KR20160048155A

KR20160048155A - 전봉 용접 강관

Info

Publication number: KR20160048155A
Application number: KR1020167007945A
Authority: KR
Inventors: 히데키 하마타니; 게이노스케 이구치; 마사카즈 오자키; 다카아키 후쿠시; 다쿠야 아사노
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-12-20
Filing date: 2013-12-20
Publication date: 2016-05-03
Also published as: JP5644982B1; CA2923586A1; EP3085800A4; KR101795979B1; EP3085800A1; CN105612267A; US10738366B2; EP3085800B1; WO2015092916A1; JPWO2015092916A1; CN105612267B; US20160222480A1; CA2923586C

Abstract

본 발명은, 셰일 가스 채굴 등의 용도에 최적인 전봉 용접 강관이며, 성분 조성이 질량％로, C: 0.08∼0.18％, Si: 0.01％∼0.50％, Mn: 1.30∼2.1％, Al: 0.001∼0.10％, Nb: 0.005∼0.08％, Ti: 0.005∼0.03％를 각각 함유하고, N 0.008％ 이하, P: 0.020％ 이하, S: 0.010％ 이하로 제한되고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 강이며, 두께 중앙부의 조직이, 면적률로 40％∼70％의 원상당 직경 1.0㎛∼10.0㎛의 페라이트 상과, 잔부는 베이나이트 상을 함유하는 저온 변태 생성 상이며, Ceq가, 0.32≤Ceq≤0.60을 만족하는 것을 특징으로 한다.

Description

전봉 용접 강관 {ELECTRIC RESISTANCE WELDED STEEL PIPE}

본 발명은, 셰일 가스 채굴 등의 유정관 용도에 최적인 고강도·고항복비의 전봉 용접 강관에 관한 것이다.

통상의 유전 혹은 가스전 이외로부터 생산되는 비재래형 천연 가스의 일종인 셰일 가스는, 지하 수백∼수천 미터에 있는 매우 단단한 암층인 혈암(셰일)층에 가두어진 천연 가스이다. 셰일 가스를 취출하기 위해서는, 이 매우 단단한 혈암층을 수압 파쇄하여 암층 내부에 가두어진 가스를 지하 깊은 곳으로부터 채취할 필요가 있으므로, 셰일 가스 채굴에 사용되는 강관에는 고강도화가 요구되고 있다.

셰일 가스 채굴용 고강도 강관으로서, API 규격 5CT P110(이하, 「P110」이라고 함) 상당의 강도(항복 응력 YS: 758∼965㎫, 인장 강도 TS: 862㎫ 이상)를 갖는 강관이 일반적으로 사용되고 있다. 이러한 강도를 확보하기 위해, 조관 후에 강관 전체에 대해 켄칭 템퍼링이 실시되고 있지만, 셰일 가스 채굴 비용의 삭감을 목적으로 하여, 고강도이며, 조관 후의 열처리를 실시하지 않는 조관 성형 상태 그대로(켄칭 템퍼링 생략)의 전봉 강관에 대한 요구가 강해지고 있다.

고강도 강관의 전봉 성형(ERW 성형)은, 인장 강도(TS)가 높아짐에 따라서, 그 제조가 곤란해진다. 따라서, 항복 강도(YS)와 TS의 비인 항복비(YS/TS: 이하 「YR」이라고 함)를 높게 하고, 낮은 TS에서 목적의 YS를 얻음으로써 성형성을 확보하는 것이 바람직하다. 그러나, 고강도 강판을 ERW 성형하면 바우싱거 효과를 위해 압연 방향(L 방향)의 항복비가 저하되기 쉽다. 특히 2상 조직 강에서는, 바우싱거 효과가 현저하게 나타나므로, 항복비가 저하되기 쉽다.

특허문헌 1에는, P110 상당의 강도를 확보하기 위해 가공 경화를 이용하고, 조관 후의 열처리를 생략할 수 있는 전봉 강관이 개시되어 있다. 이것은, 2상 강이 아니라, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는 강판에 의한 것이다. 즉, C 함유량으로부터 추정되는 90％ 마르텐사이트 조직에 상당하는 경도가 되는 냉각 속도 V_C90을 켄칭성의 지표로 하고, V_C90을 적정 범위로 제어하고, 또한 베이나이트의 균일 조직으로 함으로써, 고강도·고항복비의 전봉 강관이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 1에 의하면, 저탄소 붕소 첨가 강에서는 균일한 베이나이트 조직이 되어, 바우싱거 효과가 작고, YR이 높아지고, 낮은 TS의 열연 강판에서 P110을 만족시키는 YS가 얻어지고, 이 규격의 강도가 실현 가능한 것이 실증되어 있다.

국제 공개WO2012/144248

특허문헌 1에 개시된 전봉 강관은, 켄칭성의 지표인 V_C90을 제어하고, 열연 후의 권취 온도를 저하시킴으로써 폴리고널 페라이트의 생성을 억제하여 균일한 베이나이트 조직을 얻고 있다. 그러나, 당해 전봉 강관은, 이들 효과를 얻기 위해 붕소(B)의 미량 첨가(0.0005질량％∼0.0030질량％)를 필수로 하고 있다. B는 강관의 켄칭성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖지만, 일정량 이상을 첨가해도 효과가 포화된다. B는 가격이 저렴하지만, 안정적으로 특성을 얻기 위한 제조 조건 범위가 좁아, 사용시에 세심한 주의가 필요하다. 특히, 켄칭 템퍼링을 행하지 않고 열연 상태 그대로 특성을 실현하는 강에 있어서는, 적정한 열연 조건에서 제조할 필요가 있다.

본 발명은 이러한 실정에 비추어 이루어진 것이며, 강도 확보를 위해 C 함유량을 비교적 높게 하면서, B를 포함하지 않고, 조관 후의 열처리를 실시하는 일 없이, P110 상당의 강도 및 항복 응력을 갖는 전봉 용접 강관 및 전봉 용접 강관의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

C 함유량을 비교적 높게 하고, B를 첨가하지 않는 강에 있어서, 베이나이트의 균일 조직으로 하는 것은 어렵고, 페라이트가 생성되어 버린다. 그로 인해, 발명자들은, 페라이트와 베이나이트의 2상 강에 있어서 구현화하는 것을 검토하였다.

2상 조직으로 하면 바우싱거 효과가 현저해져, ERW 성형 후의 YS가 저하된다. 그로 인해 페라이트의 함유량을 제어함과 함께, 페라이트 조직의 미세화를 도모하는 것으로 하였다. 또한, 강도를 확보하는 관점에서, C량을 비교적 높게 하는 것은 물론, 탄소당량(Ceq)을 적정화시킴으로써, 강도를 확보할 수 있는 것도 발견하였다. 이들 복합 작용에 의해, 고TS이면서 고항복비가 되는 강판을 얻을 수 있는 것을 발견하였다.

2상 강은, 소성 변형 중에 경질 상의 주위의 연질상에 전위가 도입되어 가공 경화된다. 그로 인해, 경질 상의 변형을 억제하면, 연질상으로의 전위의 축적이 촉진되어, 가공 경화율을 높일 수 있다. 또한 연질상인 페라이트의 미세화에 의해, 가공 경화율을 높임과 함께 바우싱거 효과를 억제할 수 있으므로, ERW 성형 후의 강관으로서의 고강도화도 가능해진다. 또한, 상기 조직을 얻기 위한 열연 후의 냉각 제어는, 비교적 판 두께가 두꺼운 강판에도 적용 가능하다.

[1] 성분 조성이 질량％로,

C: 0.08∼0.18％,

Si: 0.01％∼0.50％,

Mn: 1.30∼2.1％,

Al: 0.001∼0.10％,

Nb: 0.005∼0.08％

Ti: 0.005∼0.03％

를 각각 함유하고,

N: 0.008％ 이하,

P: 0.020％ 이하,

S: 0.010％ 이하,

로 제한되고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 강이며,

두께 중앙부의 조직이, 원상당 직경 1.0㎛∼10.0㎛의 페라이트 상을 면적률로 40％∼70％ 함유하고, 잔부는 베이나이트 상을 함유하는 저온 변태 생성 상이고,

하기 (식 1)로 나타내어지는 Ceq가, 0.32≤Ceq≤0.60을 만족시키는 것을 특징으로 하는 전봉 용접 강관.

여기서, (식 1)에 있어서의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni는, 각 원소의 함유량을 질량％로 나타낸 값이며, 이들 원소를 포함하지 않은 경우는, 그 원소는 0으로 하여 계산한다.

[2] 성분 조성이, 또한, 질량％로,

V: 0.08％ 이하,

Cu: 0.5％ 이하,

Ni: 0.5％ 이하,

Cr: 0.5％ 이하,

Mo: 0.5％ 이하,

Ca: 0.005％ 이하,

REM: 0.005％ 이하

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 [1]에 기재된 전봉 용접 강관.

[3] 성분 조성이, 또한, 질량％로,

B: 0.0004％ 이하

로 제한되는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 전봉 용접 강관.

[4] 전체 두께 시험편에 의한 관 축 방향 인장 시험에 의한 항복 강도가 758㎫ 이상, 965㎫ 이하의 강도를 갖는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 전봉 용접 강관.

[5] 전체 두께 시험편에 의한 관 축 방향 인장 시험에 의한 항복비가 85∼95％인 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 전봉 용접 강관.

[6] 인장 시험의 응력 변형 곡선에 있어서, 항복 연신이 없는 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 전봉 용접 강관.

[7] 판 두께가 7∼12.7㎜인 것을 특징으로 하는 [1] 또는 [2]에 기재된 전봉 용접 강관.

본 발명에 따르면, B를 포함하지 않고, 조관 그대로, P110 상당의 강도 및 항복 응력을 갖는 전봉 용접 강관 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1의 (a)는 본 발명의 전봉 강관을 고분해능 결정 방위 해석법에 의한 관찰 결과이고, (b)는 상기 관찰 결과를 화상 해석함으로써 얻어진 페라이트의 분포 상태도이다.
도 2의 (a)는 본 발명의 전봉 강관을 고분해능 결정 방위 해석법에 의한 관찰 결과이고, (b)는 상기 관찰 결과를 화상 해석함으로써 얻어진 페라이트의 분포 상태도이다.
도 3의 (a)는 본 발명의 전봉 강관을 고분해능 결정 방위 해석법에 의한 관찰 결과이고, (b)는 상기 관찰 결과를 화상 해석함으로써 얻어진 페라이트의 분포 상태도이다.

이하, 본 발명의 전봉 용접 강관 및 그 제조 방법에 대해 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명의 전봉 용접 강관의 성분에 대해 설명한다. 전봉 강관의 소재인 열연 강판의 성분은, 전봉 용접 강관의 성분과 동일하다. 이하 「％」는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 나타내는 것으로 한다.

<C: 0.08∼0.18％>

C는, 강도의 향상에 유효하다. 강에 첨가하는 C량을 증가시킴으로써, 강의 강도를 높일 수 있으므로, C의 함유량의 하한을 0.08％로 한다. 한편, C량이 0.18％를 초과하면, 강의 강도가 지나치게 높아져 인성을 열화시키므로, 상한을 0.18％로 한다. 또한, P110 상당의 강도를 확보하는 관점에서, C량의 하한을 바람직하게는 0.1％ 이상으로 하면 된다. 강도를 과잉으로 상승시키지 않고, 인성을 확보하는 관점에서는, C량의 상한을 바람직하게는 0.17％, 보다 바람직하게는 0.16％, 확실하게 인성을 확보하기 위해서는 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

<Si: 0.01∼0.50％>

Si는, 탈산제로서 유효하다. 탈산제로서의 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 또한, Si는 고용 강화에 의해 강도를 높이는 원소이므로, 0.05％ 이상의 첨가가 더욱 바람직하고, 0.10％ 이상의 첨가가 더욱 바람직하다. Si는, 0.50％를 초과하여 첨가하면, 저온 인성, 나아가, 전봉 용접성을 손상시키므로, 상한을 0.50％로 한다. 인성을 확보하는 관점에서는, Si량을 0.40％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.30％ 이하가 더욱 바람직하다.

<Mn: 1.3∼2.1％>

Mn은, 강의 켄칭성을 높이는 원소이다. 본 발명에서는, 강도를 확보하기 위해, 1.30％ 이상의 Mn을 첨가한다. 그러나, Mn을 과도하게 첨가하면, 마르텐사이트의 생성을 조장하여, 인성이 열화되므로, 상한을 2.10％로 한다. 강도를 확보하는 관점에서는, Mn량을 1.40％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 1.50％ 이상이 더욱 바람직하다. 인성을 확보하는 관점에서는, Mn량을 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.90％ 이하가 더욱 바람직하다.

<Al: 0.001∼0.10％>

Al은, 탈산제로서 유효하다. 탈산제로서의 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 첨가가 바람직하다. 탈산의 효과를 높이기 위해서는, 0.005％ 이상의 Al의 첨가가 바람직하고, 0.01％ 이상의 첨가가 더욱 바람직하다. Al은, 0.10％를 초과하여 첨가하면, 개재물이 증가하여, 연성이나 인성을 손상시키므로, 0.10％ 이하로 제한한다. 인성을 확보하는 관점에서는, Al량을 0.06％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

<Nb: 0.005∼0.08％>

Nb는, 재결정 온도를 저하시키는 원소이며, 열간 압연을 행할 때, 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직의 미세화에 기여하므로, 0.005％ 이상을 첨가한다. Nb를 0.08％를 초과하여 첨가하면 조대한 석출물에 의해 인성이 열화되므로, 그 함유량은 0.08％ 이하로 한다. 인성 확보의 관점에서, 상한은 0.07％로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직한 상한은, 0.05％이다. 한편, 하한은 조직 미세화 효과를 확실하게 하기 위해, 하한은, 바람직하게는 0.008％, 보다 바람직하게는 0.010％, 더욱 바람직하게는 0.015％로 하면 된다.

<Ti: 0.005∼0.030％>

Ti는, 미세한 질화물(TiN)을 형성하고, 슬래브 가열시의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하여 조직의 미세화에 기여한다. 그 효과를 얻기 위해, 0.005％ 이상의 Ti를 첨가한다. Ti를 0.030％를 초과하여 과잉으로 첨가하면 TiN의 조대화나, TiC에 의한 석출 경화가 발생하여, 인성이 열화되므로, 0.030％를 상한으로 한다. 조직을 미세화하여 인성을 확보하는 관점에서는, Ti량을 0.008％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.010％ 이상이 더욱 바람직하다. 석출물에 기인하는 인성의 저하를 억제하는 관점에서는, Ti량은 0.025％ 이하가 바람직하고, 0.020％ 이하가 더욱 바람직하다.

<N: 0.008％ 이하>

N은 불가피적으로 강 중에 존재하지만, N량이 지나치게 많으면, TiN이나 AlN이 과도하게 증대하여 표면 흠집, 인성 열화 등의 폐해가 발생할 우려가 있다. 그로 인해, 상한을 0.008％로 한다. 또한, 개재물의 생성을 억제하는 관점에서, N량의 상한은, 바람직하게는 0.007％이고, 더욱 바람직한 상한은 0.006％이다. 하한은 특별히 설정하지 않지만, 탈N의 비용이나 경제성을 고려하여, 0.002％로 하는 것이 바람직하다.

<P: 0.02％ 이하>

P는, 불순물이며, 함유량의 상한을 0.02％로 한다. P량의 저감에 의해, 인성이 향상되므로, P량은 0.015％ 이하가 바람직하고, 0.010％ 이하가 더욱 바람직하다. P량은 적은 쪽이 바람직하므로, 하한은 설정하지 않는다. 특성과 비용의 밸런스로부터, 통상은, 0.001％ 이상이 함유된다.

<S: 0.010％ 이하>

S는, 불순물이며, 함유량의 상한을 0.010％로 한다. S량의 저감에 의해, 열간 압연에 의해 연신화하는 MnS를 저감하여, 인성을 향상시킬 수 있으므로, S량은 0.003％ 이하가 바람직하고, 0.002％ 이하가 더욱 바람직하다. S량은 적은 쪽이 바람직하므로, 하한은 설정하지 않는다. 특성과 비용의 밸런스로부터, 통상은, 0.0001％ 이상이 함유된다.

본 발명에 있어서는, 강의 켄칭성을 향상시켜, 강도를 높이기 위해, V, Ni, Cu, Cr, Mo, Ca, REM 중 1종 또는 2종 이상을 더 첨가할 수 있다. 이하의 설명에 있어서 바람직한 하한값을 기재하지만, 이것은 각 원소를 첨가하는 것에 의한 켄칭성의 향상이나, 강도를 높이는 효과를 얻기 위한 바람직한 하한값이다. 각 원소의 함유량이 바람직한 하한값 미만이라도, 강에 악영향은 미치지 않는다.

<V: 0.08％ 이하>

V는, 탄화물, 질화물을 생성하여, 석출 강화에 의해 강의 강도를 향상시키는 원소이며, 강도를 효과적으로 상승시키기 위해, 0.01％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. V를 과잉으로 첨가하면, 탄화물 및 질화물이 조대화되어, 인성의 열화를 초래하므로, V량의 상한은 0.08％로 하고, 더욱 바람직하게는 0.05％로 한다.

<Cu: 0.50％ 이하>

Cu는, 강의 켄칭성을 향상시키는 원소이며, 고용 강화에도 기여하므로, 0.05％ 이상을 첨가해도 된다. Cu를 과도하게 첨가하면 강판의 표면 성상을 손상시키는 경우가 있으므로, 상한은 0.50％ 이하로 한다. 경제성의 관점에서, Cu량의 더욱 바람직한 상한은 0.30％ 이하이다. Cu를 첨가하는 경우는, 표면 성상 열화 방지의 관점에서, 동시에 Ni를 첨가하는 것이 바람직하다.

<Ni: 0.50％ 이하>

Ni는, 강의 켄칭성을 향상시키는 원소이며, 인성의 향상에도 기여한다. 강도를 향상시키기 위해서는, Ni량을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, Ni는 고가의 원소이므로, 상한은 0.50％ 이하로 하고, 0.30％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

<Cr: 0.50％ 이하>

Cr은, 강도의 향상에 유효한 원소이며, 0.05％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. Cr을 과도하게 첨가하면, 전봉 용접성이 열화되는 경우가 있으므로, 0.5％를 상한으로 하고, 바람직하게는 0.2％ 이하이다.

<Mo: 0.50％ 이하>

Mo는, 강의 고강도화에 기여하는 원소이며, 0.05％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 단, Mo는 고가의 원소이며, 0.50％를 상한으로 한다. 보다 바람직한 Mo량의 상한은 0.30％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하로 한다.

<Ca: 0.005％ 이하> <REM: 0.005％ 이하>

Ca, REM은, 황화물계 개재물의 형태를 제어하고, 저온 인성을 향상시키고, 또한 전봉 용접부의 산화물을 미세화하여 전봉 용접부의 인성을 향상시키므로, 한쪽, 또는 양쪽을 0.001％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. Ca, REM을 과잉으로 첨가하면, 산화물·황화물이 커져 인성에 악영향을 미치므로, 첨가량의 상한은 0.005％로 한다. 여기서 REM이라 함은, Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, Lu의 총칭이다.

본 발명에서는, B는 의도적으로 첨가하는 원소가 아니라, 원재료에 포함되는 불가피적 불순물로서 혼입되는 것이며, 그 함유량은 0.0004％ 이하로 제한된다.

<Ceq: 0.32∼0.60>

탄소당량 Ceq는, 켄칭성의 지표이며, 강도한 지표로서도 사용되는 경우가 있다. C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu의 함유량[질량％]으로부터, 하기 (식 1)에 의해 구한다. 강도를 확보하기 위해서는, Ceq를 0.32 이상으로 할 필요가 있다. 인성을 확보하기 위해서는, Ceq를 0.60 이하로 할 필요가 있다. 이들 효과를 확실하게 하기 위해, Ceq의 하한은, 0.35 이상이 바람직하고, 0.4 이상이 더욱 바람직하다. Ceq의 상한은, 0.50 이하가 바람직하고, 0.45 이하가 더욱 바람직하다.

여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Ni, Cu는, 각 원소의 함유량[질량％]이다. 또한, Cr, Mo, V, Ni, Cu는, 본 발명에 있어서는 선택적으로 첨가되는 원소이며, 이들 원소를 포함하지 않은 경우는, 상기 (식 1)에서는 그 원소를 0으로 하여 계산한다.

본 발명에 관한 전봉 용접 강관의 성분 조성의, 이상 설명한 것 이외의 잔부는, 철 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물이라 함은, 원재료에 포함되거나, 혹은 제조의 과정에서 혼입되는 성분이며, 의도적으로 강에 함유시킨 것은 아닌 성분을 말한다.

구체적으로는, P, S, O, Sb, Sn, W, Co, As, Mg, Pb, Bi, B 및 H를 들 수 있다. 이 중, P 및 S는, 상술한 바와 같이, 각각, 0.02％ 이하, 0.010％ 이하로 되도록 제어할 필요가 있다. O는 0.006％ 이하로 되도록 제어하는 것이 바람직하다.

그 밖의 원소에 대해서는, 통상 Sb, Sn, W, Co 및 As는 0.1％ 이하, Mg, Pb 및 Bi는 0.005％ 이하, B 및 H는 0.0004％ 이하의 불가피적 불순물로서의 혼입이 있을 수 있지만, 통상의 범위라면, 특별히 제어할 필요는 없다.

또한, 본 발명의 강관에 있어서의 선택 필수, 혹은 임의의 첨가 원소인, Si, Al, Ni, Cu, Cr, Mo, V, Ca, REM도, 함유를 의도하지 않아도 불가피적 불순물로서 혼입되는 경우가 있을 수 있지만, 상술한 의도적으로 함유시키는 경우의 함유량의 상한 이하라면 본 발명의 강관에 악영향을 미치는 것은 아니므로, 문제는 없다. 또한, N은, 일반적으로, 강에 있어서 불가피적 불순물로서 취급되는 경우가 있지만, 본 발명의 전봉 강관에서는, 상술한 바와 같이, 일정한 범위로 제어할 필요가 있다.

다음으로, 본 발명의 전봉 용접 강관의 금속 조직에 대해 설명한다.

본 발명에 관한 전봉 용접 강관은, 페라이트와, 베이나이트로 대표되는 저온 변태 생성 상을 주체로 하는 조직 구조를 갖는다. 본 발명에서는 B를 첨가하지 않으므로 페라이트가 생성되기 쉬워지지만, 그 페라이트의 특성을 활용하여 인성을 확보하면서, 항복 강도를 확보하기 위해 페라이트 상을 미세화시킨다. 전체 강도는, C 함유량과 Ceq를 제어함으로써 확보하도록 하고 있다. 또한, 이하의 조직은 전봉 용접 강관의 두께 중앙부의 조직을 가리킨다. 두께 중앙부라 함은, 당해 강관의 강판 단면에 있어서, 강관 표면으로부터 판 두께의 1/4∼3/4의 깊이에 상당하는 부분을 가리킨다.

본 발명의 전봉 용접 강관을 구성하는 페라이트 상은, 원상당 직경이 1.0㎛∼10.0㎛이다. 페라이트 상의 원상당 직경이 1.0㎛ 미만으로 되면, 항복비의 증대에 기여하지 않게 된다. 그 하한은, 바람직하게는 2.0㎛ 이상으로 하면 된다. 한편, 페라이트 상의 원상당 직경이 10.0㎛를 초과하면, 바우싱거 효과가 현저해져, ERW 성형 후의 YR이 낮아짐과 함께, 저온 인성을 악화시킨다. 페라이트 상의 원상당 직경의 상한은, 바람직하게는 7㎛, 보다 바람직하게는 6㎛이며, 효과를 확실하게 하기 위해 더욱 바람직하게는 5.0㎛로 하면 된다.

또한, 페라이트 상의 면적률은, 인성을 확보하고, 항복비를 향상시키기 위해, 40％ 이상이 필요해진다. 페라이트 상의 면적률의 바람직한 하한은 45％이고, 더욱 바람직한 하한은 50％이다. 한편, 페라이트 상의 면적률이 지나치게 높으면 강도를 확보할 수 없으므로, P110 규격과의 대비로부터 그 상한은 70％로 한다. 강도 확보의 관점에서, 바람직한 상한은 65％이고, 더욱 바람직하게는 60％이다.

또한, 본 발명의 전봉 용접 강관은, 페라이트를 제외한 잔부가 베이나이트를 주체로 하는 저온 변태 생성 상으로 구성된다. 또한 잔류 오스테나이트 상 또는 마르텐사이트를 포함하는 경우도 있다. 베이나이트 상의 면적률은, 페라이트 상을 제외한 잔부의 90％ 이상인 것이 바람직하다. 잔류 오스테나이트는 불안정하고, 항복 응력을 저하시키므로, 가능한 한 적은 쪽이 좋다. 또한, 마르텐사이트도 증가하면 인성이 저하되므로, 가능한 한 적은 쪽이 좋다. 이로 인해, 잔류 오스테나이트도 마르텐사이트도, 각각의 면적률의 상한은 1％로 한다. 더욱 바람직하게는 0.5％ 이하로 하고, 가능하면 존재하지 않는 것이 바람직하다.

페라이트 상, 베이나이트 상, 잔류 오스테나이트 상, 마르텐사이트 상 등의 각각의 분포 상태 및 면적률은, 고분해능 결정 방위 해석법(이하, 「EBSP법」이라고 함) 및 KAM 등의 소프트웨어에 의한 화상 해석에 의해 구할 수 있다.

도 1의 (a), 도 2의 (a) 및 도 3의 (a)에, 본 발명의 전봉 강관 T1∼T3을 EBSP법에 의해 관찰한 결과를 나타낸다. 도 1의 (a), 도 2의 (a) 및 도 3의 (a)에 대해 소프트웨어 「KAM」에 의한 화상 해석한 결과를 도 1의 (b), 도 2의 (b) 및 도 3의 (b)에 나타낸다. 이 화상 해석으로부터 페라이트의 면적률을 구할 수 있다. 페라이트 상은 KAM법으로 1°미만의 방위차가 있는 것에 상당하고, 화상 중에서는 색별하여 표현된다.

도 1의 (a), 도 2의 (a) 및 도 3의 (a)은 각각, 표 1-1에 나타내어진 Mn량 및 열간 압연의 마무리 온도의 제조 조건에서 제조된 본 발명의 전봉 용접 강관 T1∼T3의 EBSP법에 의한 촬영 화상이다. 도 1의 (b), 도 2의 (b) 및 도 3의 (b)는 도 1의 (a), 도 2의 (a) 및 도 3의 (a)를 각각 KAM에 의해 화상 해석한 결과이다.

[표 1-1]

본 발명의 전봉 용접 강관 T1∼T3의 경도 및 TS와, 도 1의 (b), 도 2의 (b) 및 도 3의 (b)의 화상 해석에 기초하여 측정된 페라이트 분율 및 평균 페라이트 입경을 표 1-2에 나타낸다.

[표 1-2]

또한, 도 1의 (b), 도 2의 (b) 및 도 3의 (b)의 마르텐사이트 상 및 잔류 오스테나이트의 면적률을 측정하였다. 그 결과, 마르텐사이트 상도 잔류 오스나이트도 면적률은 모두 1％ 이하였다. 마르텐사이트 상도 잔류 오스테나이트도 면적률이 1％ 이하이면, 본 발명의 전봉 강관의 특성에는 영향을 미치지 않는 것도 확인하였다.

항복비는, 인장 시험을 행하고, 항복 강도 YS 및 인장 강도 TS로부터 구하였다. 페라이트 상의 면적률과 항복비의 관계를 조사한 결과, 페라이트 상의 면적률이 40％ 미만으로 되면, 항복비가 95％ 초과로 되어, 인성의 저하가 현저해지는 것을 확인하였다. 또한, 페라이트 상의 면적률이 70％ 초과로 되면, 항복 강도가 저하되어, 항복비가 85％ 미만으로 저하되는 것을 확인하였다. 또한, 페라이트 상의 면적률이 70％를 초과하면, 항복 강도뿐만 아니라 인장 강도도 저하되어, P110 상당의 강도가 얻어지지 않게 되는 것도 확인되었다.

본 발명의 전봉 강관은, 원상당 직경 1.0㎛∼10.0㎛의 미세한 페라이트 상을 면적률로 40％∼70％ 함유함으로써, 바우싱거 효과를 억제하는 것이 가능하고, 항복 강도를 높여, 항복비 85∼95％를 확보하는 것이 가능해진다. 또한, 본 발명의 전봉 강관은, 인장 시험의 응력 변형 곡선에 있어서, 항복 연신이 없는 것이 확인되어 있다.

다음으로, 본 발명의 전봉 용접 강관의 제조 방법에 대해 설명한다.

먼저, 본 발명의 전봉 용접 강관의 소재인 열연 강판의 제조 조건에 대해 설명한다.

본 발명에서는, 상술한 성분을 갖는 강을 가열하여 열간 압연 후, 제어 냉각을 행하고, 권취하여, 열연 강판을 제조한다.

강의 가열 온도는, Nb 등, 탄화물을 형성하는 원소를 강 중에 고용시키기 위해, 1150℃ 이상이 바람직하다. 한편, 미립 조직을 얻기 위해서는, 1000∼1250℃가 바람직하다. 가열 온도가 지나치게 높으면 조직이 조대해지므로, 페라이트의 입경 조대화를 방지하기 위해, 1250℃ 이하가 바람직하다.

열간 압연은, 강의 조직이 오스테나이트 상인 온도 영역에서 행할 필요가 있다. 이것은, 페라이트 변태가 개시된 후에 압연하면, 가공된 페라이트가 생성되어, 특성의 이방성이 커지기 때문이다. 따라서, 열간 압연의 마무리 온도는, 냉각시의 페라이트 변태가 개시되는 Ar₃ 이상이 바람직하다. 마무리 온도가 지나치게 높으면 조직이 조대해지므로, 열간 압연의 마무리 온도의 상한은 1000℃가 바람직하다.

Ar₃은, 열연 강판과 동일 성분의 시험재를 사용하여, 가열 및 냉각하였을 때의 열팽창 거동으로부터 구할 수 있다. 또한, 열연 강판의 성분으로부터, 하기 (식 2)에 의해 구하는 것도 가능하다.

여기서, C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo는 각 원소의 함유량[질량％]이다. Ni, Cu, Cr, Mo는, 본 발명에 있어서는 임의의 첨가 원소이다. 이들 원소를 의도적으로 첨가하지 않은 경우는, 상기 (식 2)에서는 0으로 하여 계산한다.

열간 압연에서는, 강의 페라이트 조직을 미세하게 하기 위해서는 오스테나이트 입자를 세립으로 할 필요가 있고, 그러기 위해, 950℃ 이하의 압하량을 70％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연 대상의 강의 두께에 따라서는, 950℃ 이하의 압하량은, 950℃에서의 판 두께와 마무리 압연 후의 판 두께의 차를, 마무리 압연 후의 판 두께로 제산하고, 백분율로서 구한다. 압연 마무리 온도(FT)가 Ar₃을 하회하면, 페라이트가 가공되어, 강판의 이방성이 커지므로, FT는 Ar₃ 이상으로 한다.

열간 압연 후, 적정한 페라이트량을 얻는 것과, 잔부의 베이나이트 상을 얻을 목적으로부터, 베이나이트 변태가 개시되는 650℃ 근방을 중간점으로 하는 2단계의 제어 냉각을 행한다. 전단의 냉각에서 페라이트를 생성시키고, 후단에서 냉각 속도를 올림으로써, 주로 베이나이트 상의 조직을 얻기 위함이다.

먼저 전단의 냉각은, 열간 압연의 마무리 압연 종료 후, Ar₃온도로부터 650℃까지의 평균 냉각 속도를 10∼25℃/s로 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 열간 압연 후, 온도가 지나치게 저하되면, 조대한 폴리고널 페라이트가 생성되어, 강도가 저하되거나, 인성이 열화되는 경우가 있으므로, FT-50℃ 이상으로부터 수냉하는 것이 바람직하다.

후단의 냉각 공정은, 650℃∼300℃까지의 평균 냉각 속도를 15℃/s 이상으로 하면 된다. 이에 의해, 베이나이트의 변태를 촉진하여, 강도를 확보할 수 있다. 한편, 후단의 냉각 속도를 지나치게 빠르게 하면, 강도가 과잉으로 높아져, 인성 열화를 초래하므로, 냉각 속도의 상한을 50℃/s로 한다. 바람직하게는 40℃/s이고, 더욱 바람직하게는 30℃/s로 하면 된다. 후단의 냉각 속도는 전단의 냉각 속도의 1.5배 이상, 바람직하게는 2배 이상으로 하면 된다.

냉각 공정의 종료 온도는, 베이나이트 변태 온도 이하인 300℃ 이하로 한다. 적정량의 베이나이트 상을 얻기 위함이다. 냉각 후, 300℃ 이하에서 강판을 권취한다. 권취 온도를 300℃ 초과로 하면, 변태가 불충분해져, 그래뉴 베이나이트가 생성되어, 충분한 강도를 확보할 수 없을 우려가 있다. 따라서, 본 발명에 있어서의 열연 강판의 권취 온도는 300℃ 이하로 한다. 하한은, 실온이면 된다.

다음으로, 본 발명에서는, 얻어진 열연 강판을 공냉하여, 냉간에서 관상으로 성형하고, 단부끼리를 맞대어 전봉 용접하여, 전봉 용접 강관을 제조한다. 본 발명은, 전봉 강관의 판 두께나 외형을 특별히 규정하는 것은 아니지만, 강판의 두께 t와 전봉 강관의 외경 D의 비 t/D는, 2.0∼6.0％ 정도이고, t가 7㎜ 이상 내지 12.7㎜ 이하의 것에 적절하게 적용할 수 있다.

또한, 전봉 용접부만을 가열하고, 가속 냉각하는 시임 열처리를 실시해도 된다. 전봉 용접에서는, 맞댐부를 가열하여 용융시키고, 압력을 부하하여, 고상 접합하므로, 전봉 용접부 근방은 고온에서 소성 변형한 후, 급냉된 상태로 되어 있다. 그로 인해, 전봉 용접부는 강판에 비해 경화되어 있고, 시임 열처리를 실시함으로써, 전봉 강관의 저온 인성, 변형 성능을 더욱 높일 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 구체적으로 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에서 사용한 조건에 한정되는 것은 아니다. 또한, 표 중의 공란은, 그 원소를 의도적으로 첨가하고 있지 않은 것을 나타낸다. 강 A∼L은 본 발명의 성분 조성의 규정을 만족시키는 강이고, 강 AA∼AD는, 본 발명의 성분 조성의 규정을 만족시키지 않는 강이다.

표 2-1 및 표 2-2에 나타내는 화학 성분을 갖는 강 A∼L 및 AA∼AD를 주조하여, 강편으로 하였다. 이들 강편을, 표 3-1 및 표 3-2에 나타낸 가열 온도로 가열하고, 1000℃ 이하의 압하량, 압연 마무리 온도(표 3-1 및 표 3-2 중의 FT)에서 열간 압연을 실시하고, 냉각하여, 열연 강판을 얻었다. 냉각 공정은, 중간 온도(표 3-1 및 표 3-2 중의 MT)를 경계로 냉각 속도를 바꾸는 2단 냉각으로 행하고, 후단(MT 이하)의 냉각 속도가, 전단(냉각 개시 온도로부터 MT까지)의 평균 냉각 속도의 1.5배 이상으로 되도록 하였다. 냉각 공정 후의 강판은, 표 3-1 및 표 3-2에 기재된 권취 온도(CT)에서 권취하여, 열연 강판으로 하였다.

이어서, 얻어진 열연 강판을 공냉한 후, 연속 롤 성형 공정에서 관상으로 성형하고, 열연 강판의 단부를 맞대어 전봉 용접을 행하였다. 그 후, 필요에 따라서, 전봉 용접부를 가열 후, 가속 냉각하여, 시임 열처리를 실시하였다.

표 3-1 및 표 3-2 중의 「압하량」이라 함은, 열간 압연 공정에서의 950℃ 이하에 있어서의 압하량이다. 또한, 「t」는 강판의 두께(㎜), 「D」는 조관 후의 강관의 외경(㎜)을 나타낸다.

표 2-1 및 표 2-2의 Ar₃은, C, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo의 함유량[질량％]으로부터 구하였다. 또한, Ni, Cu, Cr, Mo는, 본 발명에 있어서는 임의의 첨가 원소이고, 표 2-1 및 표 2-2에 공란에 나타내어지는 바와 같이, 의도적으로 첨가하지 않은 경우는, 하기 (식 2)에서는 0으로 하여 계산하였다.

다음으로, 얻어진 전봉 용접 강관으로부터, 조직 관찰용 시료를 채취하고, 강관 길이 방향과 평행한 단면에 나이탈 에칭을 실시하여, 광학 현미경으로 조직 관찰 및 사진 촬영을 행하였다. 관찰 위치는, 외표면으로부터 2t/5 위치로 하였다. 이들 조직 사진을 사용하여, 펄라이트, 마르텐사이트 등, 페라이트 상 혹은 베이나이트 상 이외의 조직이 생성되어 있지 않은 것을 확인하였다. 그 후, EBSP법에 의해 관찰된 화상을 화상 해석에 의해 페라이트 상의 면적률을 구하였다. 페라이트 상의 면적률에 대해서는, 100㎛×200㎛의 시야 10개소 측정하여, 평균값을 구하였다. 또한, X선 회절법으로 오스테나이트의 면적률을 측정하여, 1％ 이하인 것을 확인하였다.

다음으로, 전봉 용접 강관으로부터, JIS Z 2241에 준거하여, 강관 길이 방향으로 호 형상 인장 시험편을 채취하고, 실온에서 인장 시험을 행하여, 항복 응력과 인장 강도를 구하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다.

[표 2-1]

[표 2-2]

[표 3-1]

[표 3-2]

[표 4]

표 4에 나타내는 바와 같이, 본 발명예 No.1∼14는 모두, 적정한 면적률의 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 금속 조직이다. 또한, 이들 전봉 용접 강관의 인장 강도는 모두 인장 강도 758㎫ 이상이고, 항복비가 모두 85％ 이상 95％ 이하로 양호하다.

No.20은 권취 온도가 300℃ 초과이고, 또한 MT 이하의 평균 냉각 속도가 15℃/s 미만이었으므로, 변태 온도가 높아졌다. 그로 인해, No.20은, 페라이트 상의 면적률이 과잉으로 되는 한편, 베이나이트의 생성이 불충분해져, 항복 강도가 저하된 예이다. No.21은, FT-50℃보다도 낮은 온도로부터 수냉되어 있으므로, 페라이트 평균 원상당 입경이 10㎛를 초과하고 있었다. 그로 인해, No.21은, 압연 방향(L 방향)의 항복비가 85％를 하회하고 있다.

No.22는, C량이 본 발명의 범위보다도 낮으므로, 페라이트 상의 면적률이 과잉으로 되고, 또한 페라이트 평균 원상당 입경이 10㎛를 초과하고 있어, 강의 페라이트 조직의 미립화가 불충분하였다. 그로 인해, No.22는 P110 상당의 YS의 강도가 얻어져 있지 않고, 압연 방향의 항복비가 85％를 하회하고 있다.

No.23은, Ceq가 본 발명의 범위보다도 낮으므로, 강도가 부족한 예이다. No.24는, Ceq가 본 발명의 범위보다도 높으므로, 강도가 과잉으로 상승한 예이며, 압연 방향의 항복비가 95％를 초과하고 있다. No.25는, C의 함유량이 본 발명의 범위보다도 높아, 강도가 과잉으로 상승한 예이다.

본 발명은, 저비용으로 ERW 강관을 제조하는 것을 목적으로 하고 있고, ERW 성형 상태 그대로 요구 특성을 만족시키는 조건을 규정하고 있다. 만일 ERW 성형 후에 템퍼링을 행하면, YR이 대폭으로 상승하여, 항복 연신이 나타나는 재질적인 변화가 있다.

본 발명에 따르면, 셰일 가스 채굴 등의 용도에 최적인 API 규격 5CT P110 상당의 강도를 갖는 전봉 용접 강관을, 조관 후의 열처리를 행하는 일 없이, 즉, 저렴하게 제공할 수 있으므로, 산업상 이용 가능성은 크다.

Claims

성분 조성이 질량％로,
C: 0.08∼0.18％,
Si: 0.01％∼0.50％,
Mn: 1.30∼2.1％,
Al: 0.001∼0.10％,
Nb: 0.005∼0.08％,
Ti: 0.005∼0.03％,
를 각각 함유하고,
N: 0.008％ 이하,
P: 0.020％ 이하,
S: 0.010％ 이하,
로 제한되고,
잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인 강이며,
두께 중앙부의 조직이, 면적률로 40％∼70％의 원상당 직경 1.0㎛∼10.0㎛의 페라이트 상과, 잔부는 베이나이트 상을 함유하는 저온 변태 생성 상이고,
하기 (식 1)로 나타내어지는 Ceq가, 0.32≤Ceq≤0.60을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.

여기서, (식 1)에 있어서의 C, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni는, 각 원소의 함유량을 질량％로 나타낸 값이며, 이들 원소를 포함하지 않은 경우는, 그 원소는 0으로 하여 계산함.
제1항에 있어서,
상기 성분 조성이, 또한, 질량％로,
V: 0.08％ 이하,
Cu: 0.5％ 이하,
Ni: 0.5％ 이하,
Cr: 0.5％ 이하,
Mo: 0.5％ 이하,
Ca: 0.005％ 이하,
REM: 0.005％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 성분 조성이, 또한, 질량％로,
B: 0.0004％ 이하
로 제한되는 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
전체 두께 시험편에 의한 관 축 방향 인장 시험에 의한 항복 강도가 758㎫ 이상, 965㎫ 이하의 강도를 갖는 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
전체 두께 시험편에 의한 관 축 방향 인장 시험에 의한 항복비가 85∼95％인 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
인장 시험의 응력 변형 곡선에 있어서, 항복 연신이 없는 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
판 두께가 7∼12.7㎜인 것을 특징으로 하는, 전봉 용접 강관.