KR20180123519A

KR20180123519A - 라인 파이프용 전봉 강관

Info

Publication number: KR20180123519A
Application number: KR1020187029059A
Authority: KR
Inventors: 겐스케 나가이; 마사카즈 오자키; 노보루 하세가와
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2016-07-06
Filing date: 2017-03-13
Publication date: 2018-11-16
Also published as: KR102129296B1; EP3428299A4; EP3428299A1; CN109072379A; EP3428299B1; CN109072379B; WO2018008194A1

Abstract

모재부의 화학 조성이, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.080％ 미만, Mn: 0.30 내지 1.00％, Ti: 0.005 내지 0.050％, Nb: 0.010 내지 0.100％, N: 0.001 내지 0.020％, Si: 0.010 내지 0.450％, 및 Al: 0.001 내지 0.100％를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 포함하며, 식 (1)로 표시되는 CNeq가 0.190 내지 0.320이고, Mn/Si비가 2.0 이상이고, 식 (2)로 표시되는 LR이 0.210 이상이고, 모재부의 금속 조직을 SEM을 사용하여 1000배의 배율로 관찰한 경우에, 페라이트 면적률이 40 내지 80％이며, 잔부가 템퍼링 베이나이트를 포함하는 라인 파이프용 전봉 강관.
CNeq=C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V … 식 (1)
LR=(2.1×C+Nb)/Mn … 식 (2)

Description

라인 파이프용 전봉 강관

본 발명은, 라인 파이프용 전봉 강관에 관한 것이다.

근년, 주로 원유 또는 천연가스의 수송 수단의 하나인 라인 파이프의 중요성이 보다 높아지고 있다.

라인 파이프로서 사용되는 전봉 강관(즉, 라인 파이프용 전봉 강관)에 관한 다양한 검토가 이루어지고 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에서는, 강 조직에 있어서의 베이니틱 페라이트가 95vol％ 이상인 내사워 고강도 전봉 강관용 열연 강판이 제안되어 있다.

특허문헌 2에서는, 조관(造管) 성형 전에, 소재인 대강에 예를 들어 굽힘-폄 처리에 의한 반복 변형을 부여하여 바우싱거 효과를 유기시킴으로써, 얻어지는 전봉 강관의 관축 방향의 항복비를 낮게 하는 기술이 개시되어 있다.

또한, 특허문헌 3에서는, 도장 가열에 의한 항복비의 상승을 억제하고, 변형 특성을 향상시킨 내변형 시효성이 우수한 전봉 강관의 제조 방법으로서, Nb양이 0.003％ 이상 0.02％ 미만인 강편을 사용한 전봉 강관의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 특허문헌 3의 단락 0019에는, 「Nb양이 많은 종래의 전봉 강관에서는, 조관 시에 도입된 가공 변형에 의해 Nb 탄화물의 석출이 진행되어, 항복 강도 및 인장 강도가 상승한다. 이러한 석출 강화에서는, 특히 항복 강도가 크게 상승하고, 그 결과, 항복비가 오히려 상승함을 해명하였다.」고 기재되어 있다.

일본 특허 제4305216호 공보 일본 특허 제4466320호 공보 국제 공개 제2012/133558호

근년, 사워가스를 포함하는 원유 또는 사워가스를 포함하는 천연가스를 수송하기 위한 라인 파이프의 수요가 높아지고 있다.

이러한 배경하에, 라인 파이프용 강관의 내사워성(즉, 사워가스에 대한 내성)을 보다 향상시킬 것이 요구되는 경우가 있다.

한편, 라인 파이프를 부설할 때의 라인 파이프의 좌굴을 억제하는 관점 등에서, 라인 파이프용 강관의 항복비를 저감시킬 것이 요구된다.

그러나, 특허문헌 1에 기재된 기술에서는, 항복비를 저감시킬 수 없는 경우가 있다. 이 이유는, 강 조직이 베이니틱 페라이트를 주체로 하고 있기 때문이라고 생각된다.

또한, 특허문헌 2의 기술에서는, 대강에 변형을 부여하는 공정이 필요하기 때문에 공정수가 증가하고, 그 결과, 강관의 제조 비용이 증가하는 경우가 있다.

또한, 특허문헌 3의 기술에 대해서, Nb양을 저감시키는 방법 이외의 방법에 의해 전봉 강관의 항복비를 저감시킬 것이 요구되는 경우가 있다.

본 개시의 과제는, 내사워성이 우수하고, 어느 정도의 인장 강도 및 항복 강도를 갖고, 항복비가 저감되어, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 우수한 라인 파이프용 전봉 강관을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결하는 수단에는, 이하의 양태가 포함된다.

<1> 모재부 및 전봉 용접부를 포함하고,

상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,

C: 0.030％ 이상 0.080％ 미만,

Mn: 0.30 내지 1.00％,

Ti: 0.005 내지 0.050％,

Nb: 0.010 내지 0.100％,

N : 0.001 내지 0.020％,

Si: 0.010 내지 0.450％,

Al: 0.0010 내지 0.1000％,

P: 0 내지 0.030％,

S: 0 내지 0.0010％,

Mo: 0 내지 0.50％,

Cu: 0 내지 1.00％,

Ni: 0 내지 1.00％,

Cr: 0 내지 1.00％,

V: 0 내지 0.100％,

Ca: 0 내지 0.0100％,

Mg: 0 내지 0.0100％,

REM: 0 내지 0.0100％, 및

잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,

하기 식 (1)로 표시되는 CNeq가 0.190 내지 0.320이고,

Si의 질량％에 대한 Mn의 질량％의 비가 2.0 이상이고,

하기 식 (2)로 표시되는 LR이 0.210 이상이고,

상기 모재부의 금속 조직을 주사형 전자 현미경을 사용하여 1000배의 배율로 관찰한 경우에, 페라이트로 이루어지는 제1 상의 면적률이 40 내지 80％이며, 잔부인 제2 상이 템퍼링 베이나이트를 포함하고,

관축 방향의 항복 강도가 390 내지 562MPa이고,

관축 방향의 인장 강도가 520 내지 690MPa이고,

관축 방향의 항복비가 93％ 이하이고,

상기 모재부에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지가, 0℃에 있어서 100J 이상이고,

상기 전봉 용접부에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지가, 0℃에 있어서 80J 이상인, 라인 파이프용 전봉 강관.

CNeq=C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V … 식 (1)

LR=(2.1×C+Nb)/Mn … 식 (2)

〔식 (1) 및 식 (2)에 있어서, C, Mn, Cr, Ni, Cu, Nb, Mo, 및 V는 각각 각 원소의 질량％를 나타냄〕

<2> 상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,

Mo: 0％ 초과 0.50％ 이하,

Cu: 0％ 초과 1.00％ 이하,

Ni: 0％ 초과 1.00％ 이하,

Cr: 0％ 초과 1.00％ 이하,

V: 0％ 초과 0.100％ 이하,

Ca: 0％ 초과 0.0100％ 이하,

Mg: 0％ 초과 0.0100％ 이하, 및

REM: 0％ 초과 0.0100％ 이하

의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 <1>에 기재된 라인 파이프용 전봉 강관.

<3> 상기 모재부의 금속 조직을 투과형 전자 현미경을 사용하여 100000배의 배율로 관찰한 경우에, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물의 면적률이 0.100 내지 1.000％인 <1> 또는 <2>에 기재된 라인 파이프용 전봉 강관.

<4> 상기 모재부의 화학 조성에 있어서의 Nb의 함유량이, 질량％로, 0.020％ 이상인 <1> 내지 <3> 중 어느 하나에 기재된 라인 파이프용 전봉 강관.

<5> 두께가 10 내지 25㎜이고, 외경이 114.3 내지 609.6㎜인 <1> 내지 <4> 중 어느 하나에 기재된 라인 파이프용 전봉 강관.

<6> 상기 모재부로부터 채취한 시험편에 대하여 수소 유기 균열 시험을 행한 경우에, 시험편 길이에 대한 균열의 합계 길이의 백분율인 CLR이, 8％ 이하인 <1> 내지 <5> 중 어느 하나에 기재된 라인 파이프용 전봉 강관.

본 개시에 따르면, 내사워성이 우수하고, 어느 정도의 인장 강도 및 항복 강도를 갖고, 항복비가 저감되어, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 우수한 라인 파이프용 전봉 강관이 제공된다.

도 1은, 본 개시에 있어서의 모재부의 금속 조직의 일례를 나타내는 주사형 전자 현미경 사진이다.

본 명세서에 있어서, 「내지」를 사용하여 표시되는 수치 범위는, 「내지」의 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 범위를 의미한다.

본 명세서에 있어서, 성분(원소)의 함유량을 나타내는 「％」는, 「질량％」를 의미한다.

본 명세서에 있어서, C(탄소)의 함유량을, 「C양」이라고 표기하는 경우가 있다. 다른 원소의 함유량에 대해서도 마찬가지로 표기하는 경우가 있다.

본 명세서에 있어서, 「공정」이라는 용어는, 독립된 공정뿐만 아니라, 다른 공정과 명확하게 구별할 수 없는 경우라도 그 공정의 소기의 목적이 달성되면, 본 용어에 포함된다.

본 개시의 라인 파이프용 전봉 강관(이하, 단순히 「전봉 강관」이라고도 함)은, 모재부 및 전봉 용접부를 포함하고, 모재부의 화학 조성이, 질량％로, C: 0.030％ 이상 0.080％ 미만, Mn: 0.30 내지 1.00％, Ti: 0.005 내지 0.050％, Nb: 0.010 내지 0.100％, N: 0.001 내지 0.020％, Si: 0.010 내지 0.450％, Al: 0.0010 내지 0.1000％, P: 0 내지 0.030％, S: 0 내지 0.0010％, Mo: 0 내지 0.50％, Cu: 0 내지 1.00％, Ni: 0 내지 1.00％, Cr: 0 내지 1.00％, V: 0 내지 0.100％, Ca: 0 내지 0.0100％, Mg: 0 내지 0.0100％, REM: 0 내지 0.0100％, 그리고 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고, 하기 식 (1)로 표시되는 CNeq가 0.190 내지 0.320이고, Si의 질량％에 대한 Mn의 질량％의 비(이하, 「Mn/Si비」라고도 함)가 2.0 이상이고, 하기 식 (2)로 표시되는 LR이 0.210 이상이고, 모재부의 금속 조직을 주사형 전자 현미경을 사용하여 1000배의 배율로 관찰한 경우에, 페라이트로 이루어지는 제1 상의 면적률(이하, 「페라이트 분율」이라고도 함)이 40 내지 80％이며, 잔부인 제2 상이 템퍼링 베이나이트를 포함하고, 관축 방향의 항복 강도(이하, 「YS」라고도 함)가 390 내지 562MPa이고, 관축 방향의 인장 강도(이하, 「TS」라고도 함)가 520 내지 690MPa이고, 관축 방향의 항복비(이하, 「YR」이라고도 함)가 93％ 이하이고, 모재부에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지가, 0℃에 있어서 100J 이상이며, 전봉 용접부에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지가, 0℃에 있어서 80J 이상이다.

CNeq=C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V … 식 (1)

LR=(2.1×C+Nb)/Mn … 식 (2)

본 개시의 전봉 강관은, 모재부 및 전봉 용접부를 포함한다.

전봉 강관은, 일반적으로, 열연 강판을 관형으로 성형(이하, 「롤 성형」이라고도 함)함으로써 오픈관으로 하고, 얻어진 오픈관의 맞댐부를 전봉 용접하여 전봉 용접부(electric resistance welded portion)를 형성하고, 이어서 필요에 따라 전봉 용접부를 심 열처리함으로써 제조된다.

본 개시의 전봉 강관에 있어서, 모재부(base metal portion)란, 전봉 용접부 및 열 영향부 이외의 부분을 가리킨다.

여기서, 열 영향부(heat affected zone; 이하, 「HAZ」라고도 칭함)는, 전봉 용접에 의한 열의 영향(전봉 용접 후에 심 열처리를 행하는 경우에는, 전봉 용접 및 심 열처리에 의한 열의 영향)을 받은 부분을 가리킨다.

본 명세서 중에서는, 전봉 용접부를, 단순히 「용접부」라고 칭하는 경우가 있다.

본 개시의 전봉 강관은, 내사워성이 우수하고, 어느 정도의 YS 및 TS(즉, 상술한 범위의 YS 및 TS)를 구비하고, YR이 93％ 이하로 저감되어, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 우수하다.

본 개시에 있어서, 인성이 우수하다고 함은, 0℃에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지(J)(이하, 「vE」라고도 칭함)가 크다는 것을 의미한다.

구체적으로는, 본 개시의 전봉 강관은, 모재부에 있어서의 vE가 100J 이상이고, 전봉 용접부에 있어서의 vE가 80J 이상이다.

본 명세서에 있어서, 「내사워성이 우수」라 함은, 수소 유기 균열(HIC; Hydrogen-Induced Cracking)에 대한 내성(이하, 「내HIC성」이라고도 함)이 우수함을 의미한다.

내HIC성은, 모재부로부터 채취한 시험편에 대하여 수소 유기 균열 시험(이하, 「HIC 시험」이라고도 함)을 행한 경우의 CLR(즉, Crack to Length Ratio)에 의해 평가된다.

CLR은, 시험편 길이에 대한 균열의 합계 길이의 백분율, 즉, 이하의 식에 의해 구해지는 값을 의미한다.

CLR(％)=(균열의 합계 길이/시험편 길이)×100(％)

HIC 시험은, NACE-TM0284에 준거하여 실시한다.

상세하게는, Solution A액(5mass％NaCl+0.5mass％ 빙초산 수용액)에 100％의 H₂S 가스를 포화시킨 시험액 중에, 모재부로부터 채취한 시험편을 96시간 침지한다.

침지 후, 초음파 탐상 시험에 의해, 상술한 CLR(％)을 구한다.

CLR은, 값이 낮을수록, 내HIC성(즉, 내사워성)이 우수함을 의미한다.

CLR은, 8％ 이하인 것이 바람직하다.

본 개시의 전봉 강관은 YR이 낮으므로, 전봉 강관의 좌굴을 억제할 수 있는 효과가 기대된다.

강관의 좌굴 억제가 요구되는 경우의 일례로서, 해저 라인 파이프용 강관을 릴링 부설에 의해 부설할 경우를 들 수 있다. 릴링 부설에서는, 미리 육상에서 강관을 제조하고, 제조된 강관을 바지선의 스풀 위에 권취한다. 권취된 강관을 해상에서 권출하면서 해저에 부설한다. 이 릴링 부설에서는, 강관의 권취 시 또는 권출 시에 강관에 소성 굽힘이 부여되기 때문에, 강관이 좌굴하는 경우가 있다. 강관의 좌굴이 발생하면, 부설 작업을 정지하지 않을 수 없어, 그 손해는 막대하다.

강관의 좌굴은, 강관의 YR을 저감함으로써 억제할 수 있다.

따라서, 본 개시의 전봉 강관에 따르면, 예를 들어 해저 라인 파이프용 전봉 강관으로서 사용한 경우의 릴링 부설 시의 좌굴을 억제할 수 있다는 효과가 기대된다.

또한, 본 개시의 전봉 강관은, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 우수하므로, 버스트 시의 균열 전파의 정지 특성이 우수하다는 효과가 기대된다.

상술한, 내사워성(즉, CLR), YS, TS, YR, 모재부의 vE 및 전봉 용접부의 vE는, 전봉 강관에 있어서의 상기 화학 조성(CNeq, Mn/Si비 및 LR을 포함함)과 상기 금속 조직과의 조합에 의해 달성된다.

〔모재부의 화학 조성〕

이하, 모재부의 화학 조성에 관하여, 우선, 화학 조성에 있어서의 각 성분에 대하여 설명하고, 계속해서 CNeq, Mn/Si비 및 LR에 대하여 설명한다.

C: 0.030％ 이상 0.080％ 미만

C는, 강의 가공 경화능을 향상시켜, 전봉 강관의 저YR화를 달성하기 위해서 필요한 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, C양은 0.030％ 이상이다. C양은, 바람직하게는 0.033％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.035％ 이상이다.

한편, C양이 0.080％ 미만이면 모재부의 내사워성이 향상된다. 따라서, C양은 0.080％ 미만이다. C양은, 바람직하게는 0.077％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.070％ 이하이다.

Mn: 0.30 내지 1.00％

Mn은, 강의 ?칭성을 높이는 원소이다. 또한, Mn은, S의 무해화를 위해서도 필수적인 원소이다.

Mn양이 0.30％ 미만이면 S에 의한 취화가 일어나, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Mn양은 0.30％ 이상이다. Mn양은, 바람직하게는 0.40％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상이다.

한편, Mn양이 1.00％를 초과하면, 판 두께 중앙부에 조대한 MnS가 생성되고, 또한, 판 두께 중앙부의 경도가 상승함으로써, 내사워성이 손상되는 경우가 있다. 또한, Mn양이 1.00％를 초과하면, LR 0.210 이상을 달성하지 못하는 경우가 있고, 그 결과, YR 90％ 이하를 달성하지 못하는 경우가 있다. 따라서, Mn양은 1.00％ 이하이다. Mn양은, 바람직하게는 0.90％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.85％ 이하이다.

Ti: 0.005 내지 0.050％

Ti는, 탄질화물을 형성하고, 결정립 직경의 미세화에 기여하는 원소이다.

모재부 및 전봉 용접부의 인성을 확보하는 관점에서, Ti양은, 0.005％ 이상이다.

한편, Ti양이 0.050％를 초과하면, 조대한 TiN이 생성되어, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Ti양은 0.050％ 이하이다. Ti양은, 바람직하게는 0.040％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.030 이하이며, 특히 바람직하게는 0.025％이다.

Nb: 0.010 내지 0.100％

Nb는 모재부의 인성 향상에 기여하는 원소이다.

미재결정 압연에 의한 인성 향상을 위하여, Nb양은 0.010％ 이상이다. Nb양은, 바람직하게는 0.015％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다.

한편, Nb양이 0.100％를 초과하면, 조대 탄화물에 의해 인성이 열화된다. 이로 인해, Nb양은 0.100％ 이하이다. Nb양은, 바람직하게는 0.095％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.090％ 이하이다.

N: 0.001 내지 0.020％

N은, 질화물을 형성함으로써 결정립의 조대화를 억제하고, 그 결과, 모재부 및 전봉 용접부의 인성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, N양은 0.001％ 이상이다. N양은, 바람직하게는 0.003％ 이상이다.

한편, N양이 0.020％를 초과하면, 질화물의 생성량이 증가하여, 모재부 및 전봉 용접부의 인성이 열화된다. 따라서, N양은 0.020％ 이하이다. N양은, 바람직하게는 0.008％ 이하이다.

Si: 0.010 내지 0.450％

Si는, 강의 탈산제로서 기능하는 원소이다. 보다 상세하게는, Si양이 0.010％ 이상이면 모재 및 용접부에 조대한 산화물이 생성되는 것이 억제되고, 그 결과, 모재 및 용접부의 인성이 향상된다. 따라서, Si양은 0.010％ 이상이다. Si양은, 바람직하게는 0.015％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다.

한편, Si양이 0.450％를 초과하면 전봉 용접부에 개재물이 생성되고, 샤르피 흡수 에너지가 저하되어 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Si양은 0.450％ 이하이다. Si양은, 바람직하게는 0.400％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.350％ 이하이며, 특히 바람직하게는 0.300％ 이하이다.

Al: 0.001 내지 0.100％

Al은, Si와 마찬가지로, 탈산제로서 기능하는 원소이다. 보다 상세하게는, Al양이 0.001％ 이상이면 모재 및 용접부에 조대한 산화물이 생성되는 것이 억제되고, 그 결과, 모재 및 용접부의 인성이 향상된다. 따라서, Al양은 0.001％ 이상이다. Al양은, 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이상이다.

한편, Al양이 0.100％를 초과하면, 전봉 용접 시의 Al계 산화물의 생성에 수반하여, 용접부 인성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Al양은 0.100％ 이하이다. Al양은, 바람직하게는 0.090％ 이하이다.

P: 0 내지 0.030％

P는 불순물 원소이다. P양이 0.030％를 초과하면, 입계에 편석됨으로써 인성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, P양은 0.030％ 이하이다. P양은, 바람직하게는 0.025％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이하이다.

P양은 0％여도 된다. 탈인 비용 저감의 관점에서, P양은 0％ 초과여도 되고, 0.001％ 이상이어도 된다.

S: 0 내지 0.0010％

S는 불순물 원소이다. S양이 0.0010％를 초과하면, 내사워성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, S양은 0.0010％ 이하이다. S양은, 바람직하게는 0.0008％ 이하이다.

S양은 0％여도 된다. 탈황 비용 저감의 관점에서, S양은 0％ 초과여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0003％ 이상이어도 된다.

Mo: 0 내지 0.50％

Mo는 임의의 원소이다. 따라서, Mo양은 0％여도 된다.

Mo는 강재의 ?칭성을 향상시켜, 강재의 고강도에 기여하는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, Mo양은 0％ 초과여도 되고, 0.01％ 이상이어도 되고, 0.03％ 이상이어도 된다.

한편, Mo양이 0.50％를 초과하면, Mo 탄질화물의 생성에 의해 인성을 저하시킬 가능성이 있다. 따라서, Mo양은 0.50％ 이하이다. Mo양은, 바람직하게는 0.40％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.20％ 이하이며, 특히 바람직하게는 0.10％ 이하이다.

Cu: 0 내지 1.00％

Cu는 임의의 원소이다. 따라서, Cu양은 0％여도 된다.

Cu는 모재의 강도 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, Cu양은 0％ 초과여도 되고, 0.01％ 이상이어도 되고, 0.03％ 이상이어도 된다.

한편, Cu양이 1.00％를 초과하면, 미세한 Cu 입자를 생성하고, 인성을 현저하게 열화시킬 우려가 있다. 따라서, Cu양은 1.00％ 이하이다. Cu양은, 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.60％ 이하이며, 특히 바람직하게는 0.50％ 이하이다.

Ni: 0 내지 1.00％

Ni는 임의의 원소이다. 따라서, Ni양은 0％여도 된다.

Ni는 강도 및 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, Ni양은 0％ 초과여도 되고, 0.01％ 이상이어도 되고, 0.05％ 이상이어도 된다.

한편, Ni양이 1.00％를 초과하면, 강도가 지나치게 높아질 우려가 있다. 따라서, Ni양은 1.00％ 이하이다. Ni양은, 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이며, 더욱 바람직하게는 0.60％ 이하이다.

Cr: 0 내지 1.00％

Cr은 임의의 원소이다. 따라서, Cr양은 0％여도 된다.

Cr은 ?칭성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, Cr양은 0％ 초과여도 되고, 0.01％ 이상이어도 되고, 0.05％ 이상이어도 된다.

한편, Cr양이 1.00％를 초과하면, 전봉 용접부에 생성된 Cr계 개재물에 의해 용접부의 인성이 열화될 우려가 있다. 따라서, Cr양은 1.00％ 이하이다. Cr양은, 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.70％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이하이며, 특히 바람직하게는 0.30％ 이하이다.

V: 0 내지 0.100％

V는 임의의 원소이다. 따라서, V양은 0％여도 된다.

V는 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, V양은 0％ 초과여도 되고, 0.005％ 이상이어도 되고, 0.010％ 이상이어도 된다.

한편, V양이 0.100％를 초과하면, V 탄질화물에 의해, 인성이 열화될 우려가 있다. 따라서, V양은, 0.100％ 이하이다. V양은, 바람직하게는 0.080％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.070％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.050％ 이하이며, 특히 바람직하게는 0.030％ 이하이다.

Ca: 0 내지 0.0100％

Ca는 임의의 원소이다. 따라서, Ca양은 0％여도 된다.

Ca는 황화물계 개재물의 형태를 제어하여, 저온 인성을 향상시키는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, Ca양은 0％ 초과여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 0.0030％ 이상이어도 되고, 0.0050％ 이상이어도 된다.

한편, Ca양이 0.0100％를 초과하면, CaO-CaS로 이루어지는 대형 클러스터 또는 대형 개재물이 생성되어, 인성에 악영향을 미칠 우려가 있다. 따라서, Ca양은 0.0100％ 이하이다. Ca양은, 바람직하게는 0.0090％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이며, 특히 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.

Mg: 0 내지 0.0100％

Mg는 임의의 원소이다. 따라서, Mg양은 0％여도 된다.

Mg는 탈산제 및 탈황제로서 유효한 원소이며, 특히, 미세한 산화물을 발생하고, HAZ(Heat affected zone)의 인성의 향상에도 기여하는 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, Mg양은 0％ 초과여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 되고, 0.0020％ 이상이어도 된다.

한편, Mg양이 0.0100％를 초과하면, 산화물이 응집 또는 조대화되기 쉬워지고, 그 결과, 내HIC성(Hydrogen-Induced Cracking Resistance)의 저하, 또는 모재 혹은 HAZ의 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, Mg양은 0.0100％ 이하이다. Mg양은 0.0080％ 이하가 바람직하다.

REM: 0 내지 0.0100％

REM은 임의의 원소이다. 따라서, REM양은 0％여도 된다.

여기서, 「REM」은 희토류 원소, 즉 Sc, Y, La, Ce, Pr, Nd, Pm, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, 및 Lu로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종의 원소를 가리킨다.

REM은, 탈산제 및 탈황제로서 유효한 원소이다. 이러한 효과의 관점에서, REM양은 0％ 초과여도 되고, 0.0001％ 이상이어도 되고, 0.0010％ 이상이어도 된다.

한편, REM양이 0.0100％를 초과하면, 조대한 산화물을 발생하고, 그 결과, 내HIC성의 저하, 또는 모재 혹은 HAZ의 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 따라서, REM양은 0.0100％ 이하이다. REM양은, 바람직하게는 0.0070％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.

모재부의 화학 조성은, 상술한 임의의 원소에 의한 효과를 얻는 관점에서, Mo: 0％ 초과 0.50％ 이하, Cu: 0％ 초과 1.00％ 이하, Ni: 0％ 초과 1.00％ 이하, Cr: 0％ 초과 1.00％ 이하, V: 0％ 초과 0.100％ 이하, Ca: 0％ 초과 0.0100％ 이하, Mg: 0％ 초과 0.0100％ 이하, 및 REM: 0％ 초과 0.0100％ 이하의 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.

각 임의의 원소의 보다 바람직한 양에 대해서는, 각각 전술한 바와 같다.

잔부: Fe 및 불순물

모재부의 화학 조성에 있어서, 상술한 각 원소를 제외한 잔부는, Fe 및 불순물이다.

여기서, 불순물이란, 원재료에 포함되는 성분, 또는 제조의 공정에서 혼입되는 성분이며, 의도적으로 강에 함유시킨 것이 아닌 성분을 가리킨다.

불순물로서는, 상술한 원소 이외의 모든 원소를 들 수 있다. 불순물로서의 원소는, 1종만이어도 2종 이상이어도 된다.

불순물로서, 예를 들어 O, B, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, H를 들 수 있다.

상술한 원소 중, O는 함유량 0.006％ 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 그 밖의 원소에 대하여, 통상, Sb, Sn, W, Co 및 As에 대해서는 함유량 0.1％ 이하의 혼입이, Pb 및 Bi에 대해서는 함유량 0.005％ 이하의 혼입이, B에 대해서는 함유량 0.0003％ 이하의 혼입이, H에 대해서는 함유량 0.0004％ 이하의 혼입이 각각 있을 수 있지만, 그 밖의 원소의 함유량에 대해서는, 통상의 범위라면, 특별히 제어할 필요는 없다.

CNeq: 0.190 내지 0.320

모재부의 화학 조성에 있어서, 하기 식 (1)로 표시되는 CNeq는, 0.190 내지 0.320이다.

CNeq=C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V … 식 (1)

〔식 (1)에 있어서, C, Mn, Cr, Ni, Cu, Nb, Mo, 및 V는 각각 각 원소의 질량％를 나타냄〕

CNeq는 항복 강도에 대해서, 정(正)의 상관이 있다.

항복 강도 390MPa 이상을 달성하기 쉽다는 관점에서, CNeq는 0.190 이상이다. CNeq는, 바람직하게는 0.200 이상이고, 보다 바람직하게는 0.210 이상이다.

한편, 항복 강도 562MPa 이하를 달성하기 쉽다는 관점에서, CNeq는 0.320 이하이다. CNeq는, 바람직하게는 0.310 이하이고, 보다 바람직하게는 0.300 이하이다.

LR: 0.210 이상

모재부의 화학 조성에 있어서, 하기 식 (2)로 표시되는 LR이, 0.210 이상이다.

본 개시의 전봉 강관에서는, LR이 0.210 이상임으로써, YR 93％ 이하가 달성될 수 있다.

LR이 0.210 미만인 경우에는, YR이 93％를 초과하는 경우가 있다. 이 이유는, 강 중의 석출물량이 적어지고, 가공 경화능이 저하되기(즉, TS가 저하되기) 때문이라고 생각된다.

LR=(2.1×C+Nb)/Mn … 식 (2)

〔식 (2)에 있어서, C, Nb, 및 Mn은 각각 각 원소의 질량％를 나타냄〕

식 (2)의 기술적인 의미는 이하와 같다.

식 (2)에 있어서, C양 및 Nb양을 분자에 배치하는 이유는, C 및 Nb가 석출물을 형성함으로써, 강의 가공 경화능이 향상되고(즉, TS가 상승하고), 그 결과, 강의 YR이 저감된다고 생각되기 때문이다.

C양에 「2.1」을 곱하는 이유는, 상술한 석출물 형성에 의한 가공 경화능 향상의 효과에 관하여, C의 함유에 의한 효과는 Nb의 함유에 의한 효과의 약 2.1배라고 생각되기 때문이다.

식 (2)에 있어서, Mn양을 분모에 배치하는 이유는, Mn의 함유에 의해 강을 비교적 저온에서 변태시키는 것이 가능하게 되기는 하지만, Mn의 함유에 의해 강의 가공 경화능 자체가 손상되고(즉, TS가 저하되고), 그 결과, 강의 YR이 상승하기 때문이다.

상술한 바와 같이, LR은, Nb양 및 C양에 대하여 정의 상관이 있고, Mn양에 대하여 부(負)의 상관이 있다.

본 개시의 전봉 강관에서는, LR이 0.210 이상임을 만족함으로써, Nb양이 비교적 많은 경우, 예를 들어 특허문헌 3(국제 공개 제2012/133558호)에 있어서의 Nb양(0.003％ 이상 0.02％ 미만)보다도 많은 경우라도, C양 및 Mn양에 따라서는 LR이 0.210 이상으로 되는 경우가 있다. 이 경우에는, YR 93％ 이하가 달성될 수 있다.

또한, 본 개시의 전봉 강관에서는, Nb양이 0.02％ 미만인 경우에 있어서도, LR이 0.210 이상인 점 및 LR 이외의 조건을 만족함으로써, YR 93％ 이하가 달성될 수 있다.

YR 93％ 이하를 보다 달성하기 쉽다는 관점에서, LR은, 바람직하게는 0.220 이상이고, 보다 바람직하게는 0.230 이상이다.

LR의 상한에는 특별히 제한은 없다. LR은, 전봉 강관의 제조 적성의 관점에서, 바람직하게는 0.600 이하이다.

Mn/Si비: 2.0 이상

모재부의 화학 조성에 있어서, Mn/Si비(즉, Si의 질량％에 대한 Mn의 질량％ 의 비 Mn/Si비)는 2.0 이상이다.

본 개시의 전봉 강관에서는, Mn/Si비가 2.0 이상임으로써, 용접부의 인성이 향상되고, 용접부에 있어서의 vE(즉, 0℃에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지)가 80J 이상이 된다.

Mn/Si비가 2.0 미만인 경우에는, vE가 80J 미만이 되는 경우가 있다. 이 이유는, Mn/Si비가 2.0 미만인 경우, 용접부에 있어서, MnSi계의 개재물이 취성 파괴의 기점이 됨으로써, 인성이 열화되기 때문이라고 생각된다.

Mn/Si비는, 용접부의 인성을 보다 향상시키는 관점에서, 바람직하게는 2.1 이상이다.

Mn/Si비의 상한에는 특별히 제한은 없다. Mn/Si비는, 용접부의 인성 및 모재부의 인성을 보다 향상시킨다는 관점에서, 50 이하인 것이 바람직하다.

〔모재부의 금속 조직〕

본 개시의 전봉 강관에 있어서, 모재부의 금속 조직은, 이 금속 조직을 주사형 전자 현미경을 사용하여 1000배의 배율로 관찰한 경우에, 페라이트 분율(즉, 페라이트로 이루어지는 제1 상의 면적률)이 40 내지 80％이며, 잔부인 제2 상이 템퍼링 베이나이트를 포함한다.

본 개시의 전봉 강관에서는, 페라이트 분율이 40％ 이상임으로써, YR 93％ 이하가 달성될 수 있다. YR을 보다 저감시키는 관점에서, 페라이트 분율은, 바람직하게는 45％ 이상이고, 보다 바람직하게는 50％ 이상이다.

본 개시의 전봉 강관에서는, 페라이트 분율이 80％ 이하임으로써, 내사워성이 향상된다. 내사워성 향상의 관점에서, 페라이트 분율은, 바람직하게는 75％ 이하이다.

본 개시의 전봉 강관에 있어서, 잔부인 제2 상은 템퍼링 베이나이트를 포함한다.

제2 상이 템퍼링 베이나이트를 포함하는 것은, 본 개시의 전봉 강관이, 조관 후(즉, 전봉 용접 후(전봉 용접 후에 심 열처리가 실시된 경우에는 심 열처리 후)), 템퍼링이 실시된 전봉 강관임을 의미한다.

본 개시의 전봉 강관이, 조관 후에 템퍼링이 실시된 전봉 강관임으로써, YR 93％ 이하가 달성될 수 있다. 이 이유는, 조관 후의 템퍼링에 의해 YR이 내려가기 때문이라고 생각된다. 조관 후의 템퍼링에 의해 YR이 내려가는 이유는, 전위 밀도가 저하함으로써 YS가 내려가고, 또한, 전위 상에 시멘타이트가 석출됨으로써 가공 경화가 커지기(즉, TS가 상승하기) 때문이라고 생각된다.

본 명세서에 있어서, 템퍼링 베이나이트는, 그 조직 중에 입상의 시멘타이트를 포함하는 점에서, 템퍼링 베이나이트가 아닌 베이나이트와 구별된다.

본 명세서에 있어서의 「베이나이트」의 개념에는, 베이니틱 페라이트, 그래뉼라 베이나이트, 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트가 포함된다.

제2 상은, 템퍼링 베이나이트를 포함하고 있으면 되고, 템퍼링 베이나이트만으로 이루어지는 상이어도 되고, 템퍼링 베이나이트 이외의 조직을 포함하고 있어도 된다.

템퍼링 베이나이트 이외의 조직으로서는, 펄라이트를 들 수 있다.

본 명세서에 있어서의 「펄라이트」의 개념에는, 의사 펄라이트도 포함된다.

모재부의 금속 조직에 있어서, 페라이트 분율의 측정 및 제2 상의 특정은, 모재 90°위치의 L 단면에 있어서의 두께 1/4 위치의 금속 조직을 나이탈 에칭하고, 나이탈 에칭 후의 금속 조직의 사진(이하, 「금속 조직 사진」이라고도 함)을, 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용하여 1000배의 배율로 관찰함으로써 행한다. 여기서, 금속 조직 사진은, 1000배의 시야에서 10시야분(단면의 실면적으로서 0.12㎟분) 촬영한다. 촬영한 금속 조직 사진을 화상 처리함으로써, 페라이트 분율의 측정 및 제2 상의 특정을 행한다. 화상 처리는, 예를 들어 (주)니레코제의 소형 범용 화상 해석 장치 LUZEX AP를 사용하여 행한다.

본 명세서에 있어서, 「모재 90°위치」란, 용접부로부터 관 둘레 방향으로 90° 어긋난 위치를 가리키고, 「L 단면」이란, 관축 방향 및 두께 방향에 대하여 평행인 단면을 가리키고, 「두께 1/4 위치」란, 전봉 강관의 외주면으로부터 거리가 두께의 1/4인 위치를 가리킨다.

또한, 본 명세서에 있어서, 관축 방향을 「L 방향」이라고 칭하는 경우가 있다.

도 1은, 본 개시에 있어서의 모재부의 금속 조직의 일례를 나타내는 주사형 전자 현미경 사진(SEM 사진; 배율 1000배)이다.

도 1의 SEM 사진은, 후술하는 실시예 1에 있어서, 페라이트 분율의 측정 및 제2 상의 특정에 사용한 SEM 사진 중 1매(1시야)이다.

도 1에 도시한 바와 같이, 페라이트로 이루어지는 제1 상, 및 템퍼링 베이나이트를 포함하는 제2 상을 확인할 수 있다. 특히, 백색의 점(시멘타이트)이 존재하는 점에서, 제2 상이 템퍼링 베이나이트를 포함함을 알 수 있다.

모재부의 금속 조직은, 이 금속 조직을 투과형 전자 현미경을 사용하여 100000배의 배율로 관찰한 경우에, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물(이하, 「특정 석출물」이라고도 함)의 면적률(이하, 「특정 석출물 면적률」이라고도 함)이 0.100 내지 1.000％인 것이 바람직하다.

특정 석출물 면적률이 0.100％ 이상이면 YR이 93％ 이하인 것을 보다 달성하기 쉽다. 이 이유는, 특정 석출물(즉, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물)이 가공 경화 특성의 향상(즉, TS의 상승)에 기여하고, 그 결과, YR이 저하되기 때문이라고 생각된다.

한편, 특정 석출물 면적률이 1.000％ 이하이면, 취성 파괴가 억제된다(즉, 모재부의 인성이 우수함). 특정 석출물 면적률은, 바람직하게는 0.900％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.800％ 이하이다.

특정 석출물 면적률이 0.100 내지 1.000％인 것은, 조관 후, 400℃ 이상 Ac1점 이하의 온도에서의 템퍼링을 행함으로써 달성될 수 있다.

본 개시에 있어서, 석출물 면적률(즉, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물의 면적률)은, 모재 90°위치의 L 단면에 있어서의 두께 1/4 위치의 금속 조직을, 투과형 전자 현미경(TEM)을 사용하여 100000배의 배율로 관찰함으로써 측정한다.

보다 상세하게는, 우선, 모재 90°위치의 L 단면에 있어서의 두께 1/4 위치에서 채취한 샘플에 기초하여, 아세틸아세톤 10용적％, 테트라메틸암모늄클로라이드 1용적％, 및 메틸알코올 89용적％로 이루어지는 전해액을 사용한 SPEED법에 의해, TEM 관찰용 레플리카를 제작한다. 얻어진 TEM 관찰용 레플리카를, TEM을 사용하여 100000배의 배율로 관찰함으로써, 한 변이 1㎛인 정사각형의 시야 사이즈의 TEM상을 10시야분 취득한다. 취득한 TEM상의 전체 면적에 대한 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물의 면적률을 산출하고, 얻어진 결과를 특정 석출물 면적률(％)로 한다.

또한, 상기 SPEED법에 있어서의 에칭의 조건은, 참조 전극으로서 포화 칼로멜 전극을 사용하고, 약 80평방밀리미터의 표면적에 대해서 -200㎷의 전압에서 10쿨롱의 전하를 인가하는 조건으로 한다.

또한, 특정 석출물(즉, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물)은, 구체적으로는, Fe 이외의 금속의 탄화물, Fe 이외의 금속의 질화물, 및 Fe 이외의 금속의 탄질화물로 이루어지는 군에서 선택되는 적어도 1종이라고 생각된다.

여기서 말하는 Fe 이외의 금속으로서는, Ti 및 Nb가 고려된다. 또한, 화학 조성이 V, Mo 및 Cr 중 적어도 1종을 함유하는 경우에는, 상기 Fe 이외의 금속으로서, V, Mo 및 Cr 중 적어도 1종도 고려된다.

〔관축 방향의 항복 강도(YS)〕

본 개시의 전봉 강관은, 관축 방향의 항복 강도(YS)가 390 내지 562MPa이다.

관축 방향의 YS는, 바람직하게는 410MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 450MPa 이상이고, 더욱 바람직하게는 470MPa 이상이며, 특히 바람직하게는 500MPa 이상이다.

관축 방향의 YS는, 바람직하게는 550MPa 이하이고, 보다 바람직하게는 540MPa 이하이며, 특히 바람직하게는 530MPa 이하이다.

관축 방향의 YS가 562MPa 이하인 것은, 조관 후, 템퍼링을 행함으로써 달성될 수 있다. 이 이유는, 조관 후의 템퍼링에 의해, 조관 변형이 완화되고, 전위 밀도가 낮아지기 때문이라고 생각된다.

〔관축 방향의 인장 강도(TS)〕

본 개시의 전봉 강관은, 관축 방향의 인장 강도(TS)가 520 내지 690MPa이다.

관축 방향의 TS는, 바람직하게는 550MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 580MPa 이상이다.

관축 방향의 TS는, 바람직하게는 680MPa 이하이고, 보다 바람직하게는 660MPa 이하이며, 특히 바람직하게는 650MPa 이하이다.

〔관축 방향의 항복비〕

본 개시의 전봉 강관은, 관축 방향의 항복비(YR=(YS/TS)×100)가 93％ 이하이다.

이에 의해, 부설 시 등에 있어서의 전봉 강관의 좌굴이 억제된다.

관축 방향의 YR이 93％ 이하인 것은, 조관 후, 템퍼링을 행함으로써 달성될 수 있다. 이 이유는, 전위 밀도가 저하됨으로써 YS가 내려가고, 또한, 전위 상에 시멘타이트가 석출됨으로써 가공 경화가 커지기(즉, TS가 상승하기) 때문이라고 생각된다.

〔전봉 강관의 두께〕

본 개시의 전봉 강관 두께는, 바람직하게는 10 내지 25㎜이다.

두께가 10㎜ 이상이면 열연 강판을 관형으로 성형할 때의 변형을 이용하여 YR을 저하시키기 쉽다는 점에서 유리하다. 두께는, 보다 바람직하게는 12㎜ 이상이다.

두께가 25㎜ 이하이면, 전봉 강관의 제조 적성(상세하게는, 열연 강판을 관형으로 성형할 때의 성형성)의 점에서 유리하다. 두께는, 보다 바람직하게는 20㎜ 이하이다.

〔전봉 강관의 외경〕

본 개시의 전봉 강관 외경은, 바람직하게는 114.3 내지 609.6㎜(즉, 4.5 내지 24인치)이다.

외경이 114.3㎜ 이상이면 라인 파이프용 전봉 강관으로서 보다 적합하다. 외경은, 바람직하게는 139.7㎜(즉, 5.5인치) 이상, 보다 바람직하게는 177.8㎜(즉, 7인치) 이상이다.

외경이 609.6㎜ 이하이면, 열연 강판을 관형으로 성형할 때의 변형을 이용해서 YR을 저하시키기 쉽다는 점에서 유리하다. 외경은, 바람직하게는 406.4㎜(즉, 16인치) 이하, 보다 바람직하게는 304.8㎜(즉, 12인치) 이하이다.

〔제법의 일례〕

본 개시의 전봉 강관 제법의 일례로서, 이하의 제법 A를 들 수 있다.

제법 A는,

상술한 화학 조성을 갖는 열연 강판을 사용하여 애즈롤(as-roll) 전봉 강관을 제조하는 공정과,

애즈롤 전봉 강관에 대해서 템퍼링을 실시함으로써 전봉 강관을 얻는 템퍼링 공정

을 갖는다.

상기 제법 A에 의하면, 템퍼링 공정을 가짐으로써, 전술한 이유에 의해, YR이 93％ 이하인 전봉 강관을 제조하기 쉽다.

템퍼링 온도(즉, 템퍼링에 있어서의 유지 온도)는, 400℃ 이상 Ac1점 이하인 것이 바람직하다.

템퍼링 온도가 400℃ 이상이면 시멘타이트 및 특정 석출물(원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물)을 보다 석출시키기 쉬우므로, YR 93％ 이하를 보다 달성하기 쉽다. 템퍼링 온도로서, 보다 바람직하게는 420℃ 이상이다.

템퍼링 온도가 Ac1점 이하이면, 금속 조직의 조대화가 억제되고, 그 결과, 인성이 향상된다. 템퍼링 온도는, 강의 Ac1점에 따라 다르지만, 720℃ 이하인 것도 바람직하고, 710℃ 이하인 것도 바람직하며, 700℃ 이하인 것도 바람직하다.

여기서, Ac1점은, 강의 온도를 상승시켰을 때, 오스테나이트로의 변태가 개시되는 온도를 의미한다.

Ac1점은, 하기 식에 의해 산출된다.

Ac1점(℃)=750.8-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+232.4Nb-169.4Al

〔여기서, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo, V, Ti, Nb, 및 Al은 각각 각 원소의 질량％이다. Ni, Cu, Cr, Mo, 및 V는 임의의 원소이며, 이들 임의의 원소 중, 강편에 함유되어 있지 않은 원소에 대해서는 0질량％로 하여 Ac1점을 계산함〕

템퍼링 공정에서의 템퍼링 시간(즉, 템퍼링 온도에서의 유지 시간)은, 시멘타이트 및 특정 석출물의 석출에 의해 YR을 보다 저하시키기 쉬운 관점에서, 5분 이상인 것이 바람직하다.

제법 A에 있어서, 애즈롤 전봉 강관이란, 열연 강판을 롤 성형(즉, 관상의 성형)하여 제조되는 전봉 강관이며, 롤 성형 후, 심 열처리 이외의 열처리가 실시되어 있지 않은 전봉 강관을 가리킨다.

제법 A에 있어서의 애즈롤 전봉 강관을 제조하는 공정의 바람직한 형태에 대해서는 후술한다.

제법 A는, 애즈롤 전봉 강관을 제조하는 공정과, 템퍼링 공정의 사이에, 애즈롤 전봉 강관의 형상을, 사이저에 의해, 조정 전후의 진원도의 변화량(이하, 「사이저 진원도 변화량(％)」이라고도 함)이 1.0％ 이상이 되는 조건에서 조정하는 사이저 공정을 갖는 것이 바람직하다.

제법 A가 사이저 공정을 갖는 경우에는, 상술한 특정 석출물 면적률이 0.100 내지 1.000％인 전봉 강관을 보다 제조하기 쉽다.

이 이유는, 사이저 진원도 변화량이 1.0％ 이상이 되는 조건의 상기 사이저 공정에 의해, 애즈롤 전봉 강관의 내부에, 어느 정도의 양 이상의 전위가 도입되고, 그 후, 애즈롤 전봉 강관에 대해서 400℃ 이상 Ac1점 이하의 온도의 템퍼링을 실시함으로써, 전위 상에 미세한 특정 석출물이 석출되기 쉬워지기 때문이라고 생각된다.

여기서, 애즈롤 전봉 강관의 진원도는, 이하와 같이 하여 구한다.

우선, 애즈롤 전봉 강관의 외경을, 관 둘레 방향에 대하여 45° 피치로 측정함으로써 4개의 측정값을 얻는다. 얻어진 4개의 측정값에 있어서의, 최댓값, 최솟값 및 평균값을 각각 구한다. 최댓값, 최솟값 및 평균값에 기초하여, 이하의 식에 의해 애즈롤 전봉 강관의 진원도를 구한다.

애즈롤 전봉 강관의 진원도=(최댓값-최솟값)/평균값

또한, 사이저 진원도 변화량(％)은, 사이저에 의한 형상 조정 전의 애즈롤 전봉 강관의 진원도, 및 사이저에 의한 형상 조정 후의 애즈롤 전봉 강관의 진원도에 기초하여, 하기 식에 의해 구한다.

사이저 전후의 진원도의 변화량(％)=(|사이저에 의한 형상 조정 후의 애즈롤 전봉 강관의 진원도-사이저에 의한 형상 조정 전의 애즈롤 전봉 강관의 진원도|/사이저에 의한 형상 조정 전의 애즈롤 전봉 강관의 진원도)×100

제법 A에 있어서의 애즈롤 전봉 강관을 제조하는 공정은,

상술한 화학 조성을 갖는 강편(슬래브)을 가열하고, 가열된 강편을 열간 압연함으로써, 열연 강판을 얻는 열간 압연 공정과,

열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉각하는 냉각 공정과,

냉각 공정에서 냉각된 열연 강판을 권취함으로써, 열연 강판으로 이루어지는 핫 코일을 얻는 권취 공정과,

핫 코일로부터 열연 강판을 권출하고, 권출된 열연 강판을 롤 성형함으로써 오픈관으로 하고, 얻어진 오픈관의 맞댐부를 전봉 용접하여 전봉 용접부를 형성함으로써, 애즈롤 전봉 강관을 얻는 조관 공정

을 갖는 것이 바람직하다.

조관 공정은, 전봉 용접 후, 필요에 따라 전봉 용접부에 대하여 심 열처리를 실시해도 된다.

열간 압연 공정에서는, 상술한 화학 조성을 갖는 강편(슬래브)을 1150℃ 내지 1350℃의 온도로 가열하는 것이 바람직하다.

강편을 가열하는 온도가 1150℃ 이상이면 전봉 강관의 모재부의 인성을 보다 향상시킬 수 있다. 이 이유는, 강편을 가열하는 온도가 1150℃ 이상이면, 미고용의 Nb 탄화물의 생성을 억제할 수 있기 때문이라고 생각된다.

강편을 가열하는 온도가 1350℃ 이하이면, 전봉 강관의 모재부의 인성을 보다 향상시킬 수 있다. 이 이유는, 강편의 가열 온도가 1350℃ 이하이면, 금속 조직의 조대화를 억제할 수 있기 때문이라고 생각된다.

열간 압연 공정에서는, 예를 들어 1150℃ 내지 1350℃의 온도로 가열된 강편을, Ar3점+100℃ 이상의 온도로 열간 압연하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 열연 강판의 ?칭성을 향상시킬 수 있다. 그 결과, 최종적으로 얻어지는 전봉 강관 (즉, 템퍼링이 실시된 전봉 강관)의 내사워성을 향상시킬 수 있다.

여기서, Ar3점은, 모재부의 화학 조성으로부터, 하기 식에 의해 구한다.

Ar3(℃)=910-310C-80Mn-55Ni-20Cu-15Cr-80Mo

〔여기서, C, Mn, Ni, Cu, Cr, 및 Mo는 각각 각 원소의 질량％이다. Ni, Cu, Cr, 및 Mo는 임의인 원소이며, 이들 임의의 원소 중, 강편에 함유되어 있지 않은 원소에 대해서는 0질량％로 하여 Ar3점을 계산함〕

냉각 공정은, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을 냉각하는 공정이다.

냉각 공정에서는, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을, 냉각 개시 온도를 Ar3점 이상으로 하여 냉각하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 모재부의 강도 및 인성을 보다 향상시킬 수 있다. 이 이유는, 냉각 개시 온도를 Ar3점 이상으로 함으로써, 조대한 페라이트의 생성이 억제되기 때문이라고 생각된다.

냉각 공정에서의 냉각은, 열간 압연 공정에서의 압연 종료 후(즉, 열간 압연 공정에서의 최종 압연의 종료 후), 10초 이내에 개시하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 최종적으로 얻어지는 전봉 강관의 페라이트 분율을 80％ 이하로 조정하기 쉽다.

또한, 냉각 공정에서는, 열간 압연 공정에서 얻어진 열연 강판을, 5℃/s 내지 80℃/s의 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

냉각 속도가 5℃/s 이상이면 모재부의 인성 열화가 보다 억제된다. 이 이유는, 냉각 공정에서의 냉각 속도가 5℃/s 이상임으로써, 조대한 페라이트의 생성이 억제되기 때문이라고 생각된다.

냉각 속도가 80℃/s 이하이면, 모재부의 인성 열화가 억제된다. 이 이유는, 냉각 공정에서의 냉각 속도가 80℃/s 이하임으로써, 제2 상 분율이 과잉이 되는 것(즉, 페라이트 분율이 40％ 미만이 되는 것)이 억제되기 때문이라고 생각된다.

권취 공정은, 냉각 공정에서 냉각된 열연 강판을, 450 내지 650℃의 권취 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.

권취 온도가 450℃ 이상이면 모재부의 인성 열화가 억제된다. 이 이유는, 권취 온도가 450℃ 이상이면 마르텐사이트의 생성이 억제되기 때문이라고 생각된다.

권취 온도가 650℃ 이하이면, YR의 상승을 억제할 수 있다. 이 이유는, 권취 온도가 650℃ 이하이면, Nb 탄질화물이 과잉 생성이 억제되고, 그 결과, YS의 상승이 억제되기 때문이라고 생각된다.

실시예

이하, 본 개시의 실시예를 나타내지만, 본 개시는 이하의 실시예에 한정되지는 않는다.

〔실시예 1 내지 26, 비교예 1 내지 31〕

<핫 코일의 제조>

표 1 및 표 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 강편을 준비하였다.

비교예 28(S: 0.0015％)의 강편은, 통상의 조건에서 제조하였다.

실시예 1 내지 26, 및 비교예 1 내지 27 및 29 내지 31의 강편을 제조하는 과정에서는, 정련 시에 사용하는 슬래그의 조성을 최적화하는 기술 및 정련의 도중에 슬래그를 교환하는 기술을 이용하여, 강편에 있어서의 S양이 0.0010％ 이하로 되도록 제어하였다.

상기 강편을 1250℃로 가열하고, 가열된 강편을 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 얻어진 열연 강판을, 냉각 속도 50℃/s로 냉각하여, 냉각된 열연 강판을 권취 온도 550℃에서 권취함으로써, 열연 강판으로 이루어지는 핫 코일을 얻었다.

여기서, 열간 압연에 있어서의 최종 압연 종료로부터 냉각 개시까지의 시간은, 표 3에 나타내는 시간으로 하였다.

각 실시예 및 각 비교예에 있어서, 표 1 및 표 2에 나타낸 원소를 제외한 잔부는 Fe 및 불순물이다.

표 2 중, 실시예 18 및 19에 있어서의 REM은 Ce이고, 실시예 23 및 24에 있어서의 REM은 Nd이고, 실시예 25에 있어서의 REM은 La이다.

표 1 내지 표 3 중, 밑줄을 그은 수치는, 본 개시의 범위 밖의 수치이다.

<애즈롤 전봉 강관의 제조>

상기 핫 코일로부터 열연 강판을 권출하고, 권출된 열연 강판을 롤 성형함으로써 오픈관으로 하고, 얻어진 오픈관의 맞댐부를 전봉 용접하여 용접부를 형성하고, 이어서 용접부를 심 열처리함으로써, 애즈롤 전봉 강관을 얻었다.

<전봉 강관의 제조(사이저 및 템퍼링)>

상기 애즈롤 전봉 강관의 형상을, 사이저에 의해, 표 3에 나타내는 사이저 진원도 변화량(％)이 되는 조건에서 조정하였다.

형상 조정 후의 애즈롤 전봉 강관에 대해서, 표 3에 나타내는 템퍼링 온도 및 템퍼링 시간에 의한 템퍼링을 실시함으로써, 전봉 강관을 얻었다.

얻어진 전봉 강관의 외경은 219㎜이며, 이 전봉 강관의 두께는 15.9㎜였다.

또한, 이상의 제조 공정은, 강의 화학 조성에 영향을 미치지 않는다. 따라서, 얻어진 전봉 강관의 모재부의 화학 조성은, 원료인 강편의 화학 조성과 동일하다고 간주할 수 있다.

<측정>

얻어진 전봉 강관에 대하여, 이하의 측정을 행하였다.

결과를 표 3에 나타낸다.

(페라이트 분율의 측정 및 제2 상의 조직 확인)

전술한 방법에 의해, 페라이트 분율을 측정하고, 제2 상의 종류를 확인하였다.

표 3 중, TB는 템퍼링 베이나이트를 의미하고, P는 펄라이트를 의미한다.

(YS, TS 및 YR의 측정)

전봉 강관의 모재 90°위치로부터, 인장 시험용 시험편을, 인장 시험의 시험 방향(인장 방향)이 전봉 강관의 관축 방향(이하, 「L 방향」이라고도 칭함)이 되는 방향으로 채취하였다. 여기서, 시험편의 형상은, 미국 석유 협회 규격 API 5L(이하, 단순히 「API 5L」이라고 함)에 준거하는 평판 형상으로 하였다.

채취한 시험편을 사용하여, 실온에서, API 5L에 준거하여, 시험 방향을 전봉 강관의 L 방향으로 하는 인장 시험을 행하고, 전봉 강관의 L 방향의 TS, 및 전봉 강관의 L 방향의 YS를 각각 측정하였다.

또한, 산출식 「(YS/TS)×100」에 의해, 전봉 강관의 L 방향의 YR(％)을 구하였다.

(모재부의 vE(J)(0℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지)의 측정)

전봉 강관의 모재 90℃ 위치로부터 V 노치를 갖는 풀 사이즈 시험편(샤르피 충격 시험용 시험편)을 채취하였다. V 노치를 갖는 풀 사이즈 시험편은, 시험 방향이 관 둘레 방향(C 방향)이 되도록 채취하였다. 채취된 V 노치를 갖는 풀 사이즈 시험편에 대하여, 0℃의 온도 조건하에서, API 5L에 준거하여 샤르피 충격 시험을 행하여, vE(J)를 측정하였다.

이상의 측정을, 전봉 강관 1개당 5회 행하고, 5회의 측정값의 평균값을, 그 전봉 강관의 모재부의 vE(J)로 하였다.

(용접부의 vE(J)(0℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지)의 측정)

V 노치를 갖는 풀 사이즈 시험편을 채취한 위치를, 전봉 강관의 용접부로 변경한 것 이외에는, 모재부의 vE(J)의 측정과 마찬가지의 조작을 행하였다.

(특정 석출물 면적률의 측정)

전술한 방법에 의해, 특정 석출물 면적률(즉, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물의 면적률; 표 3에서는 단순히 「석출물 면적률(％)」이라고 표기함)을 측정하였다.

(HIC 시험의 CLR(％); 내사워성)

HIC 시험은, NACE-TM0284에 준거하여 실시하였다.

전봉 강관의 모재 90℃ 위치로부터 HIC 시험용 전체 두께 시험편을 채취하고, 채취한 전체 두께 시험편을, Solution A액(5mass％NaCl+0.5mass％ 빙초산 수용액)에 100％의 H₂S 가스를 포화시킨 시험액 중에, 96시간 침지하였다. 96시간 침지 후의 시험편에 대하여, 초음파 탐상기에 의해 HIC의 발생 유무를 측정하였다. 이 측정 결과에 기초하여, 하기 식에 의해 CLR(％)을 구하였다.

CLR이 작을수록, 내사워성이 우수하다.

CLR(％)=(균열의 합계 길이/시험편 길이)×100(％)

표 1 내지 표 3에 나타낸 바와 같이, 각 실시예의 전봉 강관은, 내사워성이 우수하고, 어느 정도의 인장 강도 및 항복 강도를 갖고, 항복비가 저감되어, 모재부 및 용접부의 인성이 우수하다는 사실을 알 수 있다.

각 실시예에 대하여, 각 비교예의 결과는 이하와 같았다.

C양이 상한을 초과한 비교예 1에서는, 내사워성이 저하되었다.

C양이 하한을 하회한 비교예 2에서는, YR이 높아졌다. 이 이유는, 강의 가공 경화능이 열화되었기 때문이라고 생각된다.

Si양이 상한을 초과한 비교예 3에서는, 용접부의 인성이 저하되었다.

Si양이 하한을 하회한 비교예 4에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 탈산이 불충분해져 조대한 산화물이 발생하였기 때문이라고 생각된다.

Mn양이 하한을 하회한 비교예 5에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, S 기인의 취화가 일어났기 때문이라고 생각된다.

Mn양이 상한을 초과한 비교예 6에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되고, 내사워성이 저하되었다. 이 이유는, MnS 기인의 균열이 발생하였기 때문이라고 생각된다.

Ti양이 하한을 하회한 비교예 7에서는, 모재부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 결정립이 조대해졌기 때문이라고 생각된다.

Ti양이 상한을 초과한 비교예 8에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 조대한 TiN이 생성되었기 때문이라고 생각된다.

Nb가 하한을 하회한 비교예 9에서는, 모재부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 미재결정 압연이 불충분해졌기 때문이라고 생각된다.

Nb가 상한을 초과한 비교예 10에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 조대한 Nb 탄질화물이 생성되었기 때문이라고 생각된다.

Al이 하한을 하회한 비교예 11에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 탈산이 불충분해졌기 때문이라고 생각된다.

Al이 상한을 초과한 비교예 12에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, Al계 개재물이 다량으로 생성되었기 때문이라고 생각된다.

CNeq가 상한을 초과한 비교예 13에서는, YS가 상한을 초과하였다.

CNeq가 하한을 하회한 비교예 14에서는, TS가 하한을 하회하였다.

LR이 0.210을 하회한 비교예 15에서는, YR이 상한을 초과하였다.

비교예 16은, TS가 하한을 하회하고, YR이 상한을 초과하였다. 이 이유는, 템퍼링 온도가 지나치게 낮았기 때문에, 템퍼링에 의해 조관 변형을 완화시키는 효과(즉, 전위 밀도를 저감시키는 효과)가 불충분하고, 또한, 전위 위 석출이 불충분해졌기 때문이라고 생각된다.

비교예 17에서는, 모재부의 인성이 저하되었다(즉, 모재부의 vE가 하한을 하회함). 이 이유는, 템퍼링 온도가 너무 높았기 때문에, 오스테나이트로의 변태가 일어나고, 금속 조직이 조대화하고, 모재부의 인성이 저하되었기 때문이라고 생각된다.

비교예 18 내지 21에서는, YR이 상한을 초과하였다. 이 이유는, 사이저에 의한 진원도 변화량이 적기 때문에, 충분한 전위가 도입되지 않고, 전위상 석출이 일어나지 않았기 때문이라고 생각된다.

N양이 하한을 하회한 비교예 22에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 결정립이 조대해졌기 때문이라고 생각된다.

N양이 상한을 초과한 비교예 23에서는, 모재부 및 용접부의 인성이 저하되었다. 이 이유는, 질화물의 생성량이 증대되었기 때문이라고 생각된다.

Mn/Si비가 하한을 하회한 비교예 24에서는, 용접부의 인성이 저하되었다.

페라이트 분율이 상한을 초과한 비교예 25에서는, 내사워성이 저하되었다.

비교예 26은, YR이 상한을 초과하였다. 이 이유는, 템퍼링 시간이 짧았기 때문에, 템퍼링에 의해 조관 변형을 완화시키는 효과(즉, 전위 밀도를 저감시키는 효과)가 불충분하고, 또한, 전위 위 석출이 불충분하였기 때문이라고 생각된다.

CNeq가 상한을 초과한 비교예 27에서는, YS 및 TS가 모두 상한을 초과하였다.

S양이 상한을 초과한 비교예 28에서는, 내사워성이 저하되었다.

LR이 0.210을 하회한 비교예 29 내지 31에서는, YR이 상한을 초과하였다.

일본 특허출원 제2016-134289의 개시는 그 전체가 참조에 의해 본 명세서에 원용된다.

본 명세서에 기재된 모든 문헌, 특허 출원 및 기술 규격은, 개개의 문헌, 특허 출원, 및 기술 규격이 참조에 의해 원용되는 것이 구체적이고 또한 개별적으로 기재된 경우와 동일 정도로, 본 명세서 중에 참조에 의해 원용된다.

Claims

모재부 및 전봉 용접부를 포함하고,
상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.030％ 이상 0.080％ 미만,
Mn: 0.30 내지 1.00％,
Ti: 0.005 내지 0.050％,
Nb: 0.010 내지 0.100％,
N: 0.001 내지 0.020％,
Si: 0.010 내지 0.450％,
Al: 0.0010 내지 0.1000％,
P: 0 내지 0.030％,
S: 0 내지 0.0010％,
Mo: 0 내지 0.50％,
Cu: 0 내지 1.00％,
Ni: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 1.00％,
V : 0 내지 0.100％,
Ca: 0 내지 0.0100％,
Mg: 0 내지 0.0100％,
REM: 0 내지 0.0100％, 및
잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,
하기 식 (1)로 표시되는 CNeq가 0.190 내지 0.320이고,
Si의 질량％에 대한 Mn의 질량％의 비가 2.0 이상이고,
하기 식 (2)로 표시되는 LR이 0.210 이상이고,
상기 모재부의 금속 조직을 주사형 전자 현미경을 사용하여 1000배의 배율로 관찰한 경우에, 페라이트로 이루어지는 제1 상의 면적률이 40 내지 80％이며, 잔부인 제2 상이 템퍼링 베이나이트를 포함하고
관축 방향의 항복 강도가 390 내지 562MPa이고,
관축 방향의 인장 강도가 520 내지 690MPa이고,
관축 방향의 항복비가 93％ 이하이고,
상기 모재부에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지가, 0℃에 있어서 100J 이상이고,
상기 전봉 용접부에 있어서의 관 둘레 방향의 샤르피 흡수 에너지가, 0℃에 있어서 80J 이상인, 라인 파이프용 전봉 강관.
CNeq=C+Mn/6+Cr/5+(Ni+Cu)/15+Nb+Mo+V … 식 (1)
LR=(2.1×C+Nb)/Mn … 식 (2)
〔식 (1) 및 식 (2)에 있어서, C, Mn, Cr, Ni, Cu, Nb, Mo, 및 V는 각각 각 원소의 질량％를 나타냄〕
제1항에 있어서,
상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,
Mo: 0％ 초과 0.50％ 이하,
Cu: 0％ 초과 1.00％ 이하,
Ni: 0％ 초과 1.00％ 이하,
Cr: 0％ 초과 1.00％ 이하,
V: 0％ 초과 0.100％ 이하,
Ca: 0％ 초과 0.0100％ 이하,
Mg: 0％ 초과 0.0100％ 이하, 및
REM: 0％ 초과 0.0100％ 이하
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 라인 파이프용 전봉 강관.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 모재부의 금속 조직을 투과형 전자 현미경을 사용하여 100000배의 배율로 관찰한 경우에, 원 상당 직경 100㎚ 이하의 석출물의 면적률이 0.100 내지 1.000％인, 라인 파이프용 전봉 강관.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 모재부의 화학 조성에 있어서의 Nb의 함유량이, 질량％로, 0.020％ 이상인, 라인 파이프용 전봉 강관.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
두께가 10 내지 25㎜이고, 외경이 114.3 내지 609.6㎜인, 라인 파이프용 전봉 강관.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 모재부로부터 채취한 시험편에 대하여 수소 유기 균열 시험을 행한 경우에, 시험편 길이에 대한 균열의 합계 길이의 백분율인 CLR이 8％ 이하인, 라인 파이프용 전봉 강관.