람직하다. 보다 바람직하게는 8.0㎛이다. 또한, 하기의 방법으로 각 위치에 있어서의 평균 결정 입경을 구하여, 가장 작은 평균 결정 입경을 최세립 위치의 평균 결정 입경, 가장 큰 평균 결정 입경을 최조립 위치의 평균 결정 입경으로 한다.
또한, 두께 방향의 각 위치(1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, 7/8t)에서, EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)법에 의해 각 결정립의 방위를 결정하고, 인접하는 결정립과의 방위차(Rotation Angle)가 15° 이상인 결정립계를 구하여, JIS G 0551의 규정의 방법으로 평균 결정 입경 d를 구한다. 또한, t는 두께 방향에 있어서의 두께를 의미한다.
이에 따라, 전봉부는, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 전봉부가 된다.
이하, 추가로 실시예에 기초하여, 본 발명에 대해서 설명한다.
실시예
(A) 후육 열연 강판의 제조
표 1에 나타내는 조성의 용강을, 전로로 용제하고, 연속 주조법으로 두께: 210㎜의 슬래브(강 소재)로 했다. 얻어진 강 소재를, 표 2에 나타내는 가열 온도로 가열하는 가열 공정과 조 압연과 표 2에 나타내는 조건의 마무리 압연을 행하여 열연 강판으로 하는 열연 공정을 행하고, 마무리 압연 종료 후, 표 2에 나타내는 평균 냉각 속도로 표 2에 나타내는 냉각 정지 온도까지 냉각하여, 당해 냉각 정지 온도를 권취 온도로 하여 코일 형상으로 권취하는 냉각 공정을 행했다. 얻어진 열연 강판으로부터 시험편을 채취하여, 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험을 실시했다. 시험 방법은 다음과 같다.
(1) 조직 관찰
얻어진 열연 강판으로부터 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향 단면(L 단면)을 연마하여, 나이탈 부식(nital etching)하고, 주사형 전자 현미경(scanning electron microscope)(배율: 2000배)으로 두께 1/2 위치에서 조직을 관찰하고, 각 2시야에서 조직을 촬영했다. 얻어진 조직 사진으로부터, 조직의 종류를 동정(identify)하고, 추가로 화상 해석(image analysis)에 의해 각 상의 면적률(분율)을 산출했다.
(2) 인장 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향과 직각 방향(C 방향)이 인장 방향이 되도록, ASTM A370의 규정에 준거하여 인장 시험(tensile test)을 실시하고, 인장 특성(tensile property)(항복 강도(yield strength) YS, 인장 강도(tension strength) TS, 신장(elongation) El)을 측정했다.
(3) 충격 시험
얻어진 열연 강판으로부터, 압연 방향과 직각 방향(C 방향)이 시험편 길이 방향이 되도록, 판두께의 1/2위치로부터 V 노치 시험편(V-notched test bar)을 채취하고, ASTM A370의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하여, 파면 전이 온도 vTrs(℃)를 구했다.
얻어진 결과를 표 3에 나타낸다.
(표 1)
Figure 112016010585404-pct00001
(표 2)
Figure 112016010585404-pct00002
(표 3)
Figure 112016010585404-pct00003
본 발명의 적합 범위 내에서 제조된 열연 강판은 모두, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도 YS: 360㎫ 이상의 고강도와, 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 －45℃ 이하인 고인성을 갖는 후육 열연 강판으로 되어 있다.
(B) 후육 전봉 강관의 제조
(A)에서 제조된 후육 열연 강판의 일부를 소재로 하여, 냉간에서 복수의 롤에 의해 대략 원형 단면의 오픈관으로 연속 성형하고, 이어서 당해 오픈관이 상대하는 단면을 고주파 유도 가열 또는 고주파 저항 가열로 융점 이상으로 가열하여 스퀴즈 롤로 압접하는, 전봉 강관 제조 설비를 이용하는 상용의 조관 공정을 적용하여, 표 4에 나타내는 치수의 후육 전봉 강관으로 했다.
얻어진 후육 전봉 강관의 전봉부에, 전봉 강관 제조 설비의 출측의 인 라인에, 전봉부 열처리용으로서 관 외면측에, 복수대의 유도 가열 장치를 배치한 유도 가열 수단과, 당해 유도 가열 수단의 출측에 복수대의 수냉 장치(냉각 노즐)를 배치한 냉각 수단(수냉부)에 의해, 표 4에 나타내는 가열 처리와 냉각 처리로 이루어지는 전봉부 열처리를 행했다.
얻어진 후육 전봉 강관의 모재부, 전봉부로부터 시험편을 채취하고, 조직 관찰, 인장 시험, 충격 시험, CTOD 시험을 실시했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.
(B1) 조직 관찰
얻어진 전봉 강관의 모재부, 전봉부로부터 조직 관찰용의 시험편을 채취하고, 관 길이 방향 단면(L 단면)을 연마하고, 나이탈 부식하고, 주사형 전자 현미경(배율: 2000배)으로 두께 방향 각 위치(1/8t, 1/4t, 1/2t, 3/4t, 7/8t)에서 조직을 관찰하고, 각 2시야에서 조직을 촬영했다.
얻어진 조직 사진으로부터, 조직의 종류를 동정하고, 또한 화상 해석에 의해 각 상의 면적률을 산출했다. 또한, 전봉부에 대해서는, EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)법에 의해 각 결정립의 방위를 결정하고, 인접하는 결정립과의 방위차(Rotation Angle)가 15° 이상인 결정립계를 구하여, 절단법(method of section)으로, 인접하는 이 결정립계의 사이의 평균 거리를 측정하고, 두께 방향의 각 위치에서의 평균 결정 입경으로 했다. 얻어진 두께 방향의 각 위치에서의 평균 결정 입경으로부터, 가장 조립인 위치와 가장 세립인 위치를 결정하고, 그들 위치의 평균 결정 입경의 비, (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)을 산출했다.
(B2) 인장 시험
얻어진 전봉 강관의 90℃ 위치(전봉부를 12시의 위치로 했을 때의 3시의 위치)로부터, 원주 방향이 인장 방향이 되도록, ASTM　A370에 준거하여 인장 시험을 실시하고, 모재부의 인장 특성(항복 강도 YS, 인장 강도 TS, 신장 El)을 측정했다. 또한, 얻어진 전봉 강관의 전봉부로부터, 동일하게 인장 시험편을 채취하고, 전봉부의 인장 특성(인장 강도 TS)을 구했다.
(B3) 충격 시험
얻어진 전봉 강관으로부터, 원주 방향이 시험편 길이 방향이 되도록, 두께 1/2위치로부터 V 노치 시험편을 채취하고, ASTM　A370의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하여, 파면 전이 온도 vTrs(℃)를 구했다.
(B4) CTOD 시험
얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉부로부터, 원주 방향이 시험편 길이 방향이 되도록, CTOD 시험편을 채취했다. 얻어진 시험편을 이용하여, BS 7448의 규정에 준거하여 시험 온도: －25℃에서 CTOD 시험을 실시하여, 한계 개구 변위 δ를 구했다. 또한, 모재부, 전봉부 모두 개구 변위 δ의 산출에 있어서 필요해지는 －25℃에서의 항복 응력 σY는, 다음식 (2)를 이용하여 산출한 값을 사용했다.
σY＝σ0exp((481.4－66.5lnσ0)(1/(T＋273)-1/273))‥‥(2)
여기에서,σ0: 상온에서의 항복 응력(㎫)
T: 시험 온도(℃)
얻어진 결과를 표 5(표 5-1, 표 5-2를 아울러 표 5로 함)에 나타낸다.
(표 4)
Figure 112016010585404-pct00004
(표 5-1)
Figure 112016010585404-pct00005
(표 5-2)
Figure 112016010585404-pct00006
본 발명예는 모두, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도 YS: 360㎫ 이상의 고강도와, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 모재부와, 두께 방향 각 위치에서 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 이루어지는 조직을 갖고, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 전봉부로 이루어지는 후육 전봉 강관으로 되어 있다. 한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 전봉부의 인성이 저하되어 있다.

Claims (12)

  1. 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관된, 모재부와 전봉부로 이루어지는 후육 전봉 강관으로서,
    상기 모재부가, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.25％, Mn: 0.80∼1.80％, P:0.030％이하, S: 0.0050％이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.015％, Al: 0.01∼0.08％를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50％를 만족하는 조성과, 베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 이루어지는 조직을 갖고,
    상기 모재부가, 항복 강도: 360㎫ 이상의 고강도와, 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 －45℃ 이하인 고인성을 갖고,
    상기 전봉부가, 베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 이루어지고, 또한, 두께 방향의 각 위치에서 가장 조립인 위치에서의 평균 결정 입경과 두께 방향에서 가장 세립인 위치에 있어서의 평균 결정 입경과의 비, (최조립 위치의 평균 결정 입경)/(최세립 위치의 평균 결정 입경)이 2.0 이하가 되는 조직을 갖고,
    상기 전봉부가, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
    기
    Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　　‥‥(1)
    여기에서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: 각 원소의 함유량(질량％)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 조성이, 추가로 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％를 함유하는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 0.5％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 최세립 위치의 평균 결정 입경이, 10㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관.
  5. 후육 전봉 강관을 출발 소재로 하고, 당해 후육 전봉 강관의 전봉부에 인 라인(in-line)에서 전봉부 열처리 공정을 행하는 후육 전봉 강관의 제조 방법으로서,
    출발 소재인 상기 후육 전봉 강관을, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.25％, Mn: 0.80∼1.80％, P:0.030％이하, S: 0.0050％이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.015％, Al: 0.01∼0.08％를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 하기 (1)식으로 정의되는 탄소 당량 Ceq가 0.25∼0.50％를 만족하는 조성과, 두께 방향의 각 위치에서 베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상 중 어느 한쪽 또는 양쪽으로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도: 360㎫ 이상의 고강도와, 두께 방향 각 위치에서 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 －45℃ 이하인 고인성을 갖는 고강도 후육 전봉 강관으로 하고,
    상기 전봉부 열처리 공정을, 상기 전봉부의 두께 방향의 각 위치의 온도가 850∼1150℃의 범위의 온도가 되도록 가열하는 전봉부 가열 처리와, 이어서, 전봉부 두께 방향 각 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼70℃/s의 범위가 되도록 550℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 전봉부 냉각 처리를 행하는 공정으로 하고,
    상기 전봉부가, CTOD 시험에 있어서의 시험 온도 －25℃에서의 한계 개구 변위 δ가 0.80㎜ 이상인 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
    기
    Ceq(％)＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　　‥‥(1)
    여기에서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni: 각 원소의 함유량(질량％)
  6. 제5항에 있어서,
    상기 전봉부 열처리 공정을, 상기 후육 전봉 강관의 외면측에 배치한 유도 가열 장치와 수냉 장치를 이용하여 행하는 처리로 하고,
    상기 전봉부 가열 처리가 관 외 표면 온도에서 1150℃ 이하, 관 내 표면 온도에서 830℃ 이상이 되도록 가열하는 처리이고,
    상기 전봉부 냉각 처리가, 관 외 표면에서, 800∼500℃ 사이의 평균 냉각 속도가 70℃/s 이하가 되고, 관 내 표면에서 750∼650℃ 사이의 평균 냉각 속도가 10℃/s 이상이 되도록 냉각하는 처리인 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
  7. 제6항에 있어서,　
    상기 수냉장치를, 냉각수를 이용하여 냉각하는 장치로 하고, 당해 냉각수의 수량 밀도를 1.2∼5.0㎥/㎡·min으로 하고, 또한 상기 냉각의 폭을 상기 전봉부 중심을 중심 위치로 하여 원주 방향으로 ±50㎜ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
  8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 조성이, 추가로 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％를 함유하는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 조성이, 추가로, 질량％로, Cu: 0.5％ 이하, Ni: 0.5％ 이하, Cr: 0.5％ 이하, Mo: 0.5％ 이하, V: 0.10％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
  10. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 고강도 후육 전봉 강관이, 고강도 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관된 전봉 강관이고,
    상기 고강도 후육 열연 강판이, 상기 조성을 갖는 강 소재에, 가열 온도: 1100∼1280℃의 범위의 온도로 가열하는 가열 공정과, 조 압연과 Ar3 변태점 이상 930℃ 이하의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 20％ 이상이 되는 마무리 압연으로 이루어지는 열연 공정과, 상기 마무리 압연 종료 후, 판두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 코일 형상으로 권취하는 냉각 공정을 행하여 제조된 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 고강도 후육 전봉 강관이, 고강도 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관된 전봉 강관이고,
    상기 고강도 후육 열연 강판이, 상기 조성을 갖는 강 소재에, 가열 온도: 1100∼1280℃의 범위의 온도로 가열하는 가열 공정과, 조 압연과 Ar3변태점 이상 930℃이하의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 20％ 이상이 되는 마무리 압연으로 이루어지는 열연 공정과, 상기 마무리 압연 종료 후, 판두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 코일 형상으로 권취하는 냉각 공정을 행하여 제조된 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
  12. 제9항에 있어서,
    상기 고강도 후육 전봉 강관이, 고강도 후육 열연 강판을 소재로 하여, 조관된 전봉 강관이고,
    상기 고강도 후육 열연 강판이, 상기 조성을 갖는 강 소재에, 가열 온도: 1100∼1280℃의 범위의 온도로 가열하는 가열 공정과, 조 압연과 Ar3변태점 이상 930℃ 이하의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 20％이상이 되는 마무리 압연으로 이루어지는 열연 공정과, 상기 마무리 압연 종료 후, 판두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하고, 코일 형상으로 권취하는 냉각 공정을 행하여 제조된 것을 특징으로 하는 라인 파이프용 후육 전봉 강관의 제조 방법.
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