KR20170102335A - 고강도 전봉강관, 고강도 전봉강관용의 강판의 제조 방법, 및 고강도 전봉강관의 제조 방법 - Google Patents

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슈지 이와모토
다카시 츠스에
?이치 고바야시
??이치 고바야시
오사무 요시다
히데토 가와노
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신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
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Abstract

전봉강관에 있어서, 최근 들어, 유정관에 요구되는 고강도와 고인성을 확보한다. 성분 조성이, 질량％로, 강관의 모재부에 있어서 표면으로부터 두께 방향으로 두께의 1/4의 점으로서 규정되는 점을 기준점으로 한 경우에, 상기 기준점을 중심으로 두께 방향의 양쪽에 0.5mm의 폭을 갖는 영역에서의 금속 조직이, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트를 포함하고, 두께가 15mm 이상이다.

Description

고강도 전봉강관, 고강도 전봉강관용의 강판의 제조 방법, 및 고강도 전봉강관의 제조 방법
본 발명은 고강도 전봉강관에 관한 것으로서, 특히, 강도와 인성을 모두 높은 레벨에서 양립한 고강도 전봉강관에 관한 것이다. 또한, 본 발명은 이러한 강관에 사용하는 강판의 제조 방법, 및 이러한 강관의 제조 방법에 관한 것이다.
최근 들어, 유정이나 가스정의 굴삭 심도는 점점 커지는 경향이 있고, 케이싱 등의 압궤 강도를 높이기 위해서, 유정관의 고강도화가 강하게 요구되고 있다. 최근에는, 굴삭 비용의 삭감을 도모하기 위해서, 고강도이며, 또한, 조관 후의 강관 전체에 대한 열처리를 실시하지 않은, 조관 그대로의 전봉강관에 대한 요구가 높아지고 있다.
강재의 강도를 높이는 데는, 탄소량을 충분히 함유시키는 것이 유효하고, 탄소 함유량을 0.25질량％ 이상으로 하여, 조관 그대로 800MPa 이상의 인장 강도를 갖는 전봉강관이 제안되어 있다(특허문헌 1(일본 특허 공개 평 07-102321호 공보) 참조). 그러나, 다량의 탄소를 함유하여 강도를 높인 경우에는, 강재의 인성이 저하되는 경우가 있다.
또한, 강재의 강도를 높이는 데는, 마르텐사이트나 베이나이트 등이 경질의 금속 조직인 저온 변태 조직을 이용하는 것도 유효하다. 또한, 전봉강관의 제조 공정에서는, 조관이나 사이징 등을 행하므로, 냉간 가공에 의한 가공 경화를 강도의 향상에 이용할 수도 있다. 이러한 조직 강화와 가공 경화를 조합함으로써, 조관 그대로의 인장 강도가 862MPa 이상인 전봉강관이 제안되어 있다(특허문헌 2(국제 공개 제2012/144248호) 참조).
특허문헌 2의 기술에서는, 전봉강관의 소재(모재)가 되는 열연 강판을 제조할 때, 권취 온도를 낮추고, 금속 조직을 베이나이트로 하여 강도를 확보하고 있지만, 이것은 어디까지나 강판의 판 두께 및 직경이 작은 것에 의해 실현된 것이다. 이에 비해, 보다 판 두께가 크고 또한 판 폭도 큰 강판을 제조하는 경우에는, 제조성의 관점에서, 권취 온도를 높이는 것이 바람직하지만, 권취 온도를 높이면, 강판의 강도와 인성을 모두 높은 레벨에서 확보하는 것은 어렵다.
또한, 인성을 향상시키기 위하여 강판의 탄소량을 저감하여 강도를 확보한 경우에는, 티타늄 및 붕소를 첨가한 저탄소 성분계(저C-Ti-B계)가 유리하다. 그러나, 유정관의 압궤 강도를 높이기 위해서, 고강도화뿐만 아니라, 후육화도 요구되고 있다. 티타늄 및 붕소를 첨가한 저탄소 성분계(저C-Ti-B계)의 강재에 있어서 후육화를 도모하는 경우에는, 열간 압연 후의 권취 온도가 높아지기 때문에, 강판의 강도 및 인성이 저하될 우려가 있다.
본 발명자들은, 예의 검토한 결과, 후육의 유정관을 제조할 때에, 강판의 판 두께를 두껍게 하면, (저C-Ti-B계)의 성분계여도, 강도와 인성을 높은 레벨에서 양립할 수 없다는 지견을 얻었다. 또한, 판 두께의 증대에 따른 상기 경향은, 특히, 판 두께 15mm 이상의 전봉강관용 열연 강판에 있어서 현저하다는 지견도 얻었다.
본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것이며, 유정관에 요구되는 강도와 인성을 높은 레벨에서 양립할 수 있는 고강도 전봉강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명은 상기 고강도 전봉강관에 사용되는 고강도 전봉강관용의 강판의 제조 방법, 및 상기 고강도 전봉강관의 제조 방법을 제공하는 것도 아울러 목적으로 한다.
본 발명자들은, 유정관에 요구되는 강도와 인성을 높은 레벨에서 양립할 수 있는 고강도 전봉강관에 대하여 예의 검토하였다. 그 결과, 본 발명자들은, (I) 전봉강관의 제조에 사용하는 열연 강판의 성분계를, ??칭성을 향상시키고, 또한, 석출 강화의 효과도 얻어지는 원소인 Mo를 포함하는, (저C-Ni-Cu-Mo계)로 하고, 또한, (II) 열연 종료 후의 열연 강판 냉각 속도 및 권취 온도를 적절하게 제어하여, 기계 특성(강도와 인성)이 우수한 금속 조직을 갖는 전봉강관 제조용의 열연 강판을 얻고, (III) 전봉강관의 두께가 소정값 이상이어도, 강도 및 인성이 우수한 고강도 전봉강관을 얻을 수 있다는 지견을 얻었다. 또한, (IV) 상기 열연 강판(모강판)을 사용하여 조관한 후, 용접부에 적절한 열처리를 실시하면, 용접부에 있어서, 강관부와 동일한 우수한 강도 및 인성을 확보할 수 있다는 지견도 얻었다.
본 발명은 이상의 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 성분 조성이, 질량％로,
C: 0.040∼0.070％,
Si: 0.10∼0.50％,
Mn: 1.60∼2.00％,
Nb: 0.020∼0.080％,
V: 0.060％ 이하,
Ti: 0.010∼0.025％,
Mo: 0.20∼0.40％,
Ni: 0.10∼0.50％,
Al: 0.050％ 이하,
3Mo％+Ni％: 1.00％ 초과,
잔부: Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
강관의 모재부에 있어서 표면으로부터 두께 방향으로 두께의 1/4의 점으로서 규정되는 점을 기준점으로 한 경우에, 상기 기준점을 중심으로 두께 방향의 양쪽에 0.5mm의 폭을 갖는 영역에서의 금속 조직이, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트를 포함하고,
두께가 15.0∼19.8mm인
것을 특징으로 하는 고강도 전봉강관.
(2) 상기 성분 조성이, 또한, 질량％로,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.004％ 이하,
N: 0.006％ 이하,
O: 0.004％ 이하,
를 포함하는, 상기 (1)에 기재된 고강도 전봉강관.
(3) 상기 성분 조성이, 또한, 질량％로,
Cu: 0.10∼0.50％,
Cr: 0.05∼0.50％
Ca: 0.0005∼0.0040％
REM: 0.0005∼0.0050％
의 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 전봉강관.
(4) (3Mo％+Ni％+Cu％)가 1.20％ 초과인, 상기 (3)에 기재된 고강도 전봉강관.
(5) 상기 폴리고날 페라이트의 평균 입경이 20㎛ 이하인, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 고강도 전봉강관.
(6) 상기 금속 조직의 기계 특성이, 축방향의 인장 강도: 725MPa 초과, 축방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 0℃에서 주위 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상인, 상기 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 기재된 고강도 전봉강관.
(7) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 성분 조성을 갖는 열연 강판을, 790℃ 이상에서 열연하고, 평균 냉각 속도 8∼15℃/초로 냉각하고, 500∼630℃에서 권취함과 함께, 변태 개시 시에는 5℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법.
(8) 상기 변태 개시 시의 온도가 665℃ 미만인, 상기 (7)에 기재된 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법.
(9) 상기 열연 강판이, 주조편을 가열하고, 950℃ 이하의 누적 압하율이 50％ 이상인 열간 압연을 실시하여 얻은 열연 강판인, 상기 (7) 또는 (8)에 기재된 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법.
(10) 상기 (7) 내지 (9) 중 어느 하나에 기재된 방법으로 제조한 강판을 관상으로 성형하고, 상기 강판의 단부를 전봉 용접하고, 용접부의 외표면을 950∼1050℃로 가열하고, 용접부의 내표면에 있어서, 냉각 속도 8℃/초 이상으로, 상기 외표면의 냉각 정지 온도 600∼450℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고강도 전봉강관의 제조 방법. 또한, 이렇게 전봉강관을 제조한 후, 사이징을 적절히 행할 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 강관에서는, 당해 강관의 성분 조성, 금속 조직, 및 두께에 대하여 개량을 가하고 있다. 그 결과, 본 발명에 따른 고강도 강관에 의하면, 유정관으로서 사용하는 것에 충분한 강도 및 인성을 실현할 수 있다.
도 1은 강관의 축방향에 있어서의 인장 강도 TS와 항복 강도 YS의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명에 따른 고강도 강관의 금속 조직의 일례를 나타내는 사진이다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 전봉강관, 고강도 전봉강관용의 강판의 제조 방법, 및 고강도 전봉강관의 제조 방법의 각 실시 형태를 상세하게 설명한다. 또한, 이하에 나타내는 「％」는, 특별히 단서가 없는 한 「질량％」를 의미하는 것으로 한다. 또한, 「L 방향」이란 「강관의 축방향」을 의미하는 것으로 하고, 「C 방향」이란 「강관의 주위 방향」을 의미하는 것으로 한다.
<고강도 전봉강관 및 고강도 전봉강관용 강판>
(성분 조성)
먼저, 본 실시 형태에 따른 고강도 전봉강관(이하, 간단히 「본 전봉강관」이라고 칭하는 경우가 있다), 및 본 실시 형태에 따른 고강도 전봉강관용 강판(이하, 간단히 「본 강판」이라고 칭하는 경우가 있다)의 성분 조성의 한정 이유에 대하여 설명한다.
C: 0.040∼0.070％
C는, 본 강판의 ??칭성을 높이고, 그 강도를 높이는 원소이다. 0.040％ 미만이면, 필요한 강도가 얻어지지 않으므로, C는 0.040％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.045％ 이상이다. 한편, 0.070％를 초과하면, 본 강판의 인성, 및 강관의 용접 열 영향부의 인성이 저하되므로, C는 0.070％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.065％ 이하이다.
Si: 0.10∼0.50％
Si는, 탈산 원소인 외에, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 0.10％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Si는 0.10％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, 0.50％를 초과하면, 전봉 용접 시에 Si 함유 산화물이 생성되고, 용접부의 품질이 떨어짐과 함께, 용접 열 영향부의 인성이 저하되므로, Si는 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
Mn: 1.60∼2.00％
Mn은, 본 강판의 ??칭성을 높이고, 그 강도의 향상에 기여하고, 또한, MnS를 형성하여 S를 고정하고, 주조 시의 주조편 균열을 억제하는 원소이다. 1.60％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Mn은 1.60％ 이상으로 한다. 바람직하게는 1.70％ 이상이다. 한편, 2.00％를 초과하면, 본 강판의 내황화물 응력 균열성이 저하되므로, Mn은 2.00％ 이하로 한다. 바람직하게는 1.85％ 이하이다.
Nb: 0.020∼0.080％
Nb는, 미세한 탄질화물을 형성하고, (i) 열간 압연 후의 권취 온도에서 NbC로서 석출되고, 본 강판 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, Nb는, (ii) 오스테나이트의 입계 이동을 억제하고, 오스테나이트 입자의 조대화, 재결정을 억제하고, 열간 마무리 압연에 있어서의 오스테나이트 미재결정 온도 영역 압연을 가능하게 함과 함께, 오스테나이트 미재결정 온도 영역 바로 위에서의 조대 입자의 생성을 방지하는 원소이다.
0.020％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Nb는 0.020％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.025％ 이상이다. 한편, 0.080％를 초과하면, 본 강판의 강도가 너무 상승해서, 압연 시의 압연 하중이 증대하여, 마무리 압연이 곤란해지는 경우가 있어서, Nb는 0.080％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.050％ 이하이다.
V: 0.060％ 이하
V는, 미세한 탄질화물을 형성하고, 용접성을 손상시킬 일 없이, 본 강판의 강도를 향상시키는 원소이다. 그러나, 0.060％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 생성되어, 강판 강도가 상승하고, 또한 인성이 저하할 우려가 있어서, V는 0.060％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.030％ 이하이다. 하한값은 특별히 한정하지 않지만, 첨가 효과를 충분히 얻는 데는, 0.010％ 이상이 바람직하다.
Ti: 0.010∼0.025％
Ti는, 질화물을 형성하여 N을 고정하고, 주조 시의 주조편 균열을 방지하는 원소이다. 0.010％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Ti는 0.010％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.013％ 이상이다. 한편, 0.025％를 초과하면, 탄질화물이 다량으로 생성되어, 강판의 인성, 및 용접 열 영향부의 인성이 저하되므로, Ti는 0.025％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.022％ 이하이다.
Mo: 0.20∼0.40％
Mo는, ??칭성을 향상시키는 외에, 탄질화물을 형성하고, 본 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 0.20％ 미만이면, C양의 저감에 의한 강도의 저하분을 보충할 수 없으므로, Mo는 0.20％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.24％ 이상이다. 한편, 0.40％를 초과하면, 탄화물이 다량으로 생성되어, 인성이 저하되므로, Mo는 0.40％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.36％ 이하이다.
Ni: 0.10∼0.50％
Ni는, 본 강판의 인성의 향상에 기여하는 외에, ??칭성도 향상시키는 원소이다. 0.10％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Ni는 0.10％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, 0.50％를 초과하면, 강판의 용접성이 저하됨과 함께, 재료 비용이 상승되므로, Ni는 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.45％ 이하이다.
Al: 0.050％ 이하
Al은, 탈산제로서 기능하는 원소이다. 그러나, 0.050％를 초과하면, 산화물이 다량으로 생성되어, 강관의 청정성을 저해하므로, Al은 0.050％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.030％ 이하이다. 하한은 특별히 한정하지 않지만, 탈산 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.005％ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다.
3Mo％+Ni％: 1.00％ 초과
본 실시 형태에서는, 필요한 금속 조직(폴리고날 페라이트: 10 면적％, 잔부: 베이니틱 페라이트)을 형성하고, 이 금속 조직과 성분 조성이 함께 하여, 본 전봉강관에 필요한 기계 특성(L 방향의 인장 강도: 725MPa 초과, L 방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 0℃에서 C 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상)을 부여한다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 성분 조성에 관해 상기 기계 특성을 실현하기 위한 지표로서, 강도 향상 원소 Mo의 비율, 및 인성 향상 원소 Ni의 비율의 합을 채용한다.
Mo는, 본 전봉강관에 있어서, 저C로 한 것에 의한 강도의 저하분을, ??칭성의 향상에 의한 조직 강화와 석출 강화로 보충하는 중요한 원소이므로, 3Mo로서 평가하여 상기 지표에 집어넣었다. 그리고, 본 전봉강관에 있어서는, 3Mo％+Ni％를 1.00％ 초과로 한다.
3Mo％+Ni％가 1.00％ 이하이면, 필요한 금속 조직을 형성하기가 곤란해지므로, 3Mo％+Ni％는 1.00 초과로 한다. 바람직하게는 1.20％ 이상이다. 상한값은, 각 원소의 상한값으로 정해지므로 한정하지 않는다.
본 전봉강관 및 본 강판의 성분 조성은, 이상에 나타내는 원소 외에, P: 0.030％, S: 0.004％ 이하, N: 0.006％ 이하, O: 0.004％ 이하, 및 Cu: 0.10∼0.50％ 중 적어도 어느 것을 포함해도 된다.
P: 0.030％ 이하
P는, 불순물 원소이며, 입계에 편석하여 내황화물 응력 균열성을 증대시키는 원소이다. 0.030％를 초과하면, 내황화물 응력 균열성이 현저하게 나타나므로, P는 0.030％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.015％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, P를 0.005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승되므로, 실용 강판 및 실용 강관에 대해서는, 0.005％가 실질적인 하한값이다.
S: 0.004％ 이하
S는, 불순물 원소이며, 인성을 저하시킴과 함께, MnS를 형성하여 내황화물 응력 균열성을 증대시키는 원소이다. 0.004％를 초과하면, 강판의 인성 저하, 내황화물 응력 균열성이 현저하게 나타나므로, S는 0.004％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.002％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, S를 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승되므로, 실용 강판 및 실용 강관에 대해서는, 0.0005％가 실질적인 하한값이다.
N: 0.006％ 이하
N은, 불순물 원소이며, 시효에 의해, 조관할 때의 강판 성형성을 저하시키는 원소이다. 0.006％를 초과하면, 강판의 성형성 저하가 현저하므로, N은 0.006％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.003％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, N을 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승되므로, 실용 강판 및 실용 강관에 대해서는, 0.0005％가 실질적인 하한값이다.
O: 0.004％ 이하
O는, 본 전봉강관의 용접부에서 용접 결함의 원인이 되는 산화물을 형성하고, 용접부의 인성을 저하시킴과 함께, 내황화물 응력 균열성을 증대시키는 원소이다. 0.004％를 초과하면, 용접부의 인성 저하, 및 내황화물 응력 균열성의 증대가 현저하므로, O는 0.004％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.002％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, O를 0.0005％ 미만으로 저감하면, 제조 비용이 대폭으로 상승되므로, 실용 강판 및 실용 강관에 대해서는, 0.0005％가 실질적인 하한값이다.
Cu: 0.10∼0.50％
Cu는, ??칭성을 향상시키는 외에, 고용 강화 또는 석출 강화에서 본 강판 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 0.10％ 미만이면, 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, Cu는 0.10％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.15％ 이상이다. 한편, 0.50％를 초과하면, 열간 가공성이 저하되므로, Cu는 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.45％ 이하이다.
또한, 본 실시 형태에 있어서는, Cu를 포함하는 경우에 있어서도, 필요한 금속 조직(폴리고날 페라이트: 10 면적％, 잔부: 베이니틱 페라이트)을 형성하고, 이 금속 조직과 성분 조성이 함께 하여, 본 전봉강관에 필요한 기계 특성(L 방향의 인장 강도: 725MPa 초과, L 방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 0℃에서 C 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상)을 부여한다. 그 때문에, 본 실시 형태에서는, 성분 조성에 관해 상기 기계 특성을 실현하기 위한 지표로서, 강도 향상 원소 Mo, Cu의 비율, 및 인성 향상 원소 Ni의 비율의 합을 채용한다. 즉, Cu를 포함하는 경우에는, (3Mo％+Ni％+Cu％)를 1.20％ 초과로 한다.
Cu는, 본 전봉강관에 있어서, 저C로 한 것에 의한 강도의 저하분을, 조직 강화와, 고용 강화 또는 석출 강화에서 보충하는 중요한 원소이므로, 상기 지표에 집어넣었다. 그리고, Cu를 포함하는 본 전봉강관에 있어서는, 3Mo％+Ni％+Cu％를 1.20％ 초과로 한다.
3Mo％+Ni％+Cu％가 1.20％ 이하이면, 필요한 금속 조직을 형성하기가 곤란해지므로, 3Mo％+Ni％+Cu％는 1.20 초과로 한다. 바람직하게는 1.40％ 이상이다. 상한값은, 각 원소의 상한에서 정해지므로 한정하지 않는다.
본 실시 형태에 따른 전봉강관 및 본 실시 형태에 따른 전봉강관용 강판은, 이상에 나타내는 원소 외에, 기계 특성을 손상시키지 않는 범위에서, Ca: 0.0040％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, 및 REM: 0.0050％ 이하 중 적어도 1종을 포함하고 있어도 된다.
Ca: 0.0040％ 이하
Ca는, 전신된 조대한 황화물을 구상화하여, 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 0.0040％를 초과하면, 강관의 청정도가 저하되므로, Ca는 0.0040％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0025％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상이 바람직하다.
Cr: 0.50％ 이하
Cr은, ??칭성을 높이고, 본 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 0.50％를 초과하면, (전봉) 용접 시에 용접 결함을 유발하는 경우가 있으므로, Cr은 0.50％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, 첨가 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상이 바람직하다.
REM: 0.0050％ 이하
REM은, 전신된 조대한 황화물을 구상화하여, 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 0.0050％를 초과하면, 강관의 청정도가 저하되므로, REM은 0.0050％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0035％ 이하이다. 하한은 0％를 포함하지만, 첨가 효과를 충분히 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상이 바람직하다.
이상, 본 전봉강관 및 본 강판의 성분 조성에 대하여 설명했지만, 성분 조성의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 여기서, 불가피적 불순물이란, 원재료에 포함되는, 또는 제조의 과정에서 혼입되는 성분이며, 의도적으로 강에 함유시킨 것이 아닌 성분을 말한다. 또한, 불가피적 불순물이란, 구체적으로는, Sb, Sn, W, Co, As, Mg, Pb, Bi, B, 및 H를 들 수 있다.
(금속 조직)
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 전봉강관, 및 본 실시 형태에 따른 고강도 전봉강관용 강판의 금속 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.
본 전봉강관에 있어서는, L 방향의 인장 강도: 725MPa 초과, 및 L 방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 또한, 0℃에서 C 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상의 기계 특성을 확실하게 확보하기 위해서, 금속 조직을, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트의 금속 조직으로 한다.
여기서, 본 실시 형태에 있어서, 폴리고날 페라이트란, 비커스 경도 Hv가 하기 (1)식으로 나타나는 범위에 있는 금속 조직을 말한다.
Hv=α+430×[C％](200≤α≤240) (1)
그리고, 본 전봉강관에 있어서는, (3Mo％+Ni％)를 1.00％ 초과로 하는 것, 또는, (3Mo％+Ni％+Cu％)를 1.20％ 초과로 하는 조성 한정에 의해, 상기 금속 조직을 정상적으로 형성하고, L 방향의 인장 강도: 725MPa 초과, L 방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 또한, 0℃의 C 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상을 확보할 수 있다. 이 이유에 대해서는 후술한다.
본 전봉강관의 금속 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트가 10 면적％를 초과하면, 725MPa를 초과하는 인장 강도를 담당하는 것이 곤란해지므로, 폴리고날 페라이트는 10 면적％ 이하로 한다. 바람직하게는 5 면적％ 이하이다. 폴리고날 페라이트의 면적％는 냉각 조건에서 변동되므로, 폴리고날 페라이트의 면적％의 하한은 한정하지 않는다.
폴리고날 페라이트의 평균 입경은 20㎛ 이하가 바람직하다. 폴리고날 페라이트의 평균 입경이 20㎛를 초과하면, 본 강판의 인장 강도, 및 인성이 저하될 우려가 있다. 이 때문에, 폴리고날 페라이트의 평균 입경은 20㎛ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 15㎛ 이하이다.
본 실시 형태에 있어서, 금속 조직이란, 강관의 모재부에 있어서 외표면으로부터 두께 방향으로 두께의 1/4의 점으로서 규정되는 점을 기준점으로 한 경우에, 상기 기준점을 중심으로 두께 방향의 양쪽에 0.5mm의 폭을 갖는 영역에서의 금속 조직을 말한다. 또한, 모재부란, 용접부로부터 C 방향으로 90℃ 회전한 강관의 부분을 말한다.
강관의 상기 영역에서, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트의 금속 조직이 형성되어 있으면, 본 전봉강관에 있어서, 상기 기계 특성(L 방향의 인장 강도: 725MPa 초과, L 방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 0℃의 C 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상)이 실현된다.
여기서, 면적％란, 광학 현미경 관찰에서 관찰한 경우의 면적％를 의미한다. 폴리고날 페라이트의 평균 입경은, 광학 현미경으로 관찰한 화상을 화상 처리하고, 폴리고날 페라이트의 면적과 총 수로부터 원 상당의 평균 입경으로서 구한다.
본 강관에 있어서, 성분 조성을 한정하는 것(3Mo％+Ni％: 1.00 초과, 또는 3Mo％+Ni％+Cu％: 1.20％)에 의해, 특정한 금속 조직이 정상적으로 형성되고, 나아가서는 원하는 기계 특성이 실현되는 이유는 이하와 같다.
본 강판의 강도는, 주로, 베이니틱 페라이트의 강도에 추가로, 권취 시의 등온 유지 시에 석출되는 Mo의 탄화물에 의한 석출 강화에 의해 얻어진다.
Mo의 석출 강화는, 대략 650℃에서의 등온 유지를 피크로 하여 발현된다. 그러나, 650℃에서의 권취를 행하면, 폴리고날 페라이트가 생성되지 않는 5℃/초를 초과하는 냉각 속도로 변태를 개시시키는 것이 곤란해진다.
따라서, 폴리고날 페라이트의 생성을 가능한 한 피하고, 베이니틱 페라이트 주체의 조직을 정상적으로 얻기 위해서는, 적절하게 ??칭성을 높일 필요가 있다. 한편, Mo의 석출은 강판의 인성을 저하시키므로, Mo의 이용은 필요 최저한에 그치게 할 필요가 있다.
이상의 관점에서, ??칭성 향상 원소인 Mo, Ni, Cu에 대해서, (3Mo％+Ni％): 1.00％ 초과의 조건, 또는 (3Mo％+Ni％+Cu％): 1.20％ 초과의 조건으로 첨가하면, 폴리고날 페라이트의 생성을 가능한 한 방지할 수 있다. 그 결과, 강판의 인성을 손상시키지 않는 범위에서 Mo의 석출 강화를 이용하여, 목표로 하는 인장 강도를 얻을 수 있다.
또한, 강판을 성형하여 강관을 제조하는 경우, 성형 과정에서 강판이 가공 경화되어, 조관 후의 강관의 강도가 상승한다. 가공 경화에 의한 강도의 상승분은, 강판의 성형성이나 가공도에 의존하여 변동되므로 일률적으로 정해지지는 않지만, 조관 후의 강관에 있어서, 필요한 기계 특성을 확보하기 위해서는, 가공 경화에 따르는 강도의 상승분을 고려하여 강판을 제조할 필요가 있다.
<고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법 및 고강도 전봉강관의 제조 방법>
이어서, 본 실시 형태에 따른 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법(이하, 간단히 「본 강판의 제법」이라고 칭하는 경우가 있다) 및 본 실시 형태에 따른 고강도 전봉강관의 제조 방법(이하, 간단히 「본 전봉강관의 제법」이라고 칭하는 경우가 있다)에 대하여 설명한다.
(본 강판의 제법)
본 강판의 제법은, 상술한 본 전봉강관의 성분 조성(특정 조성)을 갖는 열연 강판을, 790℃ 이상에서 열연하고, 평균 냉각 속도 8∼15℃/초로 냉각하고, 550∼630℃에서 권취함과 함께, 변태 개시 시에는 5℃/초를 초과하는 냉각 속도로 열연 강판을 냉각한다.
본 강판의 제법에 있어서는, 상기의 열연 온도, 평균 냉각 속도, 권취 온도, 및 냉각 속도에 따라 작용 효과가 함께 하여, 본 강판의 금속 조직이, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트가 된다.
사용하는 열연 강판은, 상기 특정 조성의 용강을, 통상의 주조법(바람직하게는 연속 주조법)에 의해 얻은 주조편을 열간 압연에 제공한 열연 강판으로 한다. 또한, 주조편을, 주조 후 그대로 열간 압연에 제공해도 되고, 일단 냉각 후, 다시 소정의 온도로 가열하여 열간 압연에 제공해도 된다. 주조편의 가열 온도는 1150∼1300℃가 바람직하다.
열연 조건은, 통상의 열연 조건이어도 되지만, 열연 종료 온도가 790℃ 미만이면 압연 부하가 과도하게 증대하여, 열간 압연이 곤란해지고, 생산성이 저하되므로, 열연 종료 온도는 790℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 800℃ 이상이다.
열간 압연에 있어서의 누적 압하율에 대해서는, 후의 냉각 시의 변태 개시 시에 냉각 속도를 제어하여, 소정의 금속 조직을 확실하게 얻는 데 있어서, 950℃ 이하의 누적 압하율로 50％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
950℃를 초과하는 온도 영역의 열간 압연에서는, 오스테나이트가 재결정되기 때문에, 950℃를 초과하는 온도 영역의 압하율이 높으면, 열간 압연 종료 시의 오스테나이트상 중의 전위 밀도가 작아져, 소정의 금속 조직을 얻는 것이 어려워진다.
950℃ 이하의 누적 압하율로 50％ 미만이면 베이니틱 페라이트의 입경이 조대화되어, 인성을 저하시킬 뿐만 아니라, 폴리고날 페라이트가 석출된 경우에, 그 평균 입경을 20㎛ 이하로 하는 것이 어려워진다. 보다 바람직하게는 950℃ 이하의 누적 압하율로 65％ 이상이다.
열연 종료 후, 열연 강판을 ROT(Run Out Table) 상에서 냉각하고, 500∼630℃에서 권취한다. 열연 강판을 권취할 때까지의 동안, 평균 냉각 속도 8∼15℃/초로 열연 강판을 냉각한다. 이 냉각 시, 열연 강판의 금속 조직이 변태를 개시한 때에는 5℃/초 초과의 냉각 속도로 열연 강판을 냉각한다.
열연 강판의 권취 온도는 500∼630℃로 한다. 권취 온도가 500℃ 미만이면 강판의 인장 강도가 과도하게 상승하여, 권취가 곤란해지므로, 권취 온도는 500℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 550℃ 이상이다. 한편, 권취 온도가, 630℃를 초과하면, 변태 개시 시의 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 하는 것이 곤란해지고, 조대한 폴리고날 페라이트가 생성되므로, 권취 온도는 630℃ 이하로 한다. 바람직하게는 610℃ 이하이다.
또한, 열연 강판을 권취할 때까지의 평균 냉각 속도는 8∼15℃/초로 한다. 평균 냉각 속도가 8℃/초 미만이면 변태 개시 시의 냉각 속도를 5℃/초 이상으로 하는 것이 곤란해지므로, 당해 평균 냉각 속도는 8℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 10℃/초 이상이다.
한편, 평균 냉각 속도가 15℃/초를 초과하면, 권취 온도가 500℃ 미만이 되고, 강판의 강도가 너무 상승되어 권취가 곤란해질 뿐만 아니라, 조관이 곤란해질 우려가 있어서, 열연 강판의 평균 냉각 속도는 15℃/초 이하로 한다. 바람직하게는 13℃/초 이하이다.
또한, 열연 강판을, 열연 종료 후 500∼630℃에서 권취할 때까지의 동안, 평균 냉각 속도 8∼15℃/초로 냉각하면, 열연 강판을 권취하기 직전에, 열연 강판의 온도가 변태 개시 온도(구체적으로는 665℃ 미만)에 도달한다.
변태 개시 시의 냉각 속도가 5℃/초 이하이면, 폴리고날 페라이트가 생성되기 쉬워져, 폴리고날 페라이트를 평균 입경 20㎛ 이하로 하고, 10 면적％ 이하로 하는 것이 곤란해지므로, 변태 개시 시의 냉각 속도는 5℃/초 초과로 한다. 바람직하게는 10℃/초 이상이다. 변태 개시 시의 냉각 속도가 너무 빠르면 인장 강도가 너무 높아지지만, 평균 냉각 속도가 15℃/초 이하이면 변태 개시 시의 냉각 속도가 너무 빠를 일은 없으므로, 변태 개시 시의 냉각 속도의 상한값은 한정하지 않는다.
열연 강판의 온도가 권취 직전에 변태 개시 온도에 도달한 경우에는, 5℃/초를 초과하는 냉각 속도로, 열연 강판을 냉각하면, 필요한 금속 조직(폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 잔부: 베이니틱 페라이트)을 형성할 수 있다. 그 이유는, 이하와 같다.
변태 개시 온도는 냉각 속도의 상승과 함께 저하된다. 본 강판의 제법에 있어서의 변태 개시 온도는, 변태 개시 시의 냉각 속도를 5℃/초로 한 경우, 약 665℃이다. 변태 개시 온도가 665℃까지 낮아지면, 폴리고날 페라이트의 생성은 곤란하다. 한편, 본 강판은, C양이 낮기 때문에, ??칭성이 높지 않으므로, 15℃/초로 냉각한 경우에도 변태 개시 온도는 약 665℃이며, 베이니틱 페라이트가 주체인 금속 조직이 된다. 따라서, 본 강판의 제법에 의하면, 폴리고날 페라이트가 적은, 주로 베이니틱 페라이트를 포함하는 금속 조직을 형성할 수 있다.
(본 전봉강관의 제법)
본 전봉강관은, 본 강판을 사용하여, 냉간 가공에 의해 관상으로 성형하고, 강판 단부를 맞대서 전봉 용접하여 얻는다. 냉간 가공 조건은, 특정한 가공 조건에 한정되지 않고, 통상의 가공 조건을 적용할 수 있다. 관 전체에는 열처리를 실시하지 않지만, 용접부에는, 외표면을 950∼1050℃로 가열하고, 가열 후, 내표면에 있어서, 냉각 속도 8℃/초 이상으로, 외표면의 냉각 정지 온도 600∼450℃까지 냉각한다.
용접부의 열처리는, 통상, 고주파 가열로, 강관의 외표면측으로부터 가열하고, 외표면측으로부터 수랭하여 행한다. 용접부의 외표면의 가열 온도가 950℃ 미만이면 강관의 관 두께가 두꺼울 경우, 용접부의 내표면까지, Ac3점 이상의 온도로 가열할 수 없는 경우가 있으므로, 용접부의 외표면의 가열 온도는 950℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 970℃ 이상이다.
한편, 용접부의 외표면의 가열 온도가 1050℃를 초과하면, 용접부의 결정립이 조대화하여 인성이 저하되므로, 용접부의 외표면의 가열 온도는 1050℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1000℃ 이하이다. 가열 시간은 특별히 한정하지 않는다.
가열 후의 냉각 속도가, 용접부의 내표면에 있어서 8℃/초 미만이면 용접부에 폴리고날 페라이트가 과도하게 생성되어, 베이니틱 페라이트 주체의 금속 조직이 얻어지지 않아, 기계 특성이 저하되므로, 용접부의 내표면에 있어서의 냉각 속도는 8℃/초 이상으로 한다. 바람직하게는 15℃/초 이상이다.
용접부의 내표면에 있어서의 냉각 속도의 상한은, 상부 베이나이트가 생성되지 않는 냉각 속도로 한다. 또한, 냉각 속도의 하한을, 용접부의 내표면에 있어서 정한 것은, 냉각이, 용접부의 외표면으로부터의 수랭으로 행하여져, 용접부의 내표면측일수록, 냉각 속도가 느려지기 때문이다.
용접부의 외표면의 냉각 정지 온도가 600℃를 초과하면, 용접부에서 필요한 인장 강도를 얻는 것이 곤란해지므로, 용접부의 외표면의 냉각 정지 온도는 600℃ 이하로 한다. 바람직하게는 550℃ 이하이다. 한편, 용접부의 외표면의 냉각 정지 온도가 450℃ 미만이면 용접부의 강도가 너무 상승되어 인성이 저하되므로, 용접부의 외표면의 냉각 정지 온도는 450℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 480℃ 이상이다.
이 열처리에 의해, 용접부에 있어서도, 강관의 모재부와 마찬가지로, 소정의 기계 특성(L 방향의 인장 강도: 725MPa 초과, L 방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 나아가, 0℃에서 C 방향의 샤르피값: 22J 이상)을 실현할 수 있다.
이상에 의해, 본 강판을 관상으로 성형하여 전봉 용접하고, 또한 소정의 열처리를 실시하여 본 전봉강관을 얻은 경우에는, 용접부에 있어서, 강관의 모재부와 동일한 기계 특성을 확보할 수 있다. 이 때문에, 예를 들어 컨덕터, 서피스 케이싱에 사용되는 유정관으로서 바람직한, 두께 15mm 이상이고, 외경 300mm 이상인 고강도 전봉강관을, 높은 수율로 제조할 수 있다.
실시예
이어서, 본 발명의 실시예에 대하여 설명한다. 실시예에서 설정한 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위하여 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.
(실시예 1)
표 1에 나타내는 성분 조성 1∼13의 각 성분의 용강을 연속 주조하여 강편을 얻고, 표 2에 나타내는 제조 조건 기호 a의 각 조건에 따라서 열연 강판을 얻고, 그 후 냉간으로 강판을 관상으로 성형하고, 강판 단부를 전봉 용접하여, 외경 473mm의 강관을 얻었다. 또한, 표 1 중의 지표 Z는, (3Mo％+Ni％) 또는 (3Mo％+Ni％+Cu％)이다.
Figure pct00001
Figure pct00002
제조한 강관의 모재부로부터 시험편을 채취하고, L 방향의 단면을 관찰면으로 하여 광학 현미경으로 금속 조직을 관찰하고, 폴리고날 페라이트의 평균 입경을 측정하였다. 또한, 강관의 L 방향의 인장 강도 TS, 강관의 L 방향으로 0.5％ 내력 YS, 모재부에 대하여 0℃의 C 방향의 샤르피 흡수 에너지를 측정하였다. 그 결과를 표 3에 나타낸다.
Figure pct00003
또한, 도 1에, 표 2의 각 제조 조건 번호를 따라서 제조한 강관의 L 방향에 있어서의 인장 강도 TS와 항복 강도 YS를 나타낸다. 또한, 도 1 중, 본 발명 범위의 프레임 내에 게재되어 있는 직사각형 기호에 대해서는 실시예를 나타내고, 본 발명 범위의 프레임 밖에 게재되어 있는 X표 기호는 비교예를 나타낸다. 도 1에 의하면, 본 전봉강관에 있어서는, 인장 강도 725MPa 초과, 및 항복 강도 655∼758MPa가 얻어지고 있음을 알 수 있다.
(실시예 2)
표 1에 나타내는 성분 조성 1의 용강을 연속 주조하여 강편을 얻고, 표 2에 나타내는 제조 조건 기호 a∼k의 각 조건에 따라서 열연 강판을 얻고, 그 후 냉간으로 강판을 관상으로 성형하고, 강판 단부를 전봉 용접하여, 외경 473mm의 강관을 얻었다.
제조한 강관의 모재부 및 용접부로부터 시험편을 채취하고, L 방향의 단면을 관찰면으로 하여 광학 현미경으로 금속 조직을 관찰하고, 폴리고날 페라이트의 평균 입경을 측정하였다. 또한, 강관의 L 방향의 인장 강도 TS, 강관의 L 방향으로 0.5％ 내력 YS, 모재부 및 용접부 각각에 대하여 0℃의 C 방향의 샤르피 흡수 에너지(J)를 측정하였다. 그 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 인장 시험은 ASTM A370을 따라서 행하고, 샤르피 흡수 에너지의 측정은, ASTM A370 및 ASTM E23을 따라 행하였다.
Figure pct00004
또한, 도 2에, 표 4의 제조 조건 기호 a를 따라서 제조한 본 전봉강관의 금속 조직을 나타낸다. 도 2에 의하면, 본 전봉강관에 있어서는, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트를 포함하는 금속 조직이 얻어졌음을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 성분 조성이, 질량％로,
    C: 0.040∼0.070％,
    Si: 0.10∼0.50％,
    Mn: 1.60∼2.00％,
    Nb: 0.020∼0.080％,
    V: 0.060％ 이하,
    Ti: 0.010∼0.025％,
    Mo: 0.20∼0.40％,
    Ni: 0.10∼0.50％,
    Al: 0.050％ 이하,
    3Mo％+Ni％: 1.00％ 초과,
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
    강관의 모재부에 있어서 표면으로부터 두께 방향으로 두께의 1/4의 점으로서 규정되는 점을 기준점으로 한 경우에, 상기 기준점을 중심으로 두께 방향의 양쪽에 0.5mm의 폭을 갖는 영역에서의 금속 조직이, 폴리고날 페라이트: 10 면적％ 이하, 및 잔부: 베이니틱 페라이트를 포함하고,
    두께가 15.0∼19.8mm인
    것을 특징으로 하는 고강도 전봉강관.
  2. 제1항에 있어서, 상기 성분 조성이, 또한, 질량％로,
    P: 0.030％ 이하,
    S: 0.004％ 이하,
    N: 0.006％ 이하,
    O: 0.004％ 이하,
    를 포함하는, 고강도 전봉강관.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 화학 성분이, 질량％로,
    Cu: 0.10∼0.50％,
    Cr: 0.05∼0.50％
    Ca: 0.0005∼0.0040％
    REM: 0.0005∼0.0050％
    의 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 고강도 전봉강관.
  4. 제3항에 있어서, (3Mo％+Ni％+Cu％)가 1.20％ 초과인, 고강도 전봉강관.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 입경이 20㎛ 이하인, 고강도 전봉강관.
  6. 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 금속 조직의 기계 특성이, 축방향의 인장 강도: 725MPa 초과, 축방향의 항복 강도: 655∼758MPa, 0℃에서 주위 방향의 샤르피 흡수 에너지: 22J 이상인, 고강도 전봉강관.
  7. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성을 갖는 열연 강판을, 790℃ 이상에서 열연하고, 평균 냉각 속도 8∼15℃/초로 냉각하고, 500∼630℃에서 권취함과 함께, 변태 개시 시에는 5℃/초를 초과하는 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 변태 개시 시의 온도가 665℃ 미만인, 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법.
  9. 제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 열연 강판이, 주조편을 가열하고, 950℃ 이하의 누적 압하율이 50％ 이상인 열간 압연을 실시하여 얻은 열연 강판인, 고강도 전봉강관용 강판의 제조 방법.
  10. 제7항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 방법으로 제조한 강판을 관상으로 성형하고, 상기 강판의 단부를 전봉 용접하고, 용접부의 외표면을 950∼1050℃로 가열하고, 용접부의 내표면에 있어서, 냉각 속도 8℃/초 이상으로, 상기 외표면의 냉각 정지 온도 600∼450℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는, 고강도 전봉강관의 제조 방법.
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