KR20220084380A - 전봉 강관 및 그의 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공한다. 본 발명의 전봉 강관은, 용접부의 열 영향부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체로 하고, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계가 용접부의 열 영향부의 두께 중앙부의 조직 전체에 대하여 90％ 이상이고, 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하이고, 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경에 대하여 0.5배 이상 2배 이하이다.
Description
본 발명은, 전봉 강관 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
전봉 강관은, 열연 강대(steel strip)(혹은 열연 강판)를 롤 성형에 의해 냉간 성형한 후, 강대의 폭 방향의 양단면을 국소적으로 전기 저항 가열(혹은 유도 가열)에 의해 용융시켜, 스퀴즈 롤로 가압하면서 상기 양단면의 용접을 행한다. 그 용접부는 퀀칭(quenched) 조직이기 때문에, 상기 용접을 행한 후에, 용접부를 열처리함으로써 강 조직의 제어를 행하여, 소망하는 강도나 인성 등의 용접부의 기계적 특성(특성)을 얻는다. 용접부의 열처리에서는, 주로, 용접부의 외면측으로부터의 인덕션 히터에 의한 유도 가열과, 수냉에 의한 강제 냉각에 의해 퀀칭 및 템퍼링을 행한다.
특히 라인 파이프 용도의 전봉 강관에는, 후육화(larger thickness)로의 요구가 증가하고 있다. 후육의 전봉 강관은, 용접 개소를 기점으로 한 파괴를 억제하기 위해, 우수한 인성이 요구된다. 그 때문에, 용접부의 내면측에 대하여, 상기한 용접부의 열처리에 의한 외면측으로부터의 열 전도에 의해 가열 및 냉각이 행해진다. 그러나, 가열 중의 용접부에는 두께 방향으로 온도 편차가 발생하고 있다. 그 결과, 강관(전봉 강관)의 두께가 증가하면, 강관의 외면과 내면의 온도 편차가 커지기 때문에, 용접부의 내면의 온도를 목표 온도까지 달성하는 것이 곤란해진다. 그래서, 후육재에 대하여, 설치수가 한정된 인덕션 히터로 용접부의 열처리를 행할 때에는, 강관의 외면에 대한 가열 온도를 증가시킴으로써, 강관의 내면으로의 열의 이동량을 증가시켜, 내면의 온도를 목표 온도로 달성하는 방법을 취한다. 그러나, 강관의 외면이 과가열이 되어, 이것에 기인하여 강 조직의 조대화(coarsening), 인성의 악화 등의 폐해가 발생한다.
이상의 점에서, 용접부에 있어서의 소망하는 특성을 얻기 위해서는, 용접부의 열처리 시에 강관의 외면 및 내면에 대하여 적절한 열 이력으로 제어를 행하는 것이 필요하다. 이 열 이력의 제어를 행하는 것으로서, 예를 들면 특허문헌 1∼특허문헌 3을 들 수 있다.
특허문헌 1에는, 용접부를 Ac3 변태점 이상, 1050℃ 이하로 가열하고, 용접부 외면 온도가 800℃에서 500℃∼400℃까지를 10℃/sec 이상 또한 페라이트가 석출되는 범위의 냉각 속도로 냉각하고, 당해 용접부 외면 온도가 500℃∼400℃에 도달한 시점에서 냉각을 강화하여 용접부 외면 온도가 200℃ 이하가 될 때까지 냉각하는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 2에는, 용접부를 800℃∼1000℃로 가열 후, Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 20℃/초∼200℃/초로 Ar1 변태점 이하까지 급속 냉각함으로써, 전봉 용접부의 조직 중에 잔류 오스테나이트를 잔존시키는 방법이 개시되어 있다.
특허문헌 3에는, 용접부의 두께 방향의 각 위치에 있어서의 온도가 850∼1150℃의 범위의 온도가 되도록 가열하는 전봉부 가열 처리와, 이어서, 전봉부 두께 방향의 각 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼70℃/s의 범위가 되도록 550℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하는 방법이 개시되어 있다.
그러나, 특허문헌 1∼특허문헌 3의 기술은, 어느 방법도, 냉각 속도 및 냉각 정지 온도를 제어함으로써, 조직 제어를 행하고 있다. 또한 특허문헌 1∼특허문헌 3에서는, 전봉 용접 후의 용접부에, 강관의 외표면측으로부터 고주파 가열에 의한 편측의 가열을 행하고 있다. 이 때, 용접부의 내면 온도가 목표 온도가 될 때까지 가열을 반복한다. 이 가열 공정에서는, 강관의 외표면은 고온 상태를 장시간 보존유지(保持)하기 때문에, 열 영향부의 입성장(grain growth)이 일어나, 조대립(coarse grain)이 된다. 그 결과, 조대립이 된 열 영향부의 외표면을 기점으로 취성 파괴가 발생하기 쉬운 과제가 있다.
또한, 전술과 같이, 후육재로 용접부의 내면을 목표 온도까지 가열하는 것에 대해서는, 인덕션 히터를 증설하여, 가열 횟수를 증가시키는 것이 필요하다. 그러나, 인덕션 히터의 단자나 전원반의 크기가 설비 공간의 문제가 되어, 증설할 수 없는 경우가 있다. 그 경우, 용접부의 내면을 목표 온도까지 가열하는 것을 달성하기 위해서는, 용접부의 인성을 해치는 것으로 이어져도, 용접부의 외면의 가열 온도가 적합 범위를 초과할 수 밖에 없다는 문제가 있다.
본 발명은, 상기의 과제를 감안하여 이루어진 것으로서, 후육의 강관에 대하여 소정의 조건으로 용접부의 열처리를 행함으로써, 용접부의 열 영향부의 외면에 있어서의 우수한 인성을 갖는 전봉 강관 및 그의 제조 방법의 제공을 목적으로 한다.
여기에서, 본 발명의 「우수한 인성」이란, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정한, 취성 파괴가 발생하기 쉬운 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면 근방의 샤르피 충격 시험에 있어서, 0℃에서의 흡수 에너지가 100J 이상인 것을 가리킨다. 또한, 본 발명의 「후육」이란, 강관의 두께가 12㎜ 이상, 25㎜ 이하인 것을 가리킨다. 외면, 내면이란, 각각 강관의 외표면, 내표면을 의미하고 있다.
본 발명자들은, 용접부의 열 영향부에 있어서의 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토를 행했다. 구체적으로는, 용접부의 열처리에 있어서 용접부 내면측으로의 열의 이동량을 증가시키기 위해, 용접부 외면의 가열 온도가 소정의 온도 범위를 초과한 경우에서도, 조대 조직의 생성을 억제하는 것이 중요하고, 그것을 위한 방법에 대해서 검토했다. 그 결과, 이하의 점을 인식했다.
용접부의 외면의 과가열에 의해 발생한 조대 조직(조대한 강 조직)은, 한 번, 냉각에 의해, 오스테나이트상으로부터 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로 변태시킨다. 그 후, 재가열에 의해, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로부터 오스테나이트상으로 변태한다. 이 때에 생기는 강 조직의 미세화에 의해, 용접부의 열 영향부의 외면의 표층부에 있어서의 조대 조직을 억제할 수 있는 것에 생각이 이르렀다.
또한, 상기 냉각을, 조대 조직이 발생하고 있는 용접부의 열 영향부의 외면의 표층부에 한정하도록, 용접부의 외면의 냉각 정지 온도를 제어한다. 이에 따라, 용접부의 내면측으로의 열 전도에 의한 냉각의 영향을 작게 할 수 있다고 생각이 미쳤다.
또한, 용접부의 외면측으로부터의 열 전도에 의해 가열되는 용접부의 내면의 온도를 효율적으로 증가시키기 위해서는, 외면과 내면의 온도차가 큰 것이 필요하다. 그 때문에, 복수단의 인덕션 히터를 갖는 용접부 열처리 공정에 있어서, 가열 공정을 복수회로 나눈다. 즉, 용접부 열처리 공정의 전단에서는, 용접부의 외면에 대하여 고온 가열을 행하는 것이 유효하고, 그 후, 용접부 열처리 공정의 후단에서는, 용접부의 외면에 대하여 Ac3 변태점 이상, 예를 들면 900℃ 이상 또한 강 조직의 조대화가 발생하지 않는 온도의 영역에서 가열을 행하는 것이 유효하다. 이 용접부 열처리에 의해, 열 영향부의 외면의 조대 조직을 억제한 용접부를 얻을 수 있다고 생각이 미쳤다. 또한, 후단의 가열 시에, 용접부의 내면 온도가 목표 온도에 도달하도록 가열 제어를 행함으로써, 보다 한층 외면의 조대 조직을 억제할 수 있는
것을 알 수 있었다.
본 발명은 상기 인식에 기초하는 것으로, 그의 요지는 이하와 같다.
[1] 용접부의 열 영향부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체로 하고,
상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계가 용접부의 열 영향부의 두께 중앙부의 조직 전체에 대하여 90％ 이상이고,
상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하이고,
상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경에 대하여 0.5배 이상 2배 이하인, 전봉 강관.
[2] 상기 용접부의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치에서, 상기 용접부의 외면으로부터 두께 방향으로 11㎜ 위치까지의 영역에 있어서의, 0℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 100J 이상인, 상기 [1]에 기재된 전봉 강관.
[3] 모재부는, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는, 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 전봉 강관.
[4] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 상기 [3]에 기재된 전봉 강관.
[5] 강 소재를 성형 가공하여 전봉 용접하고,
이어서, 용접부의 외면을 1000℃ 이상 1400℃ 이하의 온도로 가열한 후,
상기 용접부의 외면을, 평균 냉각 속도: 20℃/sec 이상 200℃/sec 이하로, Ac1 변태점 이하까지 냉각하고,
그 후, 상기 용접부의 외면을 900℃ 이상 1120℃ 이하의 온도로 재가열하는, 전봉 강관의 제조 방법.
[6] 상기 재가열에서는, 상기 용접부의 내면을 Ac3 변태점 이상의 온도가 되도록 가열하는, 상기 [5]에 기재된 전봉 강관의 제조 방법.
[7] 상기 재가열의 후, 상기 용접부의 외면을 평균 냉각 속도: 20℃/sec 이상 70℃/sec 이하, 냉각 정지 온도: 300℃ 이상 550℃ 이하의 조건으로 퀀칭하는, 상기 [5] 또는 [6]에 기재된 전봉 강관의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 강관의 용접부의 열 영향부의 외면의 표층부에 있어서의 조직의 조대화를 억제함으로써, 용접부의 인성이 우수한 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다.
도 1은, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 조관 공정을 설명하는 도면이다.
도 2는, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 용접부 열처리 공정을 설명하는 도면이다.
도 2는, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 용접부 열처리 공정을 설명하는 도면이다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하에, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
우선, 본 발명의 전봉 강관에 대해서 설명한다.
본 발명의 전봉 강관은, 후술하는 바와 같이, 코일에 권취된 강대(열연 강판을 포함함)를 소재로 하고, 이 소재를 복수의 롤로 중간 성형하여 대략 원통 형상의 오픈관으로 한 후, 전봉 용접하는 조관 공정을 행하고, 이어서 전봉 용접부에 용접부 열처리를 행함으로써 제조된다. 본 발명의 전봉 강관은, 모재부와 관축 방향으로 용접부(전봉 용접부)를 갖는다. 본 발명에 있어서, 「용접부」란 후술하는 조관 공정에서 오픈관의 상대하는 단면이 압접된 영역의 용접 금속, 즉 본드부와 용접 열 영향부를 가리킨다. 「모재부」란 상기 용접부 이외의 영역을 가리킨다.
여기에서는, 모재부의 성분 조성, 용접부의 강 조직의 순서로 설명한다.
본 발명의 전봉 강관에 있어서의 모재부의 성분 조성에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미하는 것으로 한다.
모재부는, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는 것이 바람직하다.
C: 0.02∼0.10％
C는, 강관(전봉 강관)의 강도 증가에 크게 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.02％ 이상의 C를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, C가 0.10％를 초과하는 함유는, 펄라이트, 마르텐사이트 등의 경질상의 생성을 촉진하기 때문에, 인성의 저하를 초래할 우려가 있다. 또한, C는 0.10％를 초과하여 다량으로 함유하면, 베이나이트상의 강도(경도)를 과잉으로 상승시켜, 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, C 함유량은 0.02∼0.10％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.03％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.08％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.04％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.07％ 이하로 한다.
Si: 0.05∼0.30％
Si는, 강 중에 고용하여 강관의 강도 상승에 기여함과 함께, 열간 압연 시의 스케일 오프량의 저하에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.05％ 이상의 Si를 함유하는 것이 바람직하다. 또한, Si는, Mn 산화물과 함께 점도가 높은 공정 산화물(eutectic oxide)을 형성한다. 그러나, Si 함유량이 0.05％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 상대적으로 높아진다. 이에 따라 공정 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하고, 산화물이 용접부에 잔존하기 쉬워져, 용접부의 인성을 저하시킨다. 한편, Si는 0.30％를 초과하여 함유하면, 적 스케일(red scale)의 형성이 현저해져 강관 및 강관 소재인 강판의 외관 성상을 악화시킴과 함께, 열간 압연 시의 냉각 불균일을 발생시켜, 강관 및 강관 소재인 강판의 재질의 균일성을 저하시킬 우려가 있다. 또한, Si는 0.30％를 초과하여 함유하면, 공정 산화물 중의 Si 농도가 상대적으로 높아진다. 이에 따라 공정 산화물의 융점이 용강 온도를 초과함과 함께, 산화물량이 증가하고, 산화물이 용접부에 잔존하기 쉬워져, 용접부의 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Si 함유량은 0.05∼0.30％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.10％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.25％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.12％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.24％ 이하로 한다.
Mn: 0.80∼2.00％
Mn은, 강 중에 고용하고 고용 강화에 의해 강관의 강도 증가에 기여한다. 이와 함께, 퀀칭성 향상을 통하여 변태 강화에 의해 강관의 강도 증가, 나아가서는 인성 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.80％ 이상의 Mn을 함유하는 것이 바람직하다. Mn은, Si 산화물과 함께 점도가 높은 공정 산화물을 형성한다. 그러나, Mn 함유량이 0.80％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Si 농도가 상대적으로 높아진다. 이에 따라, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하기 때문에 산화물이 용접부에 잔존하기 쉬워져, 용접부의 인성 저하를 초래할 우려가 있다. 한편, Mn이 2.00％를 초과하여 다량으로 함유되면, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 상대적으로 높아져 공정 산화물의 융점이 용강 온도를 초과한다. 이와 함께, 산화물량이 증가하고, 산화물이 용접부에 잔존하기 쉬워져, 용접부의 인성을 저하시킬 우려가 있다. 또한, Mn이 2.00％를 초과하여 다량으로 함유되면, 과도하게 퀀칭성이 향상하고, 마르텐사이트상이 형성되기 쉬워져, 인성이 저하할 우려가 있다. 따라서, Mn 함유량은 0.80∼2.00％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.90％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 1.80％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.92％ 이상으로 하고, 더 한층 바람직하게는 0.95％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 1.78％ 이하로 한다.
P: 0.030％ 이하
P는, 입계에 편석하는 경향이 강하고, 이에 따라 인성을 저하시킨다. 이 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.030％까지는 허용할 수 있다. 따라서, P 함유량은 0.030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.025％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.015％ 이하로 한다. 또한, P의 과잉인 저감은 정련 시간의 장시간화를 초래하여, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.0050％ 이하
S는, 강 중에서는 MnS를 형성하여, 인성을 저하시킨다. 이 때문에, S는 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.0050％까지는 허용할 수 있다. 따라서, S 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다. 또한, S의 과잉인 저감은 정련 시간의 장시간화를 초래하여, 제조 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.010∼0.100％
Nb는, 강판 제조 시(강관 소재인 강판의 제조 시)의 열간 압연 중에 Nb 탄질화물로서 미세하게 석출되어, 강관 소재(강 소재)인 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 또한, 전봉 강관의 용접부의 열처리 시에 오스테나이트립의 입성장을 억제하여, 용접부의 조직 미세화에 기여한다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.010％ 이상의 Nb를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Nb는 0.100％를 초과하여 다량으로 함유하면, Nb 탄질화물의 석출량이 증대하여, 강관 소재인 강판의 인성, 강관의 모재부 인성 및, 강관의 용접부 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Nb 함유량은 0.010∼0.100％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.080％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.022％ 이상으로 하고, 더 한층 바람직하게는 0.030％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.078％ 이하로 한다.
Ti: 0.001∼0.025％
Ti는, N과 결합하여 TiN을 형성하여, N의 악영향을 방지하는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상의 Ti를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Ti가 0.025％를 초과하는 다량의 함유는, 철의 벽개면(cleavage surface)을 따라 석출되는 Ti 탄질화물량이 증가하여, 강관 소재인 강판의 인성, 강관의 모재부 인성 및, 강관의 용접부 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Ti 함유량은 0.001∼0.025％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.015％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.007％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.012％ 이하로 한다.
Al: 0.01∼0.08％
Al은, 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.01％ 이상의 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Al이 0.08％를 초과하는 함유는, Al 산화물의 생성이 현저해진다. 특히 용접부에서 Al 산화물이 잔존하기 쉬워, 용접부 인성을 저하시킬 우려가 있다. 따라서, Al 함유량은 0.01∼0.08％로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.07％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.030％ 이상으로 한다. 더욱 바람직하게는 0.050％ 이하로 한다.
잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, O(산소): 0.0030％ 이하, N: 0.0050％ 이하를 허용할 수 있다.
이상의 성분이 기본의 성분 조성이다. 상기한 필수 원소로, 본 발명의 전봉 강관은 목적으로 하는 특성을 얻을 수 있다. 본 발명에서는, 강도나 인성의 더 한층의 향상을 목적으로 하고, 상기의 기본 성분에 더하여, 필요에 따라서 이하의 선택 원소를 함유할 수 있다.
Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상
Cu, Ni, Cr, Mo는 모두, 퀀칭성을 향상시키는 작용을 갖는 원소로서, 필요에 따라서 1종 또는 2종 이상을 선택하여 함유할 수 있다.
Cu는, 퀀칭성 향상을 통하여, 강도를 증가시켜, 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Cu를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10％ 이상으로 한다. 한편, Cu는 0.50％를 초과하여 함유해도, 상기한 효과가 포화하여, 함유량에 상응하는 효과를 기대할 수 없게 되어, 경제적으로 불리해진다. 따라서, Cu를 함유하는 경우에는, Cu 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.35％ 이하로 한다.
Ni는, Cu와 마찬가지로, 퀀칭성의 향상을 통하여, 강도를 증가시켜, 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Ni를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08％ 이상으로 한다. 한편, Ni는 0.50％를 초과하여 함유하면, 주편(슬래브) 가열 시에 Fe의 입계 산화가 격해져, 표면 결함의 발생을 조장한다. 따라서, Ni를 함유하는 경우에는, Ni 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.35％ 이하이다.
Cr은, Cu, Ni와 마찬가지로, 퀀칭성의 향상을 통하여, 강도를 증가시켜, 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Cr을 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10％ 이상으로 한다. 한편, Cr은 0.50％를 초과하여 함유하면, 용접부에서 Cr 산화물을 형성하여, 용접부의 인성을 현저하게 저하시킨다. 따라서, Cr을 함유하는 경우에는, Cr 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.30％ 이하이다.
Mo는, Cu, Ni, Cr과 마찬가지로, 퀀칭성의 향상을 통하여, 강도, 인성을 현저하게 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상의 Mo를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10％ 이상으로 한다. 한편, Mo는 0.50％를 초과하여 함유하면, 용접부의 열처리 시에 용접부에 상기의 경질 제2상이 생성되기 쉬워져, 용접부의 인성을 저하시킨다. 따라서, Mo를 함유하는 경우에는, Mo 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.25％ 이하이다.
V: 0.10％ 이하
V는, 강 중에 고용하는 고용 강화에 의해, 또한 탄화물로서 석출되는 석출 강화에 의해, 강관 및 강관 소재인 강판의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는, 0.005％ 이상의 V를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다. 한편, V는 0.10％를 초과하여 함유해도, 효과가 포화하여, 경제적으로 불리해진다. 따라서, V를 함유하는 경우에는, V 함유량은 0.10％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.085％ 이하로 한다.
Ca: 0.0050％ 이하
Ca는, MnS 등의 황화물의 형태 제어에 유효하게 기여하는 원소이다. 한편, Ca는 0.0050％를 초과하여 함유해도, 효과가 포화하여, 함유량에 상응하는 효과를 기대할 수 없게 되어 경제적으로 불리해진다. 이와 함께, Ca 산화물량이 많아져, 특히 용접부의 인성을 저하시킨다. 따라서, Ca를 함유하는 경우에는, Ca 함유량은 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0035％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.0030％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.0010％ 이상으로 한다.
다음으로, 본 발명의 전봉 강관에 있어서의 용접부의 강 조직에 대해서 설명한다.
본 발명의 전봉 강관은, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체로 하고, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계가 용접부의 열 영향부의 두께 중앙부의 조직 전체에 대하여 90％ 이상이고, 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하이고, 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경에 대하여 0.5배 이상 2배 이하이다.
또한, 용접부는, 본드부와 그의 주변의 열 영향부를 갖는다. 전술과 같이, 본 발명에서는 열 영향부에 있어서의 우수한 인성을 얻는 것을 목적으로 하고 있다. 그 때문에, 열 영향부에 있어서의 본드부를 중심으로 둘레 방향으로 2㎜ 및 4㎜ 떨어진 위치의 강 조직을 규정한다.
용접부의 열 영향부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체로 한다. 여기에서, 상기한 「베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상」이란, 베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상으로부터 선택된 1종 또는 2종을 가리킨다. 베이니틱 페라이트상과 베이나이트상의 2종이 포함되는 경우는, 2종이 각 조건을 충족하거나, 혹은 어느 1종이 각 조건을 충족하고 있으면, 이후에 설명하는 효과가 얻어진다.
본 발명에서는, 용접부의 열 영향부의 두께 중앙부의 조직 전체에 대한 면적률로 90％ 이상의 경우를 주체라고 한다. 상기한 강 조직(베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상)의 면적률의 합계가 90％ 미만인 경우, 마르텐사이트, 펄라이트 등의 경질상의 면적률이 증가하여, 본 발명에서 목적으로 하는 용접부의 인성이 얻어지지 않게 된다.
열 영향부의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계가 열 영향부의 두께 중앙부의 조직 전체에 대하여 90％ 이상으로 한다. 90％ 미만에서는, 본 발명에서 목적으로 하는 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, 상기한 열 영향부의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계로 90％ 이상으로 한다. 바람직하게는 93％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 95％ 이상으로 한다. 이 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계의 상한은, 100％ 이하가 바람직하고, 97％ 이하가 보다 바람직하다.
본 발명에서는, 열 영향부의 두께 중앙부의 강 조직은, 상기한 주체 이외의 조직(이하, 「잔부 조직」이라고 칭하는 경우도 있음)으로서, 마르텐사이트상, 펄라이트상, 그 외의 조직(시멘타이트 등)을 들 수 있다. 잔부 조직의 함유는, 상기한 본 발명의 강 조직의 조건을 충족하는 한 허용할 수 있다. 그러나, 이들 조직은 경질상이기 때문에, 잔부 조직의 함유율이 증가하면 인성이 현저하게 악화되는 관점에서, 잔부 조직은, 각 조직의 면적률의 합계로 10％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 3％ 이하, 더욱 바람직하게는 1％ 미만으로 한다.
또한, 본 발명에서는, 열 영향부의 강 조직의 면적률, 열 영향부의 두께 중앙부의 강 조직은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하이다.
용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치(이하, 용접부의 외면부라고 칭하는 경우도 있음)의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이, 20㎛ 초과이면, 본 발명에서 목적으로 하는 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면의 인성이 얻어지지 않는다. 바람직하게는 16㎛ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 14㎛ 이하로 한다. 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부 근방의 조직과의 입경차를 작게 하는 것의 관점에서, 바람직하게는 4㎛ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 6㎛ 이상으로 한다.
용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경에 대하여 0.5배 이상 2배 이하이다.
용접부의 전체의 특성은, 용접부의 두께 방향의 각 위치에 있어서의 특성의 평균값과 거의 동등하다. 그 때문에, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경과, 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경을 비교한다. 즉, 열 영향부에 있어서, (외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경)의 값이, 0.5 미만인 경우, 후술하는 용접부 열처리의 후단 공정의 인덕션 히터에 의한 외면 가열이 가열 부족의 상태이다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 용접부의 강도나 인성 등의 특성이 얻어지지 않는다. 한편, (외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경)/(두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경)의 값이, 2 초과인 경우, 용접부의 외면과 두께 중앙부의 입경차가 커져, 조립부(coarse grains)를 기점으로 한 취성 파괴가 발생한다.
따라서, 용접부의 외면, 특히, 용접부의 열 영향부의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하로 하고, 또한, 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경에 대하여 0.5배 이상 2배 이하로 한다. 바람직하게는 0.8배 이상 1.8배 이하이다.
본 발명에서는, 후술하는 용접부 열처리에 의해, 강관의 외면의 강 조직의 조대화를 억제한 용접부가 얻어진다. 즉, 용접부의 열 영향부의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치에 있어서의 상기한 강 조직의 평균 결정 입경을 20㎛ 이하로 제어하는 것, 또한, 입경비를 0.5∼2로 제어함으로써, 용접부의 두께 방향 각 위치에 있어서의 인성과 거의 동등의 특성이 얻어진다. 이러한 용접부의 조직 제어는, 후술하는 인덕션 히터를 이용한 열처리의 가열 온도, 냉각 속도, 냉각 정지 온도, 재가열 온도에 의해 제어 가능하다.
이와 같이 하여 얻어지는 본 발명의 용접부는, 용접부의 열 영향부의 외면의 조대 조직을 억제하고 있기 때문에, 종래의 용접부의 열 영향부의 외면에 조대 조직을 갖는 용접부와 비교하여 우수한 인성을 갖는다. 본 발명에서는, 용접부의 인성에 대해서, 취성 파괴가 발생하기 쉬운 외면 근방의 샤르피 충격 시험의 0℃에 있어서의 흡수 에너지가 100J 이상인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 200J 이상이다. 여기에서, 「외면 근방」이란, 용접부의 열 영향부에 있어서의, 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치∼용접부의 외면으로부터 두께 방향으로 11㎜ 위치에서, 본드부를 중심으로 둘레 방향으로 2㎜ 및 4㎜ 떨어진 위치의 영역을 가리킨다.
또한, 본 발명에서는, 상기한 평균 결정 입경은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
본 발명의 전봉 강관은, 라인 파이프에 적합하게 이용할 수 있다.
라인 파이프에 적용하는 경우에는, 강 소재는, 12∼25㎜의 후육의 강 소재인 것이 바람직하다. 또한, 샤르피 충격 시험의 파면 전이 온도 vTrs가 －45℃ 이하인 고인성을 구비하는 것이 바람직하다. 그 때문에, 예를 들면, 본 발명의 전봉 강관의 모재부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 면적률의 합계로 95％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상이 95％ 미만인 경우, 상기한 경질상의 마르텐사이트의 면적률이 증가하기 때문에, 인성이 열화할 우려가 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 전봉 강관은, 강 소재(열연 강대, 열연 강판)를 성형 가공하여 전봉 용접하는 조관 공정을 행한 후, 얻어진 강관의 용접부에 용접부 열처리를 행함으로써 얻어진다.
예를 들면, 강 소재를 성형 가공하여 전봉 용접하고, 이어서, 용접부의 외면을 1000℃ 이상 1400℃ 이하의 온도로 가열하고, 그 후, 용접부를, 평균 냉각 속도: 20℃/sec 이상 200℃/sec 이하, 냉각 정지 온도: 용접부의 외면의 온도: Ac1 변태점 이하의 온도까지 냉각하고, 그 후, 용접부의 외면을 900℃ 이상 1120℃ 이하의 온도로 재가열하는 용접부 열처리를 행할 수 있다.
이하, 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 제조 방법의 설명에서는, 온도에 관한 「℃」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한, 슬래브, 강판 및 용접부의 표면 온도로 한다. 이들 표면 온도는, 예를 들면 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또한, 슬래브, 강판 및 용접부의 두께 중심 위치(두께의 1/2 위치)의 온도는, 예를 들면, 강판의 두께 중심에 열전대를 붙여 측정하는 것이나, 강판 단면 내의 온도 분포를 전열 해석에 의해 계산하고, 그 결과를 강판의 표면 온도에 의해 보정함으로써 구할 수 있다.
본 발명에 있어서, 강 소재의 제조 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로(converter), 전기로 등의 공지의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법, 조괴-분괴 압연법(ingot making-slabbing method) 등의 공지의 주조 방법에 의해, 소정의 치수의 슬래브 등의 주편으로 주조한다. 이어서, 슬래브를 소정의 조건으로 가열하고, 열간 압연하고, 냉각함으로써 강 소재(열연 강판, 열연 강대)를 얻는 것이 바람직하다.
상기한 본 발명의 강 조직을 얻기 위해서는, 예를 들면, 슬래브를 1100∼1280℃의 온도로 가열하고, 이어서, 조압연과, Ar3 변태점 이상 930℃ 이하의 미재결정 온도역에서의 누적 압하율이 20％ 이상이 되는 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 행하고, 상기 마무리 압연 종료 후, 곧바로, 두께 중심 위치에서 평균 냉각 속도가 10∼100℃/s의 범위가 되도록 650℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각하여 얻어진 강 소재를 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각 후, 추가로 300℃∼650℃의 조건으로 권취하여, 서냉을 행해도 좋다.
조관 공정에서는, 강 소재를 성형 가공하여, 전봉 용접한다. 도 1에는, 본 발명에 있어서의 강관의 조관 공정의 일 예를 나타낸다. 도 1에 나타내는 예에서는, 강 소재로서 열연 강대를 이용한다.
도 1에 나타내는 바와 같이, 코일에 권취된 강대(열연 강대)(5)를 배출하여 레벨러(levelers: 6)에 의해 교정하고, 복수의 롤로 이루어지는 케이지 롤군(7)을 이용하여 냉간으로 중간 성형하여 대략 원형 단면의 오픈관으로 한 후, 복수의 롤로 이루어지는 핀 패스 롤군(a plurality of fin pass rolls: 8)으로 마무리 성형한다. 마무리 성형의 후는, 스퀴즈 롤(9)로 오픈관의 상대하는 단면을 압접하면서 강대(5)의 둘레 방향 맞댐부를 용접기(10)에서 융점 이상으로 가열하고 전기 저항 용접하는 전봉 용접을 행하여, 강관(전봉 강관)(1)으로 한다. 전봉 용접(용접)은, 전기 저항 용접에 한정하지 않고, 고주파 유도 가열 용접을 적용해도 좋다. 또한, 본 발명의 조관 공정에 이용하는 강관(1)의 제조 설비는, 도 1에 나타내는 제조 설비에 한정되지 않는다.
용접 후의 강관(1)은, 곧바로 열처리 설비로 송출된다.
도 2에는, 본 발명에 있어서의 강관의 용접부에 열처리(용접부 열처리)를 행하는 열처리 설비의 일 예를 나타낸다. 도 2에 나타내는 바와 같이, 열처리 설비는, 강관(1)의 용접부의 외면에 대향하도록 설치된 가열 장치(예를 들면 인덕션 히터이다. 도 2에 나타내는 예에서는, 조관 공정의 출측으로부터 순서대로, 제1 인덕션 히터(12a), 제2 인덕션 히터(12b)라고 함)와, 수냉각 장치(도 2에 나타내는 예에서는, 제1 수냉각 장치(13), 제2 수냉각 장치(14)라고 함)를 갖는다. 강관(1)은, 도 2에 나타낸 화살표 F의 진행 방향으로 진행된다.
인덕션 히터에 의한 가열에서는, 히터의 주파수를 100㎐∼1000㎐의 범위로부터 선택하고, 용접부의 가열을 행한다. 주파수는, 전봉 강관의 특성에 따라서, 적절히 선택하면 좋다. 주파수가 높으면 가열 효율이 높은 유도 가열은 가능하지만, 전류의 침투 깊이는 작아지기 때문에 용접부의 외면에 가열이 집중한다. 이 때문에, 복수의 인덕션 히터를 이용하고, 그들의 단자를 강관의 길이 방향으로 배열하고, 또한 단자 간(즉 서로 이웃하는 인덕션 히터 간)에는 공주(空走) 거리(free running distance)를 마련한다. 이에 따라, 가열된 용접부의 외면의 열을 열 전도에 의해 주위로 확산시키면서, 용접부의 외면의 과가열을 억제한다. 상기한 공주 거리는, 가열된 영역의 열이 충분히 확산되고, 이에 따라 특히 용접부 내면의 온도가 증가하는 작용을 얻을 수 있으면 좋다. 그 때문에, 상기한 공주 거리는, 수백㎜∼수천㎜ 정도의 범위에서 설정하는 것이 바람직하다. 이 단자 간의 적어도 1개소에 수냉각용의 노즐 헤더군을 갖는 수냉각 장치를 형성한다. 본 발명의 용접부 열처리는, 이 수냉각 장치를 기준으로 하고, 이 기준에 대하여 상류에 있는 인덕션 히터에 의한 가열을 전단 공정(가열 공정), 하류에 있는 인덕션 히터에 의한 재가열을 후단 공정(재가열 공정)으로 나눈다.
또한, 도 2에 나타내는 예에서는, 2개의 인덕션 히터(제1 인덕션 히터(12a), 제2 인덕션 히터(12b))를 이용하고, 이들의 단자 간에 제1 수냉각 장치(13)를 형성하고, 제2 인덕션 히터(12b)의 출측에 제2 수냉각 장치(14)를 형성한다. 제1 인덕션 히터(12a)에 의한 가열이 전단 공정이고, 제1 수냉각 장치(13)에 의한 가열 도중에서의 냉각이 냉각 공정이고, 제2 인덕션 히터(12b)에 의한 가열(재가열)과 제2 수냉각 장치(14)에 의한 냉각(퀀칭)이 후단 공정이 된다.
용접부 열처리의 공정에서는, 도 2에 나타내는 열처리 설비를 이용하여, 강관(1)의 용접부에 대하여 가열, 냉각, 퀀칭을 이 순서로 행한다.
이하에는, 용접부 열처리의 조건의 한정 이유에 대해서 설명한다.
<가열>
용접부의 가열 온도: 용접부의 외면의 온도로 1000℃ 이상 1400℃ 이하
강관의 용접부를, 용접부의 외면측에 설치하고 있는 인덕션 히터로 가열하는 경우, 용접부의 외면측과 내면측에서 온도차가 생기는 것은 피할 수 없다. 특히, 용접부의 내면의 온도를 Ac3 변태점까지 가열하는 경우에는, 용접부의 외면의 온도를 1000℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 또한, 전단 공정보다 하류의 열처리에서 조대 조직을 미세화하는 것이 가능하기 때문에, 전단 공정의 인덕션 히터(도 2에 나타내는 예에서는 제1 인덕션 히터(12a))에서는, 보다 고온에서의 가열이 허용된다. 그러나, 1400℃를 초과하면, 가열 영역이 일부 용융되기 시작하여, 하류의 공정의 열처리 후도 미세한 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체로 한 조직이 얻어지지 않는다. 그 결과, 용접부의 인성이 악화된다. 따라서, 전단 공정에서의 가열 온도는, 용접부의 외면의 온도로 1000℃ 이상 1400℃ 이하이다. 바람직하게는 1050℃ 이상이고, 바람직하게는 1350℃ 이하이다. 또한, 여기에서의 「가열 온도」란, 용접부의 외면의 온도가 최고가 되는 최고 가열 온도를 가리킨다.
전단 공정에서의 가열 횟수는, 용접부의 외면 온도를 효율적으로 1000℃ 이상으로 가열하는 것의 관점에서, 2∼4회로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열을 복수회 행하는 경우에는, 예를 들면 1회의 가열 시에 가열되는 외면측의 열량이 내면측으로 충분히 열이 전도되도록, 가열 후의 공주 간 거리를 마련하고, 다음의 가열을 행한다.
용접부의 냉각: 평균 냉각 속도는 20℃/sec 이상 200℃/sec 이하, 냉각 정지 온도는 용접부의 외면의 온도로 Ac1 변태점 이하
전단 공정에서 가열된 용접부에 대하여, 전단 공정의 종료 후, 곧바로, 제1 수냉각 장치(13)에 의해 용접부의 외면으로부터 냉각한다. 냉각 정지 온도가, 용접부의 외면의 온도로 Ac1 변태점 초과인 경우, 오스테나이트상으로부터 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상으로의 변태가 발생하지 않는다. 그 결과, 후단 공정에 있어서의 인덕션 히터에서의 가열(재가열) 후에, 용접부의 강 조직이 미세화되지 않는다. 한편, 냉각 정지 온도가 낮으면, 후단 공정에 있어서의 인덕션 히터에서의 가열 후에, 용접부의 내면의 온도가 Ac3 변태점 이상이 되지 않는 결과, 상기한 용접부의 강 조직을 얻을 수 없을 우려가 있다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는, 용접부의 외면의 온도로 400℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 냉각 공정에 있어서의 용접부의 외면의 냉각 정지 온도는 Ac1 변태점 이하이다. 바람직하게는 700℃ 이하이고, 보다 바람직하게는 650℃ 이하이다. 바람직하게는 400℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 500℃ 이상이고, 더욱 바람직하게는 550℃ 이상이다.
냉각 공정에 있어서의 용접부의 외면의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 미만인 경우, 열 전도에 의한 용접부의 내면의 평균 냉각 속도가 10℃/sec 미만이 되어, 냉각 후의 용접부의 강 조직이 페라이트-펄라이트상이 된다. 그 결과, 용접부의 강도나 인성이 본 발명에서 목적으로 하는 특성을 얻을 수 없다. 한편, 상기의 평균 냉각 속도가 200℃/sec 초과인 경우, 급격한 냉각이 되기 때문에, 냉각이 안정되지 않는다. 그 결과, 용접부는 길이 방향에 있어서의 균일한 특성을 얻을 수 없다. 따라서, 냉각 공정에 있어서의 용접부의 외면의 평균 냉각 속도는, 20℃/sec 이상 200℃/sec 이하이다. 바람직하게는 50℃/sec 이상이고, 바람직하게는 100℃/sec 이하이다.
용접부의 가열 온도(재가열 온도): 용접부의 외면으로 900℃ 이상 1120℃ 이하
냉각 공정 후의 후단 공정에서는, 용접부의 외면을 인덕션 히터로 가열(재가열)하면서, 용접부의 내면의 온도를 증가시킨다. 이 때, 용접부의 외면의 가열 온도가 900℃ 미만인 경우, 용접부의 내표면으로의 열의 이동이 불충분해져, 용접부의 내면의 온도가 목표 온도까지 증가하지 않는다. 본 발명에서 목적으로 하는 특성을 얻는 관점에서는, 상기한 내면의 목표 온도는, 920∼1050℃의 온도로 하는 것이 바람직하다. 한편, 상기한 가열 온도가 1120℃ 초과인 경우, 용접부의 외면의 강 조직이 조대해져, 본 발명에서 목적으로 하는 용접부의 인성이 얻어지지 않는다. 따라서, 후단 공정에 있어서의 가열 온도는, 용접부의 외면의 온도로 900℃ 이상 1120℃ 이하이다. 여기에서의 「가열 온도(재가열 온도)」란, 용접부의 외면의 온도가 최고가 되는 최고 가열 온도를 가리킨다.
또한, 이 때, 용접부의 내면의 도달 가열 온도를 Ac3 변태점 이상으로 함으로써, 용접에 의한 퀀칭 조직으로부터 미세 조직이 되어, 보다 한층 인성이나 강도를 향상시킬 수 있다. 따라서, 후단 공정에 있어서의 가열 온도는, 용접부의 내면의 온도로 Ac3 변태점 이상으로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 1000℃ 이하로 한다.
후단 공정에서의 가열 횟수는, 용접부의 내면을 효율적으로 Ac3 변태점 이상으로 재가열하는 관점에서, 2∼5회로 하는 것이 바람직하다. 또한, 재가열을 복수회 행하는 경우에는, 예를 들면 1회의 가열 시에 가열되는 외면측의 열량이 내면측으로 충분히 열이 전도되도록, 가열 후의 공주 간 거리를 마련하고, 다음의 가열을 행한다.
상기한 가열(재가열)을 행한 후, 용접부에 대하여 퀀칭 처리를 행한다. 퀀칭 처리는, 용접부의 외면의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 이상, 70℃/sec 이하, 냉각 정지 온도가 300℃ 이상, 550℃ 이하의 조건으로 행한다.
냉각 공정에 있어서의 용접부의 외면의 평균 냉각 속도가 20℃/sec 미만인 경우, 열 전도에 의한 용접부의 내면의 평균 냉각 속도가 10℃/sec 미만이 되어, 냉각 후의 용접부의 강 조직이 페라이트-펄라이트상이 된다. 그 결과, 용접부의 강도나 인성이 본 발명에서 목적으로 하는 특성을 얻을 수 없다. 한편, 상기의 평균 냉각 속도가 70℃/sec 초과인 경우, 급격한 냉각이 되기 때문에, 마르텐사이트상이 발생하여, 소망하는 인성을 얻을 수 없다. 따라서, 냉각 공정에 있어서의 용접부의 외면의 평균 냉각 속도는, 20℃/sec 이상 70℃/sec 이하이다. 바람직하게는 30℃/sec 이상이고, 바람직하게는 50℃/sec 이하이다. 또한, 냉각 정지 온도가 300℃ 미만인 경우, 마르텐사이트상이 발생하기 때문에 소망하는 인성을 얻을 수 없다. 550℃ 초과인 경우, 탄질화물 등의 석출 입자가 조대화하고, 열처리부를 포함하는 용접부의 강도가 저하하여 소망하는 인장 강도가 얻어지지 않는다. 따라서, 냉각 공정에 있어서의 용접부의 외면의 냉각 정지 온도가 300℃ 이상, 550℃ 이하인 조건으로 행한다. 바람직하게는 350℃ 이상, 450℃ 이하이다.
상기한 용접부 열처리에 의해, 용접부의 강 조직은 상기한 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체가 된다. 또한, 상기한 용접부 열처리에 의해, 용접부의 외면의 표층부의 강 조직의 조대화를 억제한 용접부가 얻어진다. 이러한 용접부의 강 조직의 제어는, 상기한 인덕션 히터를 이용한 용접부 열처리의 가열 온도, 평균 각속도, 냉각 정지 온도, 재가열 온도에 의해 제어 가능하다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 용접부의 열 영향부에 있어서, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체의 강 조직으로 하고, 용접부의 외면의 표층부의 조대 조직을 억제함으로써, 용접부의 외면의 인성을 향상시킨다. 이에 따라, 용접부 전체의 인성을 향상한 전봉 강관이 얻어진다.
또한, 본 발명에서는, 용접부 내면의 열 이동량을 증가시키기 위해, 용접부의 외면을 고온으로 가열한다. 이 후단 공정의 열처리에 의해, 용접부의 외면의 조대 조직을 억제할 수 있기 때문에, 용접부 내면을 목표 온도까지 가열 가능해져, 용접부의 품질을 확보할 수 있다.
실시예
이하, 실시예에 기초하여, 본 발명에 대해서 더욱 설명한다.
강 소재로서, 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 열연 강판을 이용한다. 열연 강판은, 도 1에 나타내는 케이지 롤군(7) 및 핀 패스 롤군(8)에 의해 오픈관으로 연속 성형하고, 이어서 오픈관의 상대하는 단면을 고주파 저항 가열로 융점 이상으로 가열하고, 스퀴즈 롤(9)로 압접하여, 강관(1)을 얻었다.
얻어진 강관(1)의 용접부에 대하여, 표 2에 나타내는 조건으로 용접부 열처리를 실시하여, 전봉 강관을 제조했다. 본 실시예에서는, 도 1에 나타내는 전봉 강관 제조 설비의 출측에 인 라인(in-line)으로 도 2에 나타내는 열처리 설비를 형성했다. 열처리 설비는, 관 외면측에 복수대의 인덕션 히터(유도 가열 장치)를 설치하고, 유도 가열 장치의 사이의 1개소와 하류측의 유도 가열 장치의 출측에, 강관 외면측에 노즐 헤더군을 배열한 냉각 장치를 각각 설치했다.
여기에서는, 표 2에 나타낸 Ac3 변태점 온도 및 Ac1 변태점 온도는, 표 1에 나타낸 열연 강판의 성분 조성과 이하의 식을 이용하여 산출했다.
Ac3 변태점 온도(℃)＝937.2－436.5×C(％)＋56×Si(％)－19.7×Mn(％)－16.3×Cu(％)－26.6×Ni(％)－4.9×Cr(％)＋38.1×Mo(％)＋124.8×V(％)＋136.3×Ti(％)－19.1×Nb(％)＋198.4×Al(％)＋3315×B(％)
Ac1 변태점 온도(℃)＝750.8－26.6×C(％)＋17.6×Si(％)－11.6×Mn(％)－22.9×Cu(％)－23×Ni(％)＋24.1×Cr(％)＋22.5×Mo(％)－39.7×V(％)－5.7×Ti(％)＋232.4×Nb(％)－169.4×Al(％)－894.7×B(％)
단, 각 식에 있어서의 각 원소 기호는 당해 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 당해 원소가 함유되어 있지 않은 경우는 0으로 한다.
이어서, 얻어진 전봉 강관(1)의 용접부로부터 각 시험편을 채취하고, (1) 조직 관찰, (2) 샤르피 충격 시험을 실시했다. 관찰 방법 및 시험 방법은 다음과 같이 했다.
(1) 조직 관찰
얻어진 전봉 강관(1)의 용접부로부터, 관축 방향 단면이 관찰면이 되도록 조직 관찰용 시험편을 각각 채취했다. 관찰면은, 「용접부의 두께 중앙부를 제외한 두께 방향 위치에 수점(數点: several locations)(여기에서는 두께 t의 1/4 위치, 두께 t의 3/4 위치)」, 「용접부의 두께 중앙부」, 「용접부의 외면으로부터 1㎜ 위치」라고 했다.
베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상의 면적률은, 관찰면을 주사형 전자 현미경으로 관찰함으로써 구했다. 상기의 조직 관찰용 시험편을 나이탈 부식액(질산 3mL, 에탄올 97mL)으로 부식하고, 주사형 전자 현미경(1000배)으로 조직을 3시야 촬상했다. 이어서, 화상 해석 장치를 이용하여, 베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상의 각 면적률의 평균값을 각각 산출하고, 이 값을 각 조직의 면적률(％)로 했다. 또한, 구한 면적률은, 3시야의 평균이 된다. 구한 베이니틱 페라이트상과 베이나이트상의 면적률의 합계를, 「두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 합계 면적률(％)」로 하여, 표 3에 나타낸다.
또한, 마찬가지의 방법으로, 주사형 전자 현미경으로 베이니틱 페라이트상과 베이나이트상 이외의 조직의 관찰을 행했다. 그리고, 마르텐사이트상, 펄라이트상, 그 외의 조직(시멘타이트 등)의 각 면적률의 평균값을 각각 산출하고, 이들의 합계를 합계 면적률(％)로 했다. 구한 베이니틱 페라이트상과 베이나이트상 이외의 조직의 면적률의 합계를, 「두께 중앙부의 그 외의 강 조직의 합계 면적률(％)」로 하여, 표 3에 나타낸다.
다음으로, 베이니틱 페라이트상 및 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 다음과 같이 측정했다. EBSD(Electron Back Scatter Diffraction)법에 의해 각 결정립의 방위를 결정하고, 인접하는 결정립과의 방위차(Rotation Angle)가 15° 이상인 결정립계를 구하고, JIS G 0551의 규정의 방법으로 각 상의 평균 결정 입경을 구했다. 구한 값을 표 3에 나타낸다. 여기에서는, 「용접부의 외면으로부터 1㎜ 위치」와 「용접부의 두께 중앙부」의 각 위치에 대해서 측정했다.
(2) 샤르피 충격 시험
얻어진 전봉 강관(1)의 용접부로부터, 원주 방향(circumferential direction)이 시험편 길이 방향이 되도록, 용접부의 열 영향부의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치∼용접부의 열 영향부의 외면으로부터 두께 방향으로 11㎜ 위치의 영역으로부터, 10㎜ 사방의 풀 사이즈의 V 노치 시험편을 채취했다. 얻어진 V 노치 시험편을 이용하여, ASTM A370의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하고, 0℃의 흡수 에너지(J)를 구했다. 여기에서는, 시험의 개수는 5개로 하고, 그의 평균값을 구했다. 얻어진 평균값은, 「외면으로부터 1㎜∼11㎜ 깊이 위치의 영역에 있어서의 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지(J)」로 하여 표 3에 나타낸다.
마찬가지로 하여, 용접부의 열 영향부에 있어서의, 두께 중앙부 및, 내면으로부터 1㎜∼11㎜ 깊이 위치의 영역, 100㎜ 사방의 풀 사이즈의 V 노치 시험편을 채취했다. 얻어진 V 노치 시험편을 이용하여, ASTM A370의 규정에 준거하여 샤르피 충격 시험을 실시하여, 0℃의 흡수 에너지(J)를 구했다. 시험의 개수는 5개로 하고, 그의 평균값을 구했다. 이들의 「외면으로부터 1㎜∼11㎜ 깊이 위치의 영역」, 「용접부의 두께 중앙부」 및, 「용접부의 내면으로부터 1㎜∼11㎜ 깊이 위치의 영역」으로부터 얻어진 0℃의 흡수 에너지(J)의 평균값을, 용접부 전체의 0℃의 흡수 에너지(J)로서 구하고, 「용접부의 전체 두께에 있어서의 0℃에서의 샤르피 흡수 에너지(J)」로 하여 표 3에 나타낸다.
표 3에 나타낸 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조건을 충족하는 전봉 강관의 용접부는, 12∼25㎜의 후육재라도, 용접부의 열 영향부의 전체 두께뿐만 아니라 외면에 있어서도 우수한 인성을 구비하고 있었다. 이에 대하여, 본 발명의 조건을 충족하지 않는 비교예의 전봉 강관은, 인성이 열위였다.
1 : 강관
5 : 강대
6 : 레벨러
7 : 케이지 롤군
8 : 핀 패스 롤군
9 : 스퀴즈 롤
10 : 용접기
12a, 12b : 인덕션 히터
13, 14 : 수냉각 장치
5 : 강대
6 : 레벨러
7 : 케이지 롤군
8 : 핀 패스 롤군
9 : 스퀴즈 롤
10 : 용접기
12a, 12b : 인덕션 히터
13, 14 : 수냉각 장치
Claims (7)
- 용접부의 열 영향부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상을 주체로 하고,
상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 면적률의 합계가 용접부의 열 영향부의 두께 중앙부의 조직 전체에 대하여 90％ 이상이고,
상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 강 조직은, 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경이 20㎛ 이하이고,
상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경은, 상기 용접부의 열 영향부에 있어서의 두께 중앙부의 베이니틱 페라이트상 및/또는 베이나이트상의 평균 결정 입경에 대하여 0.5배 이상 2배 이하인, 전봉 강관. - 제1항에 있어서,
상기 용접부의 외면으로부터 두께 방향으로 1㎜ 위치에서, 상기 용접부의 외면으로부터 두께 방향으로 11㎜ 위치까지의 영역에 있어서의, 0℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 100J 이상인, 전봉 강관. - 제1항 또는 제2항에 있어서,
모재부는, 질량％로, C: 0.02∼0.10％, Si: 0.05∼0.30％, Mn: 0.80∼2.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.0050％ 이하, Nb: 0.010∼0.100％, Ti: 0.001∼0.025％, Al: 0.01∼0.08％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는, 전봉 강관. - 제3항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로, Cu: 0.50％ 이하, Ni: 0.50％ 이하, Cr: 0.50％ 이하, Mo: 0.50％ 이하, V: 0.10％ 이하, Ca: 0.0050％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 전봉 강관. - 강 소재를 성형 가공하여 전봉 용접하고,
이어서, 용접부의 외면을 1000℃ 이상 1400℃ 이하의 온도로 가열한 후,
상기 용접부의 외면을, 평균 냉각 속도: 20℃/sec 이상 200℃/sec 이하로, Ac1 변태점 이하까지 냉각하고,
그 후, 상기 용접부의 외면을 900℃ 이상 1120℃ 이하의 온도로 재가열하는, 전봉 강관의 제조 방법. - 제5항에 있어서,
상기 재가열에서는, 상기 용접부의 내면을 Ac3 변태점 이상의 온도가 되도록 가열하는, 전봉 강관의 제조 방법. - 제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 재가열의 후, 상기 용접부의 외면을 평균 냉각 속도: 20℃/sec 이상 70℃/sec 이하, 냉각 정지 온도: 300℃ 이상 550℃ 이하의 조건으로 퀀칭하는, 전봉 강관의 제조 방법.
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