KR20140075734A

KR20140075734A - 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20140075734A
Application number: KR1020147009915A
Authority: KR
Inventors: 아키히코 다니자와; 요시아키 오타; 노리아키 우치토미; 미츠히로 오카츠; 키미히로 니시무라
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-10-03
Filing date: 2012-10-03
Publication date: 2014-06-19
Also published as: RU2014117665A; CN103874558A; WO2013051249A1; EP2764946A1; US20140227549A1; JP2013078775A; EP2764946A4

Abstract

생산성이 우수하고, 또한 용접 내부 품질을 열화시키는 일 없이, 용접 열영향부 인성(toughness)이 우수한 용접 강관을 공급하는 것을 목적으로 한다.
내면 또는 외면 중 어느 것을 선행하여 용접한 내외면 각 1층의 맞대기 용접부를 갖는 용접 강관에 있어서, 용접 열영향부의 금속 조직 중, 섬 형상 마르텐사이트(MA) 면적 분율이 4％ 이하이고, 평균 구오스테나이트(prior austenite) 입경이 400㎛ 이하이고, 선행 용접 및 후속 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경, 선행 용접 및 후속 용접에 의해 형성된 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭, 선행 용접 및 후속 용접한 용접 비드의 용융선 경사각 등을 고려한 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관이다.

Description

용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관 및 그의 제조 방법{WELDED STEEL PIPE WITH EXCELLENT WELDING HEAT-AFFECTED ZONE TOUGHNESS, AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 두꺼운 강판을 냉간 굽힘(cold bending) 가공에 의해 통 형상으로 성형하고, 맞댐부를 용접함으로써 제조되는 용접 강관(welded steel pipe)에 관한 것으로, 천연 가스(natural gas)나 원유(crude oil)용 라인 파이프(line pipe)용 용접 강관으로서 적합한 용접 열영향부 인성(welded heat affected zone toughness)이 우수한 것에 관한 것이다.

천연 가스나 원유 수송용으로서 사용되는 라인 파이프는, 고압 조업에 의한 수송 효율(transportation efficiency)의 향상을 달성하기 위해, 해마다 고강도, 후육(heavy-walled)화가 진행되고 있다. 또한, 천연 가스를 수송하는 해저 파이프라인(sub sea pipeline) 시스템에서는, 부설 심도(laying depth)가 깊어질수록 부설시의 내좌굴 강도(buckling resistance)를 확보하고, 조업시의 내수압 강도 및 조류에 대한 안전성의 관점에서, 보다 두꺼운 라인 파이프가 요구되고 있다.

한편으로, 해저에 부설하는 라인 파이프를 고압에서 사용한 경우, 조업 정지시에 가스가 단열적으로 감압(adiabatically-depressurization)되고, 그 결과 관체(管體)의 온도가 저하될 가능성이 있다. 따라서, 해저에 부설하는 라인 파이프에는 지금까지의 해수 온도를 기준으로 한 사양 온도보다도 더욱 낮은 온도에서의 인성(靭性) 요구가 이루어지는 경우가 많아지고 있다. 한편으로, 관두께가 증대할수록, 강도 확보에 필요한 합금 원소의 첨가량이 증가하고, 또한 시임(seam)부의 필요 용접 입열량이 증대하기 때문에, 용접 열영향부의 인성을 확보하는 것이 곤란해진다.

이상과 같이, 해저에 부설하는 라인 파이프에 있어서는, 사양 온도에서의 용접 열영향부 인성을 확보하는 것이 매우 어렵다.

이러한 과제에 대하여, 특허문헌 1 및 2에서는, 통상, 내외면 1층씩 맞대기 용접을 내면 1∼2층, 외면 2층 혹은 내면 1층, 외면 3층의 다층 용접(multi-pass welding)을 행함으로써, 각 용접의 용접 입열을 저감하고, 용접 열영향부 인성을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3 및 4에서는, 가용접부(tack-welded portion)를 연삭, 평활화함으로써, 용접을 안정시켜, 용접 열영향부 인성을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 5에서는, 가용접을 남겨 내외면의 용접을 행함으로써, 용접 단면적을 저감하고, 그 결과 용접 입열량을 저감하여, 용접 열영향부 인성을 확보하는 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 6에서는, 용접 열영향부의 화학 성분의 최적화 및 냉각 속도(cooling rate)를 빠르게 하는 것의 조합에 의해, 용접 열영향부 조직을 인성이 높은 조직으로 하고, 인성을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 특허문헌 7 및 8에서는, 통상보다도 가는 지름의 와이어를 이용함으로써, 저(低)입열에서 깊은 용입(deep penetration)을 확보하고, 용접 입열을 저감함으로써 용접 열영향부 인성을 향상시키는 수법이 제안되고 있다.

또한, 특허문헌 9 및 10에서는, 각각 비드폭(bead width), 비드 단면적(bead section area)을 최적으로 제어함으로써, 용접 열영향부 인성을 확보하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 11에서는, 내외면 입열 균형 및 내면 입열의 관두께에 따른 상한을 규정함으로써, 회합부(cross bond) 근방에 생성되는 ICCGHAZ(Inter Critical Coarse Grain Heat Affected Zone: 선행하는 용접에 의해 형성된 용융선 근방의 조대립(coarse grain)으로 이루어지는 용접 열영향부가 후속하는 용접에 의해 Ac₁∼Ac₃ 변태점으로 재가열된 영역)도 포함시킨 용접 열영향부 인성을 개선하는 수법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 12에서는, 내외면 용접에 의해 형성되는 용접 열영향부의 오스테나이트 입경 및 비드 경사각을 규정함으로써, 회합부 근방에 생성하는 ICCGHAZ도 포함시킨 용접 열영향부 인성을 개선하는 수법이 개시되어 있다.

일본공개특허공보 평6-328255호 일본공개특허공보 평10-277744호 일본공개특허공보 평8-57642호 일본공개특허공보 2003-136130호 일본공개특허공보 2001-113374호 일본공개특허공보 2004-99930호 일본공개특허공보 2006-272377호 일본공개특허공보 2007-268564호 일본공개특허공보 2009-214127호 일본공개특허공보 2009-233679호 일본공개특허공보 2009-241128호 일본공개특허공보 2009-202167호

그러나, 특허문헌 1, 2와 같이 맞대기 용접의 적층수를 늘리는 것 및, 특허문헌 3, 4와 같이 가용접부를 연삭하는 것은, 모두 공수(工數)의 증대를 초래하여, 현저한 생산성의 저하가 문제가 된다.

또한, 특허문헌 5와 같이 가용접을 남기고 용접하는 것은, 가용접부에 있어서의 인성 확보나 용접 결함의 저감에 대해서도 주의할 필요가 있다. 또한, 가용접의 용접 속도의 저하나 인성이 높은 가용접 금속을 얻기 위해서는, 용접 재료의 조합의 선정 등을 행할 필요가 있어, 본 기술의 실현성은 곤란하다. 또한, API(American Petroleum Institute) 등의 라인 파이프에 적용되는 규격에서는, 가용접을 남기지 않도록 시임 용접을 행할 필요가 있다고 정하고 있기 때문에, 이들 규격품의 제조에 이들 기술을 적용할 수는 없다.

특허문헌 6에서는 성분 및 용접 입열의 제어에 의해 용접 열영향부를 고(高)인성의 조직으로 하는 것을 목표로 하고 있지만, 후육재로의 적용은, 용접 입열량을 크게 하지 않으면 안 되며, 소망하는 고인성의 용접 열영향부 조직을 얻는 것이 곤란하다.

특허문헌 7 및 8과 같이 지름이 가는 와이어를 이용하여 용접 입열을 저감하는 방법은, 1패스의 용접에 의해 형성되는 CGHAZ(Coarse grain HAZ; 조립 열영향부)에 대해서는 유효하지만, 2패스의 용접에 의해 형성되는 ICCGHAZ에 대해서는, 용접 입열량의 저감만으로는 충분한 인성을 얻을 수 없어, 인성 확보가 어렵다.

특허문헌 9 및 10도 동일하게, 용접 입열량을 저감하는 것을 목표로 하고 있지만, 이것으로는 ICCGHAZ의 인성을 확보하는 것은 어렵다.

특허문헌 11 및 12에서는, 내외면 입열 균형을 제어하는 것 및 비드 경사각을 제어함으로써, CGHAZ뿐만이 아니라 ICCGHAZ의 인성도 확보하는 것을 가능하게 하고 있다. 그러나, ICCGHAZ의 인성의 확보의 방법은, 내외면 용접 입열을 과도하게 저감하는 것에 주안(主眼)을 둔 수법이다. 이러한 용접 시공을 행하는 것은 용접 결함 등의 발생을 조장하여, 좋은 방책이라고는 할 수 없다.

그래서, 본 발명에서는, 전술한 문제를 해결하기 위해, 생산성이 우수하고, 또한 용접 내부 품질을 열화시키는 일 없이, 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관을 공급하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 높은 생산성을 확보하기 위해, 용접관의 길이 방향의 용접을 내외면 각 1층에서 행하는 것으로 했다. 또한, 견고하게 용접된 부분도 포함시킨 가용접부의 절삭 등을 행하지 않고, 당해 용접부에 있어서 우수한 용접 열영향부 인성이 얻어지는 미크로 조직, 용접 용입 형상(weld penetration shape) 및 그것을 달성하기 위한 강재 성분, 용접 조건에 대해서 여러 가지의 검토를 행했다.

또한, 본 발명은, 주로 해저에 부설하는 후육 고강도 라인 파이프를 대상으로 하고 있기 때문에, 용접 열영향부 인성의 평가 수법으로서는, DNV-OS-F101에 규정되는 샤르피 시험의 방법으로 실시하는 것으로 했다.

우선, DNV-OS-F101에서 요구되는 용접 열영향부의 샤르피 시험에서 특히 인성 확보가 어렵다는, 도 1의 내면 FL(Fusion line) 노치, 외면 FL 노치, 회합부 FL 노치에서 시험을 행하고, 파괴 기점(fracture initiation)이 되는 조직의 동정(同定)을 행했다. 그 결과, 내외면 FL 노치에서는, CGHAZ로 불리는 FL 근방의 조립(coarse grain) 조직영역으로부터 파괴가 발생하고 있었다. 더욱 상세하게 파괴 기점부의 조직 관찰을 행하면, 파괴 기점은 화학 성분이 농화한 미크로 편석이 발생하고 있는 부분이며, 섬 형상 마르텐사이트(Martensite Austenite constituent)로 불리는 경질 제2상이 모상(parent phase)인 베이나이트의 래스 간에 다수 생성, 군집하고 있는 것을 알 수 있었다. 또한, 회합부 FL 노치에 대해서도 동일하게 파괴 기점을 조사했다. 파괴 기점은, ICCGHAZ로 불리는 전술한 CGHAZ의 조직이 후속의 용접 열영향에 의해 2상영역까지 재가열된 영역인 것을 알 수 있었다. 또한, 그 미크로 조직을 상세하게 조사하면, 파괴 기점이 된 ICCGHAZ는, CGHAZ의 조직에서 더 나아가 입계(粒界)에도 MA가 다수 생성되어 있고, 외면 FL의 경우와 동일하게, 많은 경우에서 파괴 기점 위치와 미크로 편석(micro segregation) 위치가 일치하고 있었다.

그래서, 우선 이들 HAZ 조직을 개선하여 인성을 확보하기 위한 검토를 실시했다. HAZ 인성 개선을 위해서는, 전술한 조직의 특징으로부터, 용접 열이력을 받은 후의 구오스테나이트 입경(prior austenite grain size)의 미세화 및 MA의 저감이 유효하다. 구오스테나이트 입경의 미세화를 위해서는, Ti의 미량 첨가 및 용접 입열의 저감이 유효하다는 것을 알 수 있었다. 한편으로 MA의 저감을 위해서는, 경질 제2상의 총량을 저감하는 효과가 있는, C의 저감이 유효하고, 경질 제2상(hard second phase)의 MA로 되기 쉬움을 저감하기 위해서는 합금 원소를 저감하는 것이 좋은 것을 알 수 있었다.

또한, 이 합금 원소 중에서, Si, Al, Nb가 특히 그 효과에 크게 기여한다. P는, P 그 자체의 효과로 MA를 저감하는 효과는 경미하지만, P를 저감함으로써 미크로 편석의 생성이 억제되어, 전술한 MA가 군집하는 영역을 줄일 수 있다. 그 결과 용접 열영향부 인성을 개선할 수 있다는 인식도 얻었다.

이상과 같은 인식을 기초로, 각 합금 원소의 MA 생성에 미치는 기능과 영향도를 고려한 후술하는 식 (5)로 정의되는 PMA가 용접 열영향부 인성의 지표가 되는 것을 발견했다. 즉, 이 PMA를 5.0 이하로 함으로써, 용접 열영향부에 생성되는 MA의 생성을 억제하고, 인성을 대폭으로 향상할 수 있는 것을 알 수 있었다. 또한, PMA는, 용접 열영향부에 있어서의 MA의 생성 정도를 파라미터화한 것이며, 용접 열영향부 인성을 향상시키기 위해서는, 낮을수록 좋은 것을 확인하고 있다.

또한, 특허문헌 12에서 나타나 있는 바와 같이, 내외면 FL 노치 샤르피 시험에 대해서는, 내외면 비드 경사각을 넓게 취함으로써, 인성의 개선이 가능하다는 것을 알 수 있었다.

이상의 대책에 의함으로써, 내외면 FL 노치의 인성을 확보할 수 있지만, 회합부 FL에 대해서는, 불충분하다. 그 원인은, ICCGHAZ 그 자체의 인성값에 있다. 전술한 대책을 강구해도 ICCGHAZ의 인성 개선은 적고, 그 결과 회합부 FL의 인성값을 안정적으로 확보할 수 없다.

그래서, 본 발명자들은, 다음으로, 회합부 FL 노치에서 안정적으로 높은 인성값을 얻는 방법을 조사했다. 그 결과, 회합부 FL 노치의 인성값은, 노치 바닥에 차지하는 ICCGHAZ의 길이에 따라 크게 영향을 받는다. ICCGHAZ 길이를 작게 하면 할수록, 낮은 인성값이 발생할 확률이 작아지는 것을 알 수 있었다. 그래서, 다음으로, 회합부 근방에 생성되는 ICCGHAZ 길이를 작게 하기 위한 용접 비드 형상 및 용접 입열에 대해서 검토를 행했다. 그 결과, 내면 용접을 행하고 이어서 외면 용접을 2층으로 용접하는 경우, 내외면의 총 입열을 저감하는 것, 랩(내면 용접부와 외면 용접부가 겹쳐 있는 부분의 관두께 방향의 길이)을 작게 하는 것 및, 내면 용접의 비드폭을 크게 하는 것의 3가지에 의해, ICCGHAZ 길이를 작게 할 수 있는 것을 알 수 있었다. 후술하는 PLBZM; 식 (1) 및 PLBZS; 식 (6)은, 이들 결과에 기초하여 작성한 식이다. 이 식에 의해 계산되는 값을 작게 할수록, ICCGHAZ 길이를 작게 할 수 있어, 회합부 FL 노치의 인성값을 안정화시킬 수 있는 것을 알 수 있었다.

본 발명은 얻어진 인식을 기초로 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로,

[1] 내면 또는 외면 중 어느 것을 선행하여 용접한 내외면 각 1층의 맞대기 용접부를 갖는 용접 강관에 있어서,

용접 열영향부의 금속 조직 중,

섬 형상 마르텐사이트(MA) 면적 분율이 4％ 이하이고,

평균 구오스테나이트 입경이 400㎛ 이하이고,

하기식 (1)로 계산되는 PLBZM이 1400 이하이고,

또한, 하기식 (2) 및 (3)으로 각각 계산되는 CM₁ 및 CM₂가 13 이하인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관.

PLBZM＝1.62D₁t＋0.84D₂t－39t－89R₁＋81L＋1510　　식 (1)

CM₁＝0.0012(90－(K₁＋15))D₁　　식 (2)

CM₂＝0.0012(90－(K₂＋15))D₂　　식 (3)

여기에서,

D₁(㎛); 선행 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경,

D₂(㎛); 후속 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경,

R₁(㎜); 선행 용접에 의해 형성된 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭,

L(㎜); 내외면 용접의 랩,

t(㎜); 관두께,

K₁(°); 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각,

K₂(°); 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이다.

[2] 용접 강관의 화학 성분이, 질량％로,

C: 0.03∼0.08％

Si: 0.01∼0.20％

Mn: 1.0∼2.2％

P: 0.015％ 이하

Al: 0.001∼0.05％

Nb: 0.005∼0.050％

Ti: 0.005∼0.030％

N: 0.0020∼0.0080％

를 함유하고, 추가로,

Cu: 0.10∼0.50％

Ni: 0.10∼1.00％

Cr: 0.10∼0.40％

Mo: 0.10∼0.30％

V: 0.005∼0.030％

B: 0.0005∼0.0030％

중에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,

하기식 (4)로 나타나는 Ceq가 0.30≤Ceq≤0.50이고,

하기식 (5)로 나타나는 PMA가 5.0 이하인

것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관.

Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5　　식 (4)

PMA＝100000(C－0.0218)(0.2Si＋0.5Al)(2(C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B)＋2.5Nb)(10/(50P＋2.5))^-2　　식 (5)

여기에서, 각 식의 우변의 원소 기호는 각각의 함유량(질량％)을 나타낸다.

[3] 추가로, 질량％로,

Ca: 0.0005∼0.0100％

Mg: 0.0005∼0.0100％

REM: 0.0005∼0.0200％

Zr: 0.0005∼0.0300％

중에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [2]에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관.

[4] 내면 또는 외면 중 어느 것을 선행하여 내외면 각 1층을 다전극 서브머지 아크(submerged arc) 용접법에 의해 용접하는 용접 강관의 제조 방법으로서,

하기식 (6)으로 나타나는 PLBZS가 1400 이하가 되고,

하기식 (7) 및 (8)로부터 계산되는 CS₁ 및 CS₂가 16 이하가 되는 것을 특징으로 하는 [2] 및 [3] 중 어느 하나에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.

PLBZS＝135HI₁＋70HI₂－39t－89R₁＋81L＋1510 　식 (6)

CS₁＝(90－(K₁＋15))HI₁/t 식 (7)

CS₂＝(90－(K₂＋15))HI₂/t 　식 (8)

여기에서,

HI₁(kJ/㎜); 선행 용접의 용접 입열량,

HI₂(kJ/㎜); 후속 용접의 용접 입열량,

R₁(㎜); 선행 용접의 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭, L(㎜); 내외면 용접 비드의 랩,

t(㎜); 관두께,

K₁(°); 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각,

K₂(°); 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이다.

[5] 상기 후속 용접의 다전극 서브머지 아크 용접에 있어서, 적어도 제1 전극에는, 직경 3.5㎜ 이하의 용접 와이어를 이용하는 것을 특징으로 하는 [4]에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.

[6] 상기 후속 용접을 행하는 측의 개선(groove) 형상이, 표면측 개선 각도 90° 이상, 관두께 중앙측 개선 각도 60° 이하의 2단계의 개선 형상인 것을 특징으로 하는 [4] 또는 [5]에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.

[7] 상기 후속 용접을 행하는 측의 표면측 개선 깊이가 관두께의 1/3 이상인 것을 특징으로 하는 [6]에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 용접 열영향부 인성이 우수한 라인 파이프용 용접 강관을 저비용으로 또한 생산성 좋게 제조하는 것이 가능해져 산업상 매우 유효하다.

도 1은 V 노치 샤르피 시험편의 채취 위치를 나타내는 도면이다.
도 2는 랩의 측정 방법을 나타내는 도면이다.
도 3은 내외면 FL각의 측정 방법을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명을 실시하기 위한 형태를 이하 구체적으로 설명한다.

본 발명의 (1)에 따른 용접 강관의 소재 강판은, 특별히 규정하지 않지만, X70이나 X80과 같은 고강도 라인 파이프로 하는 경우, 제어 압연(controlled rolling)에 더하여, 가속 냉각이나 직접 퀀칭-템퍼링을 적용함으로써 강도 및 인성을 확보하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는, 용접 강관의 용접부의 형상, 용접 열영향부의 미크로 조직을 규정한다. 이하에 그 한정 이유를 설명한다.

PLBZM(식 (1)), PLBZS(식 (6)): 1400 이하

PLBZM 및 PLBZS는 모두 회합부 근방에 생성하는 ICCGHAZ의 길이의 지표이며, 이 값이 작을수록 ICCGHAZ 길이가 작아져 회합부 FL 인성이 향상된다. 한편으로 PLBZM 및 PLBZS를 과도하게 작게 하는 것은 용접 입열의 과도한 저감이나 랩의 저감 등으로 이어져, 용접 결함의 발생을 조장하게 된다.

PLBZM은, 하기식 (1)로 정의된다.

PLBZM＝1.62D₁t+0.84D₂t－39t－89R₁＋81L＋1510　 식 (1)

여기에서,

D₁(㎛)은, 선행 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경, D₂(㎛)는, 후속 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경이다. D₁ 및 D₂는, 이하의 방법으로 측정할 수 있다. 이들 식에 이용되는 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경은, 용접부 단면에 있어서 용융선에 접하고 있는 10개 이상의 구오스테나이트립으로부터 계산되는 평균 원 상당 지름(average equivalent circle diameter)을 나타내고 있다. 측정 방법은, 시임 용접부로부터 용접 길이 방향으로 관찰하는 미크로 관찰용 샘플을 채취한다. 관찰면을 연마 후, 나이탈이나 피크린산과 같은 철강 재료의 구오스테나이트립을 현출(現出)할 수 있는 에칭법으로 에칭한다. 광학 현미경으로 사진을 촬영하고, 그 사진의 각 구오스테나이트립의 면적을 측정하여, 원 상당 지름을 구한다. 본 측정 방법은, 어느 단면에서의 구오스테나이트 입경을 구하게 되어, 본 발명에서 대상으로 하는 바와 같은 50∼500㎛ 정도의 입경의 경우, 실제의 입경과의 오차는 근소하다. 구오스테나이트립이 미세할수록 그 내부의 조직도 미세화하여, 인성이 향상되는 것은 잘 알려져 있다.

R₁(㎜)은, 선행하여 용접한 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭이다. 측정은, 전술한 미크로 샘플을 이용한다. 본래는, 비드 선단을 원으로 가정하여 그 직경을 구하는 쪽이, 보다 올바른 값이 얻어진다. 그러나, 그 방법에서는, 측정자에 의해 오차가 커지거나, 특별한 화상 처리 PC 소프트를 이용할 필요가 있기도 한다. 그 때문에, 간편하게 측정할 수 있는 방법으로서, 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭을 측정했다.

L(㎜)은, 내외면 용접의 랩(lap)이다. 랩과는 내면 용접부와 외면 용접부가 겹쳐 있는 부분의 관두께 방향의 길이이다. 측정 방법은, 도 2에 나타내는 바와 같이, 전술한 미크로 샘플을 이용하여 외면 용접 비드의 바닥과 내면 용접 비드의 바닥과의 관두께 방향의 거리를 측정한다. 이때, 내면 용접 비드의 바닥은 외면 용접 비드에 의해 녹아 위치를 특정할 수 없기 때문에, 내면 용접 비드가 외면 용접 비드에 의해 녹아 있는 좌우 양 점(루트부라고 함)을 저변으로 한 각도 30°의 직각 삼각형을 그리고, 그 60°의 각을 구성하는 점과 외면 용접 비드의 바닥의 부분의 관두께 방향의 거리를 랩으로 한다. 내외면 용접의 랩이 작아질수록, 회합부 근방에 생성되는 ICCGHAZ의 면적이 작아져 인성이 향상된다. t(㎜)는, 관두께이다. 측정은 관 제조 후에 두께계(thickness gauge)로 행한다.

PLBZS는 하기식으로 정의된다.

PLBZS＝135HI₁＋70HI₂－39t－89R₁＋81L＋1510　식 (6)

여기에서, HI₁(kJ/㎜)은, 선행 용접의 용접 입열량, HI₂(kJ/㎜)는, 후속 용접의 용접 입열량이다.

R₁(㎜)은, 선행하여 용접한 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭, L(㎜); 내외면 용접 비드의 랩이다.

또한, PLBZ의 도출에 이용하는 형상 파라미터는 모두 시임 용접부를 용접선방향 수직으로 절단한 면의 조직을 나이탈 등으로 현출시킨 샘플로부터 측정했다. 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경은, 용접부 단면에 있어서 용융선에 접하고 있는 10개 이상의 구오스테나이트립으로부터 계산되는 평균 원 상당 지름을 나타낸다.

PLBZM 및 PLBZS가 1400 이하이면, 용접 결함의 발생을 방지하면서, 회합부 FL 인성을 확보할 수 있기 때문에, 상한을 1400으로 한다. 보다 바람직하게는 1300 이하이다.

CM₁, CM₂: 13 이하, CS₁, CS₂: 16 이하

CM₁(식 (2)), CM₂(식 (3)) 및 CS₁(식 (7)), CS₂(식 (8))는 모두 내외면 FL 인성의 지표이다. 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경 혹은 용접 입열과 용융선의 각도를 내릴수록, 이들의 파라미터는 작아져, 내외면 FL 인성이 향상된다.

CM₁＝0.0012(90－(K₁＋15))D₁　 식 (2)

CM₂＝0.0012(90－(K₂＋15))D₂ 식 (3)

여기에서,

K₁(°)은, 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이며, K₂(°)는, 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이며, 도 3과 같이, 용융선 경사각은 관두께 방향을 0°로 했을 때의 내외면하 6㎜의 위치에서의 용융선의 각도이다. 6㎜의 위치로 한 것은 DNV-OS-F101에서 평가하는 내외면 샤르피 시험의 시험편 두께 중앙이 되는 것과, 본 발명에서 대상으로 하는 용접 강관의 경우, 내외면 각 비드각의 평균값과 거의 동등한 값이 얻어지기 때문이다.

CS₁＝(90－(K₁＋15))HI₁/t　　식 (7)

CS₂＝(90－(K₂＋15))HI₂/t　　식 (8)

여기에서,

HI₁(kJ/㎜); 선행 용접의 용접 입열량,

HI₂(kJ/㎜); 후속 용접의 용접 입열량,

R₁(㎜); 선행 용접의 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭,　L(㎜); 내외면 용접 비드의 랩,　t(㎜); 관두께,　K₁(°); 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각,　K₂(°); 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이다.

CM₁, CM₂를 13 이하 및 CS₁, CS₂를 16 이하로 함으로써, 내외면 FL 인성이 매우 향상되기 때문에, 상한을 각각 13 및 16으로 한다. 보다 바람직하게는 CM₁ 및 CM₂는 12 그리고 CS₁ 및 CS₂는 15 이하이다.

용접 열영향부의 MA 면적 분율: 4％ 이하

MA 분율은 용접 열영향부 인성에 큰 영향을 미쳐, MA 면적 분율을 줄일수록 용접 열영향부 인성은 향상된다. 한편으로, MA 면적 분율을 저감하기 위해서는, 강재 첨가 원소를 저감할 필요가 있고, 모재 강도의 확보가 곤란해지기 때문에, 4％까지는 허용한다. 보다 바람직하게는, 3％ 이하이다.

용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경: 400㎛ 이하

평균 구오스테나이트 입경(구γ 입경)은 용접 열영향부 인성에 큰 영향을 미쳐, 평균 구γ 입경을 작게 할수록 용접 열영향부 인성은 향상된다. γ 입경이 400㎛를 초과하면 MA 분율이나 용접부 형상 등의 다른 인자를 제어해도 소망하는 인성을 얻을 수 없기 때문에, 상한을 400㎛로 한다. 보다 바람직하게는 250㎛ 이하이다. 또한, 여기에서 말하는 평균 구오스테나이트 입경이란, 용접부 단면에 있어서 용융선에 접하고 있는 10개 이상의 구오스테나이트립으로부터 계산되는 평균 원 상당 지름을 나타낸다.

또한, 본 발명의 (2)에서는, 강재의 화학 성분을 규정한다. 이하에 그 한정 이유를 설명한다.

C: 0.03∼0.08％

C는 저온 변태 조직에 있어서는, 과포화에 고용함으로써 강도 상승에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.03％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.08％를 초과하여 첨가하면 용접 열영향부에 생성되는 제2상 분율이 상승하고, 또한 그 일부가 MA가 됨으로써 인성을 현저하게 열화시키기 때문에, 상한을 0.08％로 한다.

Si: 0.01∼0.20％

Si는 탈산재로서 작용하며, 또한 고용 강화에 의해 강재의 강도를 증가시키는 원소이다. 용접 열영향부의 조직이 상부 베이나이트일 때는, 시멘타이트의 생성을 지연하는 효과에 의해, 섬 형상 마르텐사이트(MA)의 생성을 조장하여, 용접 열영향부 인성을 현저하게 열화시킨다. Si는 제강 공정에서 불가피적으로 포함되는 원소이기 때문에, 하한을 0.01％로 한다. 한편으로, 0.20％를 초과하면 용접 열영향부에 MA가 다수 생성되어, 인성이 현저하게 열화하기 때문에, 상한을 0.20％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.01∼0.12％이다. 또한, 저온에서의 인성의 확보가 필요한 경우는, 0.01∼0.06％의 범위까지 저감하는 것이 보다 바람직하다.

Mn: 1.0∼2.2％

Mn은 담근질경화능(hardenability) 향상 원소로서 작용하며, 1.0％ 이상의 첨가에 의해 그 효과가 얻어진다. 연속 주조 프로세스를 적용한 경우, 중심 편석부의 농도 상승이 현저하고, 2.2％를 초과하는 첨가를 행하면 편석부의 인성이 열화하기 때문에, 상한을 2.2％로 한다.

P: 0.015％ 이하

P는 고용 강화에 의해 강도를 증가시키는 원소이다. 그러나, 모재 및 용접 열영향부의 인성이나 용접성을 열화시키기 때문에, 일반적으로 그 함유량을 저감하는 것이 요망된다. 본 발명에서는, P를 저감함으로써 미크로 편석의 생성을 억제하고, 용접 열영향부에 생성되는 MA를 저감함으로써, 용접 열영향부 인성을 향상시킨다. P 저감의 효과는, 0.015％ 이하로 억제함으로써 발휘되기 때문에, 상한을 0.015％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.010％ 이하이다.

Al: 0.001∼0.05％ 이하

Al은 탈산에 이용되는 원소이며, 어떠한 순서의 제강 방법을 이용해도 0.001％는 불가피적으로 포함된다. 한편으로, 0.05％를 초과하여 첨가하면 강 중의 청정도가 저하되어 모재 인성이 열화할 뿐만 아니라, 시멘타이트의 생성을 억제하는 효과에 의해 MA의 생성을 조장하여, 용접 열영향부 인성을 열화시키기 때문에, 상한을 0.05％로 한다. 보다 바람직하게는 0.001∼0.035％이다.

Nb: 0.005∼0.050％

Nb는, 열간 압연시의 오스테나이트 미재결정 영역을 확대하는 효과가 있고, 특히 900℃까지 미재결정 영역으로 하기 위해서는, 0.005％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편으로, Nb의 첨가량을 증대시키면, 특히 용접 열영향부에 섬 형상 마르텐사이트를 생성하여, 추가로 다층 용접시의 재열(reheat) 용접 열영향부에서는 석출 취화를 일으켜 인성이 현저하게 열화하기 때문에, 상한을 0.050％로 한다. 또한, Nb의 첨가량은, 용접 열영향부 인성의 관점에서는 낮을수록 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005∼0.025％이다.

Ti: 0.005∼0.030％

Ti는 질화물을 형성하여, 강 중의 고용 N량 저감에 유효하다. 석출한 TiN은 피닝 효과로 열간 압연 전의 슬래브 가열시의 모재 및 용접 열영향부, 특히 용접 열영향부의 오스테나이트립의 조대화를 억제하여, 모재 및 용접 열영향부의 인성의 향상에 기여한다. 이 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.030％를 초과하여 첨가하면, 조대화한 TiN이나 탄화물의 석출에 의해 모재 및 용접 열영향부 인성이 열화되기 때문에, 상한을 0.030％로 한다.

N: 0.0020∼0.0080％

N은 통상 강 중에 불가피적 불순물로서 존재한다. 전술한 바와 같이 Ti 첨가를 행함으로써, 오스테나이트 조대화를 억제하는 TiN을 형성하기 위해 규정한다. 필요로 하는 피닝 효과를 얻기 위해서는, 0.0020％ 이상 강 중에 존재하는 것이 필요하다. 그러나, 0.0080％를 초과하는 경우는, 고용 N의 증대에 의한 모재 및 용접 열영향부의 인성 열화가 현저하기 때문에, 상한을 0.0080％로 한다.

Ceq: 0.30∼0.50

하기식 (4)의 Ceq는, 주로 용접 열영향부의 최고 경도를 평가하기 위한 파라미터이며, 동시에 모재 강도를 평가하는 지표로서 이용할 수 있다. Ceq가 0.30 미만이면 모재에서 소망하는 강도를 얻을 수 없기 때문에 하한을 0.30％로 한다. 한편으로, 0.50을 초과하면 용접 열영향부 인성의 확보가 곤란해지기 때문에, 상한을 0.50％로 한다. 보다 바람직하게는, 0.34∼0.45이다.

Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5　 식 (4)

여기에서, 식의 우변의 원소 기호는 각각의 함유량(질량％)을 나타낸다.

PMA: 5.0 이하

PMA는 용접 열영향부에 있어서의 MA의 생성 정도를 파라미터화한 것이며, 용접 열영향부 인성을 향상시키기 위해서는, 낮을수록 바람직하다. 그러나, PMA를 저감하는 것은 동시에 모재 강도도 낮아지는 것이 되기 때문에, 모재 강도-용접 열영향부 인성의 양립의 관점에서 5.0까지는 허용하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 4.5이다.

여기에서, PMA＝100000(C－0.0218)(0.2Si＋0.5Al)(2(C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B)＋2.5Nb)(10/(50P＋2.5))^－2　　식 (5)

본 발명에서는, 추가로 강도 확보 등을 위해 이하의 원소를 선택적으로 1종 이상 첨가해도 좋다.

Cu: 0.10∼0.50％

Cu는, 0.10％ 이상 첨가함으로써 강의 담근질경화능 향상에 기여한다. 한편으로, 과잉하게 첨가하면 모재 및 용접 열영향부의 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우는, 상한을 0.50％로 한다.

Ni: 0.10∼1.00％

Ni는, 0.10％ 이상 첨가함으로써 강의 담근질경화능 향상에 기여한다. 특히 다량으로 첨가해도 다른 원소에 비해 인성 열화가 작아, 강인화(toughening)에는 유효한 원소이다. 그러나, 고가의 원소이며, 1.00％를 초과하여 첨가하면 담근질경화능이 과잉하게 증가하여 용접 열영향부 인성이 열화하기 때문에, 첨가하는 경우는, 상한을 1.00％로 한다.

Cr: 0.10∼0.40％

Cr은, 0.10％ 이상 첨가함으로써 강의 담근질경화능 향상에 기여한다. 한편으로, 과잉하게 첨가하면 모재 및 용접 열영향부의 인성을 열화시키기 때문에, 첨가하는 경우는, 상한을 0.40％로 한다.

Mo: 0.10∼0.30％

Mo는, 0.10％ 이상 첨가함으로써 강의 담근질경화능 향상에 기여한다. 한편으로, Mo의 첨가량을 증대시키면 대(大)입열 용접부의 인성을 열화시키게 된다. 또한, 다층 용접시의 재열 용접 열영향부에서 석출 취화를 일으켜 인성이 열화하게 되기 때문에, 첨가하는 경우는, 상한을 0.30％로 한다. Mo의 첨가량은, 용접 열영향부 인성의 관점에서는 낮을수록 바람직하다.

V: 0.005∼0.030％

V는 0.005％ 이상 첨가함으로써 강의 담근질경화능의 향상에 부여한다. 한편으로, V의 첨가량을 증대시키면 재열을 받은 용접 열영향부에서 석출하여, 석출 취화를 일으키기 때문에, 첨가하는 경우는, 상한을 0.030％ 이하로 한다. 또한, V의 첨가량은 용접 열영향부 인성의 관점에서는 낮을수록 보다 바람직하다.

B: 0.0005∼0.0030％

B는 담근질경화능의 향상에 매우 유효한 원소이며, 0.0005％ 이상의 첨가로 모재 강도의 향상에 부여한다. 한편으로, 0.0030％를 초과하여 첨가하면, 인성의 열화나 용접 저온 균열을 조장하기 때문에 상한을 0.0030％로 한다.

이상이, 성분을 한정하는 경우의 기본 성분이지만, 인성의 향상이나 면적성 개재물(two-dimensional inclusion)의 생성을 억제시키는 경우, Ca, Mg, REM, Zr의 1종 이상을 추가로 선택적으로 첨가할 수 있다.

Ca: 0.0005∼0.0100％

Ca는, 강 중의 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 0.0005％ 이상 첨가함으로써 인성에 유해한 MnS의 생성을 억제한다. 그러나, 0.0100％를 초과하여 첨가하면 CaO-CaS의 클러스터를 형성하여, 인성을 열화시키게 되기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.0100％로 한다.

Mg: 0.0005∼0.0100％

Mg는, 제강 과정에서 강 중에 미세한 산화물로서 생성되고, 특히 용접 열영향부에 있어서 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 피닝 효과를 가져온다. 충분한 피닝 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.0100％를 초과하여 첨가하면 강 중의 청정도가 저하되어, 인성이 저하되게 되기 때문에 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.0100％로 한다.

REM: 0.0005∼0.0200％

REM은, 강 중의 황화물의 형태 제어에 유효한 원소이며, 0.0005％ 이상 첨가함으로써 인성에 유해한 MnS의 생성을 억제한다. 그러나, 고가의 원소이며, 또한 0.0200％를 초과하여 첨가해도 효과가 포화되기 때문에, 첨가하는 경우는, 0.0005∼0.0200％로 한다.

Zr: 0.0005∼0.0300％

Zr은, 강 중에서 탄질화물을 형성하고, 특히 용접 열영향부에 있어서 오스테나이트립의 조대화를 억제하는 피닝 효과를 가져온다. 충분한 피닝 효과를 얻기 위해서는 0.0005％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.0300％를 초과하여 첨가하면 강 중의 청정도가 현저하게 저하되어, 인성이 저하되게 되기 때문에, 첨가하는 경우는 0.0005∼0.0300％로 한다.

본 발명에서는, 추가로 상기의 시임 용접부 형상 및 용접 열영향부의 미크로 조직을 얻기 위해, 이하의 용접 방법을 규정한다.

용접 와이어 지름: 후속하는 다전극 서브머지 아크 용접 중 적어도 제1 전극은 직경 3.5㎜ 이하의 와이어

용접 열영향부 인성을 향상시키기 위해서는, 용접 입열을 저감하는 것이 유효하다. 그 때문에, 직경이 가는 와이어를 다전극 서브머지 아크 용접의 선행극에 이용함으로써, 저입열에서 깊은 용입이 얻어져, 용접 입열의 저감이 가능해진다. 또한, PLBZM, PLBZS로 나타낸 바와 같이 후속의 용접 비드의 폭은 회합부 FL 인성에 영향을 미치지 않는다. 그 때문에, 직경이 작은 와이어를 이용함으로써, 회합부 FL 인성에 영향을 주지 않고, 후속 비드측의 FL 인성을 향상시킬 수 있다. 그 효과는, 와이어 지름 3.5㎜ 이하에서 현저하게 보이기 때문에, 상한을 3.5㎜로 한다. 보다 바람직하게는, 2∼3.5㎜이다.

개선 형상: 후속 용접을 행하는 측의 개선 형상이, 표면측 개선 각도 90° 이상, 관두께 중앙측 개선 각도 60° 이하의 2단계의 개선

개선 형상은 비드 형상을 지배하는 중요한 인자이며, 입열의 증대를 억제하면서, FL 경사각을 크게 하기 위해서는, 관두께 중앙측이 좁고, 표면측이 넓은 2단 개선을 적용하는 것이 유효하다. 각각 60° 이하, 90° 이상으로 하는 것이 바람직하고, 소망하는 FL 경사각을 안정적으로 확보할 수 있다.

후속 용접을 행하는 측의 표면측 개선 깊이가 관두께의 1/3 이상인 것이 바람직하다

표면측의 개선 깊이를 관두께의 1/3 이상 취함으로써, 비드 형상은 보다 안정화되어 소망하는 FL 경사각을 안정적으로 확보할 수 있다.

또한, PLBZM, PLBZS보다 선행하는 비드의 비드폭은 회합부 FL 인성에 영향을 주어, 과도하게 넓게 할 수 없기 때문에, 선행하는 비드측으로의 2단 개선의 적용은 효과가 충분히 보이지 않기 때문에, 2단 개선은 후속 비드측으로 적용한다. 단, 보다 바람직하게는 선행 비드측에도 적용한다.

본 발명에 따른 용접 강관은, 전술한 방법으로 용접을 행한다. SAW 용접 이외의 제조 방법은 특별히 규정하지 않지만, 바람직하게는 후강판을 냉간 가공에 의한 통 형상으로 성형하고, 맞댐부의 가용접을 행한 후, 전술한 방법으로 맞대기 조인트 용접을 행하고, 확관(expansion)에 의해 용접 강관이 제조된다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 성분의 슬래브를 재가열하여 열간 압연, 가속 냉각에 의해 후강판으로 했다.

이들 후강판의 폭단에 개선 가공을 시행하고, C 프레스, U 프레스, O 프레스, 가용접에 의해 오픈 파이프를 제조하여, 표 2에 나타내는 조건에서 다전극 서브머지 아크 용접에 의해 시임 용접을 행하고, 확관함으로써 용접 강관을 제조했다. 또한 용접은 모두 강관 내면측을 선행으로, 강관 외면측을 후속으로 행했다

얻어진 용접 강관의 용접선 수직 단면으로부터 샘플을 채취하여, 경면 연마, 나이탈 부식을 행하고, 디지털 카메라에 의해 용접부 전체의 촬영을 행했다. 얻어진 디지털 카메라 사진으로부터, 선행하여 용접한 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜ 위치에서의 비드폭 R1, 내외면 랩 L, 선행하여 용접한 용접 비드의 용융선 경사각 K₁ 및 후속하여 용접한 용접 비드의 용융선 경사각 K₂를 측정했다. 다음으로, 이용한 샘플에 전해 에칭을 행함으로써 MA를 현출시키고, SEM 사진을 촬영하여, 그 사진에 보이는 백색 조직의 면적 분율을 화상 해석에 의해 도출했다. 또한, 촬영 위치는, MA가 가장 생성되어 있었던 ICCGHAZ에 상당하는 개소로 했다. 추가로 그 샘플의 관찰면을 재연마하고, 피크린산 부식에 의해 구오스테나이트립을 현출시켜, 광학 현미경으로 용융선 근방의 용접 열영향부의 사진을 촬영하고, 얻어진 사진의 구오스테나이트립계로부터 화상 해석에 의해 원 상당 지름을 산출했다. 또한, 촬영 위치는, 샤르피 시험에 의한 인성 평가 위치를 일치시키기 위해, 내외면의 표면하 6㎜의 위치로 했다.

또한, 얻어진 용접 강관의 용접부로부터 도 1에 나타내는 DNV-OS-F101로 규정되는 내외면 FL 및 회합부 FL로부터 JIS Z 2202의 규격에 준거한, V 노치 샤르피 시험편을 채취하여, JIS Z 2242의 규격에 준거한 샤르피 시험을 실시했다. －40℃에서의 흡수 에너지를 각 조건에 대해서 3개씩 측정하고, 그 평균값 및 최저값을 구했다. 또한, 목표값은 DNV-OS-F101에 준거하여 평균값 50J 이상, 최저값 40J 이상으로 했다.

표 3에 용접 비드의 형상 및 용접 열영향부의 미크로 조직 및 샤르피 시험 결과를 나타낸다.

본 발명예는, 모두 내외면 FL 샤르피 시험 및 회합부 FL 샤르피 시험에 있어서, 목표값을 달성하고 있다. 한편으로, 본 발명예로부터 벗어나는 비교예는, 목표값이 얻어지지 않고 있다.

1 : 모재
2 : 용접 금속
3 : 외면 용접의 용접 본드부의 노치 위치
3a : 내면 용접의 용접 본드부의 노치 위치
3b : 중앙부(t/2)의 용접 본드부의 노치 위치
4 : 샤르피 시험편의 노치 위치
11 : 모재 외표면
12 : 모재 내표면
L : 내외면 용접 비드의 랩 거리(㎜)
K₁ : 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각(°)
K₂ : 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각(°)

Claims

내면 또는 외면 중 어느 것을 선행하여 용접한 내외면 각 1층의 맞대기 용접부를 갖는 용접 강관에 있어서,
용접 열영향부의 금속 조직 중,
섬 형상 마르텐사이트(MA) 면적 분율이 4％ 이하이고,
평균 구오스테나이트(prior austenite) 입경이 400㎛ 이하이고,
하기식 (1)로 계산되는 PLBZM가 1400 이하이고,
또한, 하기식 (2) 및 (3)으로 각각 계산되는 CM₁ 및 CM₂가 13 이하인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성(toughness)이 우수한 용접 강관.
PLBZM＝1.62D₁t＋0.84D₂t－39t－89R₁＋81L＋1510 식 (1)
CM₁＝0.0012(90－(K₁＋15))D₁　식 (2)
CM₂＝0.0012(90－(K₂＋15))D₂　식 (3)
여기에서,
D₁(㎛); 선행 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경,
D₂(㎛); 후속 용접에 의해 형성된 용접 열영향부의 평균 구오스테나이트 입경,
R₁(㎜); 선행 용접에 의해 형성된 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭,
L(㎜); 내외면 용접의 랩,
t(㎜); 관두께,
K₁(°); 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각,
K₂(°); 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이다.
제1항에 있어서,
용접 강관의 화학 성분이, 질량％로,
C: 0.03∼0.08％
Si: 0.01∼0.20％
Mn: 1.0∼2.2％
P: 0.015％ 이하
Al: 0.001∼0.05％
Nb: 0.005∼0.050％
Ti: 0.005∼0.030％
N: 0.0020∼0.0080％
를 함유하고, 추가로,
Cu: 0.10∼0.50％
Ni: 0.10∼1.00％
Cr: 0.10∼0.40％
Mo: 0.10∼0.30％
V: 0.005∼0.030％
B: 0.0005∼0.0030％
중에서 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지며,
하기식 (4)로 나타나는 Ceq가 0.30≤Ceq≤0.50이고,
하기식 (5)로 나타나는 PMA가 5.0 이하인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관.
Ceq＝C＋Mn/6＋(Cu＋Ni)/15＋(Cr＋Mo＋V)/5 식 (4)
PMA＝100000(C－0.0218)(0.2Si＋0.5Al)(2(C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B)＋2.5Nb)(10/(50P＋2.5))^－2　 식 (5)
여기에서, 각 식의 우변의 원소 기호는 각각의 함유량(질량％)을 나타낸다.
제2항에 있어서,
추가로, 질량％로,
Ca: 0.0005∼0.0100％
Mg: 0.0005∼0.0100％
REM: 0.0005∼0.0200％
Zr: 0.0005∼0.0300％
중에서 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관.
내면 또는 외면 중 어느 것을 선행하여 내외면 각 1층을 다전극 서브머지 아크 용접법에 의해 용접하는 용접 강관의 제조 방법으로서,
하기식 (6)으로 나타나는 PLBZS가 1400 이하가 되고,
하기식 (7) 및 (8)로부터 계산되는 CS₁ 및 CS₂가 16 이하가 되는 것을 특징으로 하는 제2항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.
PLBZS＝135HI₁＋70HI₂－39t－89R₁＋81L＋1510　 식 (6)
CS₁＝(90－(K₁＋15))HI₁/t 식 (7)
CS₂＝(90－(K₂＋15))HI₂/t 　식 (8)
여기에서,
HI₁(kJ/㎜); 선행 용접의 용접 입열량,
HI₂(kJ/㎜); 후속 용접의 용접 입열량,
R₁(㎜); 선행 용접의 용접 비드의 비드 선단으로부터 5㎜의 위치에서의 비드폭,
L(㎜); 내외면 용접 비드의 랩,
t(㎜); 관두께,
K₁(°); 선행 용접의 용접 비드의 용융선 경사각,
K₂(°); 후속 용접의 용접 비드의 용융선 경사각이다.
제4항에 있어서,
상기 후속 용접의 다전극 서브머지 아크 용접에 있어서, 적어도 제1 전극에는, 직경 3.5㎜ 이하의 용접 와이어를 이용하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.
제4항 또는 제5항에 있어서,
상기 후속 용접을 행하는 측의 개선(groove) 형상이, 표면측 개선 각도 90° 이상, 관두께 중앙측 개선 각도 60° 이하의 2단계의 개선 형상인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 후속 용접을 행하는 측의 표면측 개선 깊이가 관두께의 1/3 이상인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접 강관의 제조 방법.