KR20220105166A - 라인파이프용 전봉 강관 - Google Patents

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다쿠야 하라
신야 사카모토
슈지 이와모토
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
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Abstract

모재부 및 전봉 용접부를 포함하고, 모재부의 화학 조성이, 질량％로, C: 0.030 내지 0.090％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 0.50 내지 1.50％, Nb: 0.005 내지 0.060％, Ti: 0.005 내지 0.030％, Ca: 0.0001 내지 0.0040％, 및 N: 0.0010 내지 0.0080％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물을 함유하고, 모재부의 항복 강도에서 전봉 용접부의 항복 강도를 뺀 값인 ΔYS가 0 내지 80MPa이고, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값인 ΔHv가 0 내지 25Hv인, 라인파이프용 전봉 강관.

Description

라인파이프용 전봉 강관
본 개시는 라인파이프용 전봉 강관에 관한 것이다.
파이프라인은, 지상이나 해저 등에 건설되는 시스템으로서, 기름이나 가스를 이송하는 시스템이다.
파이프라인은, 복수의 라인파이프를 서로 이음으로써 형성된다. 이러한 라인파이프용의 강관으로서, 전봉 강관이 사용되는 경우가 있다.
근년, 파이프라인이 건설되는 지역은, 사워(sour) 환경 등의 가혹한 환경을 갖는 지역으로 확대되고 있다.
여기서, 사워 환경이란, 부식성 가스인 H2S를 포함하는, 산성화된 환경을 의미한다.
사워 환경에 건설되는 파이프라인, 상기 파이프라인을 형성하기 위한 라인파이프, 및 상기 라인파이프용의 강관에는, 내황화물 응력 균열성(내Sulfide Stress Cracking성: 이하, 내SSC성이라고 함)이 요구된다.
일본 특허 공개 평6-41684호 공보(특허문헌 1), 및 일본 특허 공개 평6-235045호 공보(특허문헌 2)에는, 라인파이프용의 전봉 강관의 내SCC성을 높이기 위한 기술이 개시되어 있다.
특허문헌 1에 개시된 전봉 강관은, C: 0.05 내지 0.35％, Si: 0.02 내지 0.50％, Mn: 0.30 내지 2.00％, Ca: 0.0005 내지 0.0080％, Al: 0.005 내지 0.100％를 함유하고, 잔부가 Fe로 이루어지는 강이 제조된다. 이 전봉 강관은, S, O, Ca 함유량이 식 (1.0≤(％Ca){1-72(％O)}/1.25％(S)≤2.5)를 만족시키고, 탈산 생성물을 (CaO)m(Al2O3)n의 복합 개재물로 하고, m/n<1이고, 또한 전봉 충합면을 중심으로 하여 양측 30mm 이내에서의 경도 측정값의 최댓값이 비커스 경도로 250 이하이고, 또한 최댓값과 최솟값의 차가 비커스 경도로 30 이내이다.
특허문헌 1의 단락 0063에는, 상기 전봉 강관은, pH가 낮고 가혹한 환경 하에서도 고강도로 하여 우수한 내황화물 응력 부식 균열 특성을 갖는다고 기재되어 있다.
특허문헌 2에 개시된 전봉 강관은, 중량％로, C: 0.05 내지 0.35％, Si: 0.02 내지 0.50％, Mn: 0.30 내지 2.00％, P: 0.030％ 이하, S: 0.005％ 이하, Ca: 0.0005 내지 0.0080％, Al: 0.005 내지 0.100％를 함유하고, S, O, Ca의 함유량이 식 (1.0≤(％Ca){1-72(％O)}/1.25％(S)≤2.5)를 만족시키고, O양과 Ca양 간의 관계가 (％Ca)/(％O)≤0.55를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 강으로 제조된다. 이 전봉 강관은, 전봉 충합면을 중심으로 하여 양측 30mm 이내에서의 경도 측정값의 최댓값이 비커스 경도로 250 이하이고, 또한 최댓값과 최솟값의 차가 비커스 경도로 30 이내이다.
특허문헌 2의 단락 0059에는, 상기 전봉 강관은, pH가 낮고 가혹한 환경에 있어서도 SSC 특성을 열화시키는 일이 없다고 기재되어 있다.
일본 특허 공개 평6-41684호 공보 일본 특허 공개 평6-235045호 공보
그러나, 사워 환경에서 사용되는 라인파이프용 전봉 강관의 내SCC성을 보다 향상시키는 것이 요구되는 경우가 있다.
또한, 근년, 사워 환경에서 사용되는 라인파이프용 전봉 강관에 있어서, 황화물 응력 균열(Sulfide Stress Cracking; SSC)에 관한 지적뿐만 아니라, SSC와는 균열의 메커니즘이 다른 응력 지배 수소 유기 균열(Stress-Oriented Hydrogen Induced Cracking: SOHIC)에 관한 지적이 이루어지고 있다.
SOHIC가 발생하는 메커니즘은, 다음과 같다고 생각되고 있다.
사워 환경에서 사용되는 라인파이프용 전봉 강관에서는, 전봉 강관 표면 근방에 「블리스터」라고 칭해지는, 전봉 강관의 관축 방향으로 연장되는 팽창이 발생하는 경우가 있다. 전봉 강관에 응력이 부하되었을 경우, 전봉 강관 중의 복수의 블리스터 및 미소한 내부 균열이, 전봉 강관의 두께 방향으로 연결됨으로 인해, SOHIC가 발생한다.
특허문헌 1 및 2에는, 내SOHIC성에 관한 기재가 없다. 그 때문에, 사워 환경에서 사용되는 라인파이프용 전봉 강관에 대하여 특허문헌 1 및 2에 개시된 기술을 적용해도, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않는 경우가 있다.
본 개시의 목적은, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성을 갖는 라인파이프용 전봉 강관을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 수단으로는, 이하의 양태가 포함된다.
<1> 모재부 및 전봉 용접부를 포함하고,
상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,
C: 0.030 내지 0.090％,
Si: 0.01 내지 0.50％,
Mn: 0.50 내지 1.50％,
P: 0 내지 0.020％,
S: 0 내지 0.0020％,
Nb: 0.005 내지 0.060％,
Ti: 0.005 내지 0.030％,
Ca: 0.0001 내지 0.0040％,
Al: 0 내지 0.050％,
N: 0.0010 내지 0.0080％,
O: 0 내지 0.0030％,
Cu: 0 내지 0.500％,
Ni: 0 내지 0.500％,
B: 0 내지 0.0020％,
V: 0 내지 0.100％,
Cr: 0 내지 0.500％,
Mo: 0 내지 0.500％,
W: 0 내지 0.500％,
Zr: 0 내지 0.0500％,
Ta: 0 내지 0.0500％,
Mg: 0 내지 0.0050％,
REM: 0 내지 0.0050％,
Hf: 0 내지 0.0050％,
Re: 0 내지 0.0050％, 및
잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,
모재부의 내표층의 금속 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트 분율이 80％ 이상 100％ 미만이고, 잔부가 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 포함하고,
상기 모재부의 항복 강도가 410MPa 이상이고, 상기 모재부의 인장 강도가 515 내지 650MPa이고,
상기 모재부의 항복 강도에서 상기 전봉 용접부의 항복 강도를 뺀 값인 ΔYS가, 0 내지 80MPa이고,
상기 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 상기 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값인 ΔHv가, 0 내지 25Hv인,
라인파이프용 전봉 강관.
<2> 상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,
Cu: 0％ 초과 0.500％ 이하,
Ni: 0％ 초과 0.500％ 이하,
B: 0％ 초과 0.0020％ 이하,
V: 0％ 초과 0.100％ 이하,
Cr: 0％ 초과 0.500％ 이하,
Mo: 0％ 초과 0.500％ 이하,
W: 0％ 초과 0.500％ 이하,
Zr: 0％ 초과 0.0500％ 이하,
Ta: 0％ 초과 0.0500％ 이하,
Mg: 0％ 초과 0.0050％ 이하,
REM: 0％ 초과 0.0050％ 이하,
Hf: 0％ 초과 0.0050％ 이하, 및
Re: 0％ 초과 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는,
<1>에 기재된 라인파이프용 전봉 강관.
<3> 두께가 13mm 이상인 <1> 또는 <2>에 기재된 라인파이프용 전봉 강관.
<4> 외경이 300mm 내지 650mm인 <1> 내지 <3> 중 어느 하나에 기재 라인파이프용 전봉 강관.
본 개시에 따르면, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성을 갖는 라인파이프용 전봉 강관이 제공된다.
본 명세서에서, 「내지」를 사용하여 표시되는 수치 범위는, 「내지」의 전후에 기재되는 수치를 하한값 및 상한값으로서 포함하는 범위를 의미한다.
본 명세서에서, 성분(원소)의 함유량을 나타내는 「％」는, 「질량％」를 의미한다.
본 명세서에서, C(탄소)의 함유량을, 「C 함유량」으로 표기하는 경우가 있다. 다른 원소의 함유량에 대해서도 마찬가지로 표기하는 경우가 있다.
본 명세서에서, 「공정」이라는 용어는, 독립된 공정뿐만 아니라, 다른 공정과 명확하게 구별할 수 없는 경우에도 그 공정의 소기의 목적이 달성되면, 본 용어에 포함된다.
본 개시의 라인파이프용 전봉 강관(이하, 단순히 「본 개시의 전봉 강관」이라고도 함)은 모재부 및 전봉 용접부를 포함하고, 모재부의 화학 조성이, 질량％로, C: 0.030 내지 0.090％, Si: 0.01 내지 0.50％, Mn: 0.50 내지 1.50％, P: 0 내지 0.020％, S: 0 내지 0.0020％, Nb: 0.005 내지 0.060％, Ti: 0.005 내지 0.030％, Ca: 0.0001 내지 0.0040％, Al: 0 내지 0.050％, N: 0.0010 내지 0.0080％, O: 0 내지 0.0030％, Cu: 0 내지 0.500％, Ni: 0 내지 0.500％, B: 0 내지 0.0020％, V: 0 내지 0.100％, Cr: 0 내지 0.500％, Mo: 0 내지 0.500％, W: 0 내지 0.500％, Zr: 0 내지 0.0500％, Ta: 0 내지 0.0500％, Mg: 0 내지 0.0050％, REM: 0 내지 0.0050％, Hf: 0 내지 0.0050％, Re: 0 내지 0.0050％, 및 잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고(이하, 이 화학 조성을 「화학 조성 A」라고도 함), 모재부의 내표층의 금속 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트 분율이 80％ 이상 100％ 미만이고, 잔부가 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 포함하고, 모재부의 항복 강도가 410MPa 이상이고, 모재부의 인장 강도가 515 내지 650MPa이고, 모재부의 항복 강도에서 전봉 용접부의 항복 강도를 뺀 값인 ΔYS가, 0 내지 80MPa이고, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값인 ΔHv가, 0 내지 25Hv이다.
본 개시에 있어서, 모재부(base metal portion)란, 전봉 강관에서의, 전봉 용접부 및 열 영향부 이외의 부분을 가리킨다. 여기서, 열 영향부(heat affected zone; 「HAZ」라고 칭해지는 경우가 있음)란, 전봉 용접부의 근방으로, 전봉 용접 및 심 열처리에 의한 열의 영향을 받은 부분을 가리킨다.
본 개시의 전봉 강관은, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성을 갖는다.
이하, 이 효과에 대하여, 상세하게 설명한다.
본 발명자들은, 본 개시의 전봉 강관에서의, ΔYS 및 ΔHv의 요건(즉, ΔYS가 0 내지 80MPa이며 ΔHv가 0 내지 25Hv라는 요건) 이외의 요건을 모두 만족시키는 전봉 강관(이하, 「전봉 강관 X」라고 함)에 대하여, 내SSC성과 내SOHIC성을 조사하였다.
그 결과, 전봉 강관 X에서는, 전봉 용접부에서의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다는 것이 판명되었다.
그래서 먼저, 본 발명자들은, 내SSC성이 저하되는 이유에 대하여, 다음과 같이 생각하였다.
전봉 강관의 전봉 용접부는 전봉 용접 시에 급가열 및 급랭되므로, 일반적으로는, 전봉 강관의 전봉 용접부의 강도는, 모재부의 강도와 비교하여 높은(즉, ΔYS가 음의 값인) 것으로 생각된다. 전봉 강관의 전봉 용접부의 강도가 너무 높은 경우, 전봉 강관의 전봉 용접부에 있어서, SSC가 발생하기 쉬워진다. SSC의 발생을 억제하는 방법으로서, 이 전봉 용접부에 열처리(이하, 「심 열처리」라고도 함)를 실시하고, 이에 의해 전봉 용접부의 강도를 낮추는 것을 생각할 수 있다.
그러나, 전봉 강관 X(즉, 본 개시에서의 ΔYS 및 ΔHv의 요건 이외의 요건을 만족시키는 전봉 강관)에서는, 전봉 용접부에 열처리가 실시된 경우에도, 전봉 용접부에서 SSC가 발생하는 경우가 있다는 것이 판명되었다.
또한, 전봉 강관 X에서는, 모재부의 항복 강도보다도 높다고 생각하고 있었던 전봉 용접부의 항복 강도가, 오히려, 모재부의 항복 강도보다도 낮은 경향이 있는 것(즉, ΔYS가 양의 값이 되는 경향이 있는 것)도 판명되었다.
그래서 본 발명자들은, 전봉 강관 X의 전봉 용접부에서의 SSC와, 전봉 강관 X에서의 ΔYS 간의 관계에 대하여, 보다 상세하게 검토하였다.
전술한 바와 같이, 전봉 용접부의 항복 강도가 너무 높은 경우에는 전봉 용접부에서의 내SSC성이 저하되지만, 이하의 이유에 의해, 전봉 용접부의 항복 강도가 너무 낮은 경우에도, 전봉 용접부에서의 내SSC성이 저하되는 것으로 생각된다.
전봉 강관에서의 SSC(황화물 응력 균열)는 사워 환경에서의 사용 중에 전봉 강관의 내압이 높아지고, 이에 의해, 전봉 강관의 관 둘레 방향으로 응력이 부하 되었을 때 발생할 수 있는 균열이다. 전봉 강관에서의 전봉 용접부의 항복 강도가 너무 낮은 경우에는, 사용 중에 높아진 전봉 강관의 내압에 의해, 전봉 용접부에 소성 변형(즉, 소성 범위의 변형)이 부여된다. 모재부의 항복 강도에 대한 전봉 용접부의 항복 강도가 낮아질수록(즉, ΔYS가 커질수록), 부하된 응력이 전봉 용접부에 집중되기 쉬워지고, 그 결과, 전봉 용접부에 부여되는 소성 변형이 커진다. 그 결과, 전봉 용접부의 소성 변형에 수소가 흡장되어, 전봉 용접부에 SSC가 발생하기 쉬워진다.
ΔYS가 양의 값이 되는 경향이 있는 전봉 강관 X에서는, 이상의 메커니즘의 SSC가 발생하기 쉬운 것으로 생각된다.
이상의 지견에 기초하여, 본 발명자들은, 전봉 용접부의 항복 강도를 너무 저하시키지 않고, 전봉 용접부의 항복 강도를 모재부의 항복 강도에 접근시키는 것, 구체적으로는 ΔYS가 0 내지 80MPa가 되도록 조정함으로써, 전봉 용접부에서의 SSC를 억제할 수 있다는 것(즉, 전봉 용접부에서의 내SSC성을 향상시킬 수 있다는 것)을 발견하였다.
그러나, 전봉 강관 X에서는, ΔYS가 0 내지 80MPa인 경우에도, 전봉 용접부에 있어서 SOHIC가 발생하는 경우가 있다는 것이 판명되었다.
그래서 본 발명자들은, 이 SOHIC의 발생에 대하여, 전봉 강관의 전봉 용접부에 주목하여, 상세하게 검토하였다.
그 결과, 다음의 지견을 얻었다.
본 발명자들은, ΔYS가 0 내지 80MPa인 양태의 전봉 강관 X에 대하여, 전봉 용접부의 비커스 경도를 조사하였다. 그 결과, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값인 ΔHv가 25Hv 초과인 경우에, 전봉 용접부에 있어서 SOHIC가 발생하고 있다는 것을 알아내었다.
종래, 전봉 강관에서는, 전봉 용접부의 외표층과 내표층 간의 경도의 차(즉, ΔHv)에 대하여, 주목되어 오지 않았다.
이 점에 관하여, 본 발명자들은, ΔYS가 작은 경우에도, ΔHv가 너무 큰 경우에는, 전봉 용접부에서의 내SOHIC성이 저하된다는 것을 발견하였다. 이 이유는, SOHIC는, 전봉 용접부 중의 복수의 블리스터 및 미소한 내부 균열이, 전봉 용접부의 두께 방향으로 연결됨으로 인해 발생하는 균열이기 때문인 것으로 생각된다.
그 결과, 본 발명자들은, 전봉 강관 X에 있어서, ΔYS가 0 내지 80MPa이고, 또한 ΔHv가 0 내지 25Hv인 경우(즉, 본 개시의 전봉 강관에 해당하는 경우)에, 전봉 용접부의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높일 수 있다는 것을 발견하였다.
즉, 본 발명자들은, 상술한 본 개시의 전봉 강관이, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성을 가진다는 것을 발견하였다.
<모재부의 화학 조성>
이하, 모재부의 화학 조성(즉, 화학 조성 A)에 대하여 설명한다.
C: 0.030 내지 0.090％
C(탄소)는 강재의 강도를 높이는 원소이다.
C 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.
한편, C 함유량이 너무 높으면, C가 강재 중의 합금 원소와 탄화물을 형성하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 저하시키는 경우가 있다. 또한, C 함유량이 너무 높으면, 강재의 강도가 너무 높아져서, ΔYS 및 ΔHv가 너무 커지고, 그 결과, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, C 함유량은 0.030 내지 0.090％이다.
C 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.035％이고, 보다 바람직하게는 0.040％이다.
C 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.080％이고, 보다 바람직하게는 0.070％이다.
Si: 0.01 내지 0.50％
Si는, 강을 탈산하는 원소이다.
Si 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다. 한편, Si 함유량이 너무 높으면, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Si 함유량은 0.01 내지 0.50％이다.
Si 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.02％이고, 보다 바람직하게는 0.05％이다.
Si 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.40％이고, 보다 바람직하게는 0.35％이다.
Mn: 0.50 내지 1.50％
Mn은, 강을 탈산하는 원소이다. Mn은 또한, 강재의 강도를 높이는 원소이기도 하다. Mn 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.
한편, Mn 함유량이 너무 높으면, 강재의 강도가 너무 높아지는 경우가 있다. 이 경우 또한, ΔYS가 커지고, 또한 ΔHv가 커지는 경우가 있다. 이들 경우, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하된다.
따라서, Mn 함유량은 0.50 내지 1.50％이다.
Mn 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.60％이고, 보다 바람직하게는 0.80％이고, 더욱 바람직하게는 1.00％이다.
Mn 함유량의 상한은, 바람직하게는 1.40％이고, 보다 바람직하게는 1.35％이다.
P: 0 내지 0.020％
P(인)는 불순물이다. P 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
P는, 입계에 편석하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성을 저하시키는 경우가 있다.
따라서, P 함유량은 0 내지 0.020％이다.
P 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.015％이고, 보다 바람직하게는 0.013％이다.
P 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. 단, P 함유량의 극단적인 저감은, 강재의 제조 비용을 대폭 높이는 경우가 있다. 따라서, 공업 생산을 고려한 경우, P 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.001％이고, 보다 바람직하게는 0.005％이다.
S: 0 내지 0.0020％
S(황)는 불순물이다. S 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
S는, 입계에 편석하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성을 저하시키는 경우가 있다.
따라서, S 함유량은 0 내지 0.0020％이다.
S 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0015％이고, 보다 바람직하게는 0.0010％이고, 더욱 바람직하게는 0.0008％이다.
S 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. 단, S 함유량의 극단적인 저감은, 강재의 제조 비용을 대폭 높이는 경우가 있다. 따라서, 공업 생산을 고려한 경우, S 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.0001％이고, 보다 바람직하게는 0.0002％이다.
Nb: 0.005 내지 0.060％
Nb는, C(탄소) 및/또는 N(질소)과 결합하여, 탄화물, 질화물 또는 탄질화물(이하, 「탄질화물 등」이라고 함)을 형성하는 원소이다. 탄질화물 등은, 피닝 효과에 의해, 강재의 서브 조직을 미세화하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성을 높인다. Nb 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.
한편, Nb 함유량이 너무 높으면, 탄질화물 등이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Nb 함유량은 0.005 내지 0.060％이다.
Nb 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.008％이고, 보다 바람직하게는 0.010％이다.
Nb 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.055％이고, 보다 바람직하게는 0.050％이고, 더욱 바람직하게는 0.045％이다.
Ti: 0.005 내지 0.030％
Ti는, N(질소)과 결합하여, 질화물을 형성하는 원소이다. 질화물은, 피닝 효과에 의해, 결정립을 미세화한다. 그 결과, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성이 높아진다. Ti 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.
한편, Ti 함유량이 너무 높으면, 질화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Ti 함유량은 0.005 내지 0.030％이다.
Ti 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.006％이고, 보다 바람직하게는 0.007％이고, 더욱 바람직하게는 0.008％이다.
Ti 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.025％이고, 보다 바람직하게는 0.020％이고, 더욱 바람직하게는 0.017％이다.
Ca: 0.0001 내지 0.0040％
Ca는, 강재 중의 황화물의 형태를 제어화하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성을 높이는 원소이다. Ca 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.
한편, Ca 함유량이 너무 높으면, 조대한 산화물계 개재물이 생성되어, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Ca 함유량은 0.0001 내지 0.0040％이다.
Ca 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.0005％이고, 보다 바람직하게는 0.0010％이다.
Ca 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0035％이고, 보다 바람직하게는 0.0030％이다.
Al: 0 내지 0.050％
Al은 임의 원소이다. 즉, Al 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Al 함유량이 너무 높으면, 조대한 산화물계 개재물이 생성되어, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성이 저하된다.
따라서, Al 함유량은 0 내지 0.050％이다.
Al 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.045％이고, 보다 바람직하게는 0.040％이다.
한편, Al은, 강을 탈산하는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Al 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.0005％이고, 보다 바람직하게는 0.0010％이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％이다.
N: 0.0010 내지 0.0080％
N(질소)은 Ti와 결합하여, 미세한 질화물을 형성하여 강재의 결정립을 미세화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. N 함유량이 너무 낮으면, 상기 효과를 얻을 수 없는 경우가 있다.
한편, N 함유량이 너무 높으면, 질화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, N 함유량은 0.0010 내지 0.0080％이다.
N 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.0015％이고, 보다 바람직하게는 0.0020％이다.
N 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0070％이고, 보다 바람직하게는 0.0060％이고, 더욱 바람직하게는 0.0050％이다.
O: 0 내지 0.0030％
O(산소)는 불순물이다. O 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
O는, 조대한 산화물을 형성하여, 강재의 내SSC성 및/또는 내SOHIC성을 저하시키는 원소이다.
따라서, O 함유량은 0.0030％ 이하이다.
O 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0028％이고, 보다 바람직하게는 0.0025％이다.
O 함유량은 가능한 한 낮은 편이 바람직하다. 단, O 함유량의 극단적인 저감은, 강재의 제조 비용을 대폭 높인다. 따라서, 공업 생산을 고려한 경우, O 함유량의 하한은, 바람직하게는 0.0001％이고, 보다 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％이다.
Cu: 0 내지 0.500％
Cu는 임의 원소이다. 즉, Cu 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Cu 함유량이 너무 높으면, 강재의 강도가 너무 높아져서, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Cu 함유량은 0 내지 0.500％이다.
Cu 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.450％이고, 보다 바람직하게는 0.400％이다.
한편, Cu는, 강재에 고용되어 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Cu 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.010％이고, 더욱 바람직하게는 0.020％이고, 더욱 바람직하게는 0.030％이다.
Ni: 0 내지 0.500％
Ni는 임의 원소이다. 즉, Ni 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Ni 함유량이 너무 높으면, 강재의 강도가 너무 높아져서, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있고, 또한 강재의 전봉 용접성이 저하되는 경우도 있다.
따라서, Ni 함유량은 0 내지 0.500％이다.
Ni 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.450％이고, 보다 바람직하게는 0.400％이다.
한편, Ni는, 강재에 고용되어 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Ni 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.010％이고, 더욱 바람직하게는 0.050％이고, 더욱 바람직하게는 0.100％이다.
B: 0 내지 0.0020％
B(붕소)는 임의 원소이다. 즉, B 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
B 함유량이 너무 높으면, 조대한 질화물이 생성되어, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, B 함유량은 0 내지 0.0020％이다.
B 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0015％이고, 보다 바람직하게는 0.0012％이다.
한편, B는, 강재에 고용되어 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, B의 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0002％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이다.
V: 0 내지 0.100％
V(바나듐)는 임의 원소이다. 즉, V 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
V 함유량이 너무 높으면, 강재의 저온 인성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, V 함유량은 0 내지 0.100％이다.
V 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.090％이고, 보다 바람직하게는 0.080％이다.
한편, V는, 탄질화물 등을 형성하여, 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, V 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.001％이고, 더욱 바람직하게는 0.005％이고, 더욱 바람직하게는 0.010％이다.
Cr: 0 내지 0.500％
Cr은 임의 원소이다. 즉, Cr 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Cr 함유량이 너무 높으면, 강재의 내SSC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Cr 함유량은 0 내지 0.500％이다.
Cr 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.450％이고, 보다 바람직하게는 0.400％이다.
한편, Cr은, 탄화물을 형성하여 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Cr 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.010％이고, 더욱 바람직하게는 0.050％이고, 더욱 바람직하게는 0.100％이다.
Mo: 0 내지 0.500％
Mo는 임의 원소이다. 즉, Mo 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Mo 함유량이 너무 높으면, M2C형 탄화물이 과잉으로 생성되어, 강재의 내SSC성을 저하시키는 경우가 있다.
따라서, Mo 함유량은 0 내지 0.500％이다.
Mo 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.450％이고, 보다 바람직하게는 0.400％이다.
한편, Mo는, 탄화물을 형성하여 강재의 강도를 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Mo 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.010％이고, 더욱 바람직하게는 0.050％이고, 더욱 바람직하게는 0.100％이다.
W: 0 내지 0.500％
W(텅스텐)는 임의 원소이다. 즉, W 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
W 함유량이 너무 높으면, 강재 중에 조대한 탄화물이 생성되어, 강재의 내SSC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, W 함유량은 0 내지 0.500％이다.
W 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.450％이고, 보다 바람직하게는 0.400％이다.
한편, W는, 강재의 강도를 높이는 원소이다. W는 또한 황화수소 환경 중에서 보호성의 부식 피막을 형성하여, 수소 침입을 억제하고, 그 결과, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻는 관점에서, W 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.001％이고, 더욱 바람직하게는 0.050％이고, 더욱 바람직하게는 0.100％이다.
Zr: 0 내지 0.0500％
Zr은 임의 원소이다. 즉, Zr 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Zr 함유량이 너무 높으면, 강재 중의 산화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Zr 함유량은 0 내지 0.0500％이다.
Zr 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0400％이고, 보다 바람직하게는 0.0300％이다.
한편, Zr은, 강재 중의 황화물을 미세화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Zr 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다.
Ta: 0 내지 0.0500％
Ta는 임의 원소이다. 즉, Ta 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Ta 함유량이 너무 높으면, 강재 중의 산화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Ta 함유량은 0 내지 0.0500％이다.
Ta 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0400％이고, 보다 바람직하게는 0.0300％이다.
한편, Ta는, 강재 중의 황화물을 미세화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Ta 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다.
Mg: 0 내지 0.0050％
Mg는 임의 원소이다. 즉, Mg 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Mg 함유량이 너무 높으면, 강재 중의 산화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Mg 함유량은 0 내지 0.0050％이다.
Mg 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0045％이고, 보다 바람직하게는 0.0040％이다.
한편, Mg는, 강재 중의 S를 황화물로서 무해화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Mg 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다.
REM: 0 내지 0.0050％
REM은 임의 원소이다. 즉, REM 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
여기서, REM은, 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 의미한다. 또한, REM 함유량은, 희토류 원소의 총 함유량을 의미한다.
REM 함유량이 너무 높으면, 산화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하된다.
따라서, REM 함유량은 0 내지 0.0050％이다.
한편, REM은, 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. 또한, REM은, 강재 중의 P와 결합하여 결정립계에서의 P의 편석을 억제하고, 이에 의해, P의 편석에 기인하는 강재의 저온 인성의 저하를 억제하는 원소이기도 하다. 이들 효과를 얻는 관점에서, REM 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다.
Hf: 0 내지 0.0050％
Hf는 임의 원소이다. 즉, Hf 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Hf 함유량이 너무 높으면, 강재 중의 산화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Hf 함유량은 0 내지 0.0050％이다.
Hf 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0045％이고, 보다 바람직하게는 0.0040％이다.
한편, Hf는, 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Hf 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다.
Re: 0 내지 0.0050％
Re는 임의 원소이다. 즉, Re 함유량은 0％여도 되고, 0％ 초과여도 된다.
Re 함유량이 너무 높으면, 강재 중의 산화물이 조대화하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다.
따라서, Re 함유량은 0 내지 0.0050％이다.
Re 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0045％이고, 보다 바람직하게는 0.0040％이다.
한편, Re는, 강재 중의 황화물의 형태를 제어하여, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성을 높이는 원소이다. 이러한 효과를 얻는 관점에서, Re 함유량의 하한은, 바람직하게는 0％ 초과이고, 보다 바람직하게는 0.0001％이고, 더욱 바람직하게는 0.0003％이고, 더욱 바람직하게는 0.0005％이다.
잔부: Fe 및 불순물
모재부의 화학 조성에 있어서, 상술한 각 원소를 제외한 잔부는, Fe 및 불순물이다.
여기서, 불순물이란, 원재료(예를 들어, 광석, 스크랩 등)에 포함되는 성분, 또는 제조의 공정에서 혼입되는 성분으로서, 의도적으로 강에 함유시킨 것은 아닌 성분을 가리킨다.
불순물로서는, 상술한 원소 이외의 모든 원소를 들 수 있다. 불순물로서의 원소는, 1종만이어도 2종 이상이어도 된다.
불순물로서, 예를 들어, Sb, Sn, Co, As, Pb, Bi, H(수소) 등을 들 수 있다.
통상, Sb, Sn, Co, 및 As에 대해서는, 예를 들어 함유량 0.1％ 이하의 혼입이, Pb 및 Bi에 대해서는, 예를 들어 함유량 0.005％ 이하의 혼입이, H에 대해서는, 예를 들어 함유량 0.0004％ 이하의 혼입이, 각각 있을 수 있다. 기타의 원소의 함유량에 대해서는, 통상의 범위라면, 특별히 제어할 필요는 없다.
모재부의 화학 조성은, 상술한 각 임의 원소에 의한 효과를 얻는 관점에서, Cu: 0％ 초과 0.500％ 이하, Ni: 0％ 초과 0.500％ 이하, B: 0％ 초과 0.0020％ 이하, V: 0％ 초과 0.100％ 이하, Cr: 0％ 초과 0.500％ 이하, Mo: 0％ 초과 0.500％ 이하, W: 0％ 초과 0.500％ 이하, Zr: 0％ 초과 0.0500％ 이하, Ta: 0％ 초과 0.0500％ 이하, Mg: 0％ 초과 0.0050％ 이하, REM: 0％ 초과 0.0050％ 이하, Hf: 0％ 초과 0.0050％ 이하, 및 Re: 0％ 초과 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유해도 된다.
이들 임의 원소의 함유량의 바람직한 범위는, 각각 전술한 바와 같다.
<모재부의 내표층의 금속 조직>
본 개시의 전봉 강관은, 모재부의 내표층의 금속 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트 분율(이하, 「F 분율」이라고도 함)이 80％ 이상 100％ 미만이고, 잔부가 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 포함한다.
상기 모재부의 내표층의 금속 조직은, 모재부의 화학 조성이 전술한 화학 조성 A이고, 모재부의 인장 강도가 515 내지 650MPa의 범위 내라고 하는 제약 하에, ΔYS 및 ΔHv의 요건으로 인한 내사워성(상세하게는 내SSC성 및 내SOHIC성)의 효과를 얻기 위한 전제가 되는 금속 조직이다.
모재부의 내표층의 금속 조직에서의 F 분율이 80％ 미만이면, 모재부의 강도가 너무 높아져서, ΔYS 및 ΔHv가 너무 커지고, 그 결과, 강재의 내SSC성 및 내SOHIC성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 모재부의 내표층의 금속 조직에서의 F 분율은 80％ 이상이고, 바람직하게는 83％ 이상이고, 보다 바람직하게는 85％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 90％ 이상이다.
모재부의 내표층의 금속 조직에서의 F 분율이 100％이면, 모재부의 인장 강도 및 항복 강도가 너무 낮아지는 경우가 있다. 따라서, 모재부의 내표층의 금속 조직에서의 F 분율은 100％ 미만이고, 바람직하게는 98％ 이하이고, 보다 바람직하게는 95％ 이하이다.
본 개시에 있어서, 모재부의 내표층의 금속 조직에서의, 폴리고날 페라이트를 제외한 잔부는, 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 포함한다. 이에 의해, 모재부의 인장 강도가 상술한 범위 내로 조정되기 쉽다. 잔부는, 의사 펄라이트 및 시멘타이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
본 개시에 있어서, 모재부의 내표층의 금속 조직에서의, F 분율의 측정 및 잔부의 종류의 확인은, 이하와 같이 행한다.
전봉 강관에서의 모재 180° 위치(즉, 전봉 용접부로부터 관 둘레 방향으로 180° 어긋난 위치)의 L 단면(즉, 전봉 강관의 관축 방향 및 두께 방향에 대하여 평행한 단면)을 나이탈 에칭한다.
나이탈 에칭 후의 L 단면에서의, 전봉 강관의 내표면으로부터 깊이 1mm의 위치의 금속 조직 사진을, 주사형 전자 현미경(SEM)을 사용하여 200배의 배율로 촬영한다.
촬영한 금속 조직 사진을 화상 처리함으로써, F 분율의 측정 및 잔부의 종류의 확인을 행한다.
화상 처리는, 예를 들어 (주)니레코제의 소형 범용 화상 해석 장치 LUZEX AP를 사용하여 행한다.
<모재부의 인장 강도(TS)>
본 개시의 전봉 강관은, 모재부의 인장 강도(TS)가 515 내지 650MPa이다.
여기서, 모재부의 TS는, 관축 방향의 인장 강도를 의미한다.
모재부의 TS가 515MPa 이상이면, 라인파이프용 전봉 강관으로서 요구되는 강도를 보다 만족시키기 쉽다. 모재부의 TS는, 바람직하게는 520MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 530MPa 이상이다.
모재부의 TS가 650MPa 이하이면, 모재부의 내SSC성 및 내SOHIC성이 향상된다. 모재부의 TS는, 바람직하게는 640MPa 이하이고, 보다 바람직하게는 630MPa 이하이다.
<모재부의 항복 강도(YS)>
본 개시의 전봉 강관은, 모재부의 항복 강도(YS)가 410MPa 이상이다.
여기서, 모재부의 YS는, 관축 방향의 항복 강도를 의미한다.
모재부의 YS가 410MPa 이상이면, 라인파이프용 전봉 강관으로서 요구되는 강도를 보다 만족시키기 쉽다. 모재부의 YS는, 바람직하게는 430MPa 이상이고, 보다 바람직하게는 450MPa 이상이다.
모재부의 YS는, 바람직하게는 630MPa 이하이다. 모재부의 YS가 630MPa 이하인 경우에는, 모재부의 내SSC성 및 내SOHIC성의 점에서 유리하다. 또한, 모재부의 YS가 630MPa 이하인 경우에는, 라인파이프용 전봉 강관을 사용하여 형성된 파이프라인을 부설할 때의, 굽힘 변형성 또는 좌굴 억제의 점에서 유리하다. 모재부의 YS는, 보다 바람직하게는 620MPa 이하이고, 더욱 바람직하게는 610MPa 이하이고, 더욱 바람직하게는 600MPa 이하이다.
모재부의 TS 및 모재부의 YS는, ASTM E8(2013)에 준거하여, 이하의 방법으로 측정한다.
전봉 강관의 모재 180° 위치에서의 두께 중앙부로부터, 직경이 6mm이고 평행부 길이가 35mm인 둥근 봉 시험편을, 이 둥근 봉 시험편의 평행부의 길이 방향이 전봉 강관의 관축 방향에 대하여 평행이 되는 방향으로 채취한다.
채취한 둥근 봉 시험편을 사용하여, ASTM E8(2013)에 준거하여, 상온(25℃), 대기 중에서 인장 시험(즉, 관축 방향 인장 시험)을 실시한다.
상기 인장 시험에서의 균일한 신장 중의 최대 응력을, 모재부의 TS(MPa)로 한다.
상기 인장 시험에서의 0.2％ 내력을, 모재부의 YS(MPa)로 한다.
본 개시의 전봉 강관 모재부에서는, 관축 방향 인장 시험(예를 들어, 상기의 인장 시험)을 행한 경우에, 항복 신장이 실질적으로 관측되지 않는 것이 바람직하다.
여기서, 항복 신장이 실질적으로 관측되지 않는다는 것은, 항복 신장이 1％ 미만인 것을 의미한다.
또한, 모재부의 관축 방향 인장 시험에 있어서 항복 신장이 실질적으로 관측되지 않는다는 것은, 전봉 강관이, 애즈롤(as-rolled) 전봉 강관인 것을 의미한다.
여기서, 애즈롤 전봉 강관이란, 관 제조 후, 심 열처리 이외의 열처리가 실시되어 있지 않은 전봉 강관을 의미한다.
이에 반해, 관 제조 후, 심 열처리 이외의 열처리(예를 들어 템퍼링)가 실시된 전봉 강관은, 관축 방향 인장 시험을 행한 경우에, 실질적인 항복 신장(1％ 이상의 항복 신장)이 관측된다.
<모재부의 항복비(YR)>
본 개시의 전봉 강관에 있어서, 모재부의 항복비(YR)(=모재부의 YS/모재부의 TS)에는 특별히 제한은 없다.
여기서, 모재부의 YR은, 관축 방향의 항복비를 의미한다.
라인파이프용 전봉 강관을 사용하여 형성된 파이프라인을 부설할 때의 좌굴을 보다 효과적으로 억제하는 관점에서, 모재부의 YR은, 바람직하게는 0.97 이하이고, 보다 바람직하게는 0.96 이하이다.
모재부의 YR의 하한으로서는, 예를 들어 0.85 및 0.86을 들 수 있다.
<ΔYS>
본 개시의 전봉 강관에 있어서, ΔYS(즉, 모재부의 항복 강도에서 전봉 용접부의 항복 강도를 뺀 값)는 0 내지 80MPa이다.
ΔYS가 0 내지 80MPa인 것에 의해, 전봉 용접부에서의 SSC의 발생이 억제된다(즉, 전봉 용접부에서의 내SSC성이 향상됨).
전술한 바와 같이, ΔYS가 80MPa 초과이면, 전봉 용접부에 부하된 응력이 집중되어, 전봉 용접부의 SSC가 발생하는 경우가 있다. 따라서, ΔYS는, 80MPa 이하이고, 바람직하게는 70MPa 이하이다.
또한, ΔYS가 0MPa 이상인 것은, 본 개시의 전봉 강관의 제조 적합성에 기여하고 있다.
이 점에 대하여 보충하면, 전술한 바와 같이, 종래, 전봉 용접부의 항복 강도는, 모재부의 항복 강도보다도 높은 것으로 생각되고 있었다.
그러나, 본 개시의 전봉 강관에서는, 전봉 용접부의 항복 강도가, 모재부의 항복 강도와 동등하거나, 또는 모재부의 항복 강도보다도 낮다(구체적으로는, ΔYS가 0MPa 이상임).
이 현상이 발생하는 이유의 상세는 불분명하지만, 이 현상은, 모재부의 화학 조성, 모재부의 내표층의 금속 조직, 모재부의 TS, 모재부의 YS 등의 조합에 의해 발생하고 있는 현상이라고 추측된다.
ΔYS를 산출하기 위한, 모재부의 항복 강도(YS)의 측정 방법은 상술한 바와 같다.
ΔYS를 산출하기 위한 전봉 용접부의 항복 강도(YS)는 ASTM E8(2013)에 준거하여, 이하의 방법으로 측정한다.
전봉 강관의 내표면 측에서의 전봉 용접부를 포함하는 영역으로부터, 직경이 6mm이고 평행부 길이가 35mm인 둥근 봉 시험편을, 이 둥근 봉 시험편의 평행부의 길이 방향이 전봉 강관의 관 둘레 방향에 대하여 평행해지도록 채취한다. 보다 상세하게는, 상기 둥근 봉 시험편은, 상기 둥근 봉 시험편에서의 평행부의 길이 방향의 중심과, 전봉 강관의 전봉 용접 충합선이 대략 일치하도록 채취한다. 여기서, 대략 일치란, 평행부의 길이 방향의 중심과, 전봉 강관의 전봉 용접 충합선이 완전히 일치하거나, 또는 양자의 어긋남이 1mm 이내인 것을 의미한다.
채취한 둥근 봉 시험편을 사용하여, ASTM E8(2013)에 준거하여, 상온(25℃), 대기 중에서 인장 시험(즉, 관 둘레 방향 인장 시험)을 실시한다.
상기 인장 시험에서의 0.2％ 내력을, 전봉 용접부의 YS(MPa)로 한다.
<ΔHv>
본 개시의 전봉 강관에 있어서, ΔHv(즉, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값)는 0 내지 25Hv이다.
ΔHv가 0 내지 25Hv인 것에 의해, 전봉 용접부에서의 SOHIC의 발생이 억제된다(즉, 전봉 용접부에서의 내SOHIC성이 향상됨).
전술한 바와 같이, ΔYS가 0 내지 80MPa인 경우에도, ΔHv가 25Hv 초과인 경우에는, 전봉 용접부에 있어서 SOHIC가 발생하는 경우가 있다. 따라서, ΔHv는, 25Hv 이하이고, 바람직하게는 20Hv이고, 더욱 바람직하게는 18Hv이고, 더욱 바람직하게는 15Hv이다.
또한, ΔHv가 0Hv 이상인 것은, 본 개시의 전봉 강관의 제조 적합성에 기여하고 있다.
예를 들어, 전봉 용접부의 외표면 측으로부터 심 열처리를 실시하는(즉, 가열 및 냉각을 이 순으로 실시하는) 것에 의해, ΔHv가 0Hv 이상인 것이 실현되기 쉽다.
본 개시에 있어서, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도는, 이하와 같이 구한다.
전봉 강관의 C 단면(즉, 관축 방향에 대하여 수직한 단면) 중, 전봉 강관의 외표면으로부터 깊이 1mm의 위치에 상당하는 선 상에서, 전봉 용접 충합선을 중심으로 하는 관 둘레 방향 2mm의 범위 내에서의 0.5mm 피치의 5점을, 측정점으로서 특정한다. 5점의 측정점 각각에 있어서, 하중 100gf의 조건에서, JIS Z 2244(2009)에 준거하여, 비커스 경도를 측정한다. 5점의 측정점에서의 측정값의 산술 평균값을, 「전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도」로 한다.
본 개시에 있어서, 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도는, 이하와 같이 구한다.
전봉 강관의 C 단면 중, 전봉 강관의 내표면으로부터 깊이 1mm의 위치에 상당하는 선 상에서, 전봉 용접 충합선을 중심으로 하는 관 둘레 방향 2mm의 범위 내에서의 0.5mm 피치의 5점을, 측정점으로서 특정한다. 5점의 측정점 각각에 있어서, 하중 100gf의 조건에서, JIS Z 2244(2009)에 준거하여, 비커스 경도를 측정한다. 5점의 측정점에서의 측정값의 산술 평균값을, 「전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도」로 한다.
본 개시에 있어서, ΔHv는, 이상과 같이 구해진 「전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도」로부터, 이상과 같이 구해진 「전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도」를 뺌으로써 구한다.
<전봉 강관의 두께>
전술한 본 발명자들의 검토에서는, 특히, 전봉 강관 X(즉, 본 개시의 전봉 강관에서의, ΔYS 및 ΔHv의 요건 이외의 요건을 만족시키는 전봉 강관)의 두께가 두꺼운 경우(구체적으로는 13mm 이상인 경우)에, ΔYS가 양의 큰 값을 채용하는 경향이 강하다는 것, 및 전봉 용접부에 SSC가 발생하기 쉬운 경향이 강하다는 것이 판명되었다.
그러나, ΔYS 및 ΔHv의 요건(즉, ΔYS가 0 내지 80MPa이며 ΔHv가 0 내지 25Hv라는 요건)을 만족시키는 본 개시의 전봉 강관에서는, 두께가 13mm 이상인 경우에도, ΔYS 및 ΔHv의 요건에 의해, 전봉 용접부에서의 우수한 내사워성(상세하게는, 내SSC성 및 내SOHIC성. 이하 동일함)이 확보된다. 바꿔 말하면, 두께가 13mm 이상인 경우에는, ΔYS 및 ΔHv의 요건으로 인한 내사워성 개선의 효과가 크다.
따라서, 본 개시의 전봉 강관의 두께는, ΔYS 및 ΔHv의 요건으로 인한 내사워성 개선의 효과가 큰 점에서, 바람직하게는 13mm 이상이고, 보다 바람직하게는 14mm 이상이다.
한편, 본 개시의 전봉 강관의 두께는, 두께가 두꺼운 것에 의한 전봉 용접부의 SSC의 발생을 보다 억제하는 관점에서, 바람직하게는 25mm 이하이고, 보다 바람직하게는 23mm 이하이고, 더욱 바람직하게는 20mm 이하이다.
<전봉 강관의 외경>
본 개시의 전봉 강관 외경은 특별히 한정되지는 않지만, 바람직하게는 300 내지 650mm이다.
외경이 300mm 이상이면, 라인파이프에 요구되는 성능인, 기름 또는 가스의 이송 효율이 우수하다. 외경은, 보다 바람직하게는 330mm 이상이고, 더욱 바람직하게는 350mm 이상이다.
한편, 외경이 650mm 이하이면, 전봉 강관의 제조 적합성이 우수하다. 외경은, 바람직하게는 630mm 이하이고, 보다 바람직하게는 610mm 이하이다.
<전봉 강관의 내SSC성 및 내SOHIC성>
전봉 강관의 내SSC성 및 내SOHIC성은, 4점 굽힘 시험에 의해 평가할 수 있다.
이하, 상세를 설명한다.
시험욕으로서, 5.0질량％ 염화나트륨과 0.5질량％ 아세트산의 혼합 수용액(NACE solution A)을 준비한다.
전봉 강관의 내표면 측에서의 전봉 용접부를 포함하는 영역으로부터, 길이 120mm, 폭 10mm, 및 두께 2mm의 직육면체의 시험편을 채취한다. 상기 직육면체의 시험편은, 시험편의 길이 방향이 전봉 강관의 관 둘레 방향이고, 시험편의 폭 방향이 전봉 강관의 관축 방향이고, 시험편의 두께 방향이 전봉 강관의 두께 방향인 방향으로 채취한다. 이때, 상기 직육면체의 시험편에서의 길이 방향의 중심과, 전봉 강관의 전봉 용접 충합선이 대략 일치하도록 채취한다. 여기서, 대략 일치란, 상기 직육면체의 시험편에서의 길이 방향의 중심과, 전봉 강관의 전봉 용접 충합선이 완전히 일치하거나, 또는 양자의 어긋남이 1mm 이내인 것을 의미한다.
채취한 직육면체의 시험편에 대하여 ASTM G39-99(2011)에 준거하여, 4점 굽힘 시험 지그를 사용하여, 4점 굽힘 응력을 부하한다. 이 4점 굽힘 응력의 부하는, 지지점 간 거리(즉, 외측 지지점 간 거리)를 100mm로 하고, 하중점 간 거리(즉, 내측 지지점 간 거리)를 40mm로 하여 행한다. 시험편에 부하하는 4점 굽힘 응력은, 모재부의 관축 방향의 YS의 90％에 상당하는 응력으로 한다.
다음으로, 4점 굽힘 응력을 부하한 상태의 시험편을, 4점 굽힘 시험 지그마다 시험 용기에 봉입한다. 이 시험 용기에, 또한 상술한 시험욕을, 기상부를 남겨 주입하고, 시험편을 시험욕에 침지시킨다. 계속해서, 시험욕을 탈기한 후, 1atm의 H2S 가스를 연속적으로 통기하면서 시험욕을 교반함으로써, 시험욕에 H2S 가스를 포화시킨다. 다음으로, 시험 용기를 봉한 후, 시험편이 침지된 시험욕을 24℃에서 720시간 유지하고, 그 후, 시험편을 꺼낸다.
꺼낸 시험편을 관찰하여, SSC 및 SOHIC의 발생의 유무를 판단한다.
SSC도 SOHIC도 발생하고 있지 않은 경우, 내SSC성 및 내SOHIC성이 우수하다고 판단할 수 있다.
여기서, SSC 및 SOHIC는, 균열의 형상에 의해 구별한다.
구체적으로는, 관축 방향 및 두께 방향 양쪽으로 연장되는 균열을 SOHIC로 하고, 두께 방향으로 연장되지만 관축 방향으로는 연장되지 않는 균열을 SSC로 한다.
<전봉 강관의 제조 방법의 일례(제법 A)>
이하, 본 개시의 전봉 강관을 제조하기 위한 제조 방법의 일례(이하, 「제법 A」라고 함)에 대하여 설명한다.
이하의 제법 A는, 후술하는 실시예의 전봉 강관의 제조 방법이다.
제법 A는,
화학 조성 A(즉, 본 개시에서의 모재부의 화학 조성)를 갖는 슬래브를 준비하는 슬래브 준비 공정과,
준비한 슬래브를, 후술하는 조건에서 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 열연 공정과,
열연 강판을, 열연 강판의 외표면의 온도가 450 내지 625℃의 권취 온도가 될 때까지 수랭하는 열연 강판 수랭 공정과,
냉각된 열연 강판을, 상기 권취 온도에서 권취함으로써, 열연 강판으로 이루어지는 핫 코일을 얻는 권취 공정과,
핫 코일로부터 열연 강판을 권출하고, 권출된 열연 강판을 롤 성형함으로써 오픈 관으로 하고, 얻어진 오픈 관의 충합부를 전봉 용접하여 전봉 용접부를 형성함으로써, 소관을 얻는 관 제조 공정과,
소관의 전봉 용접부에 대하여, 900 내지 1000℃의 가열 온도까지 가열하고, 상기 가열 온도에서 1초 이상 균열하고, 이어서 300 내지 580℃의 냉각 정지 온도까지, 5 내지 20℃/초의 냉각 속도로 수랭하는 심 열처리를 실시하는 심 열처리 공정
을 포함한다.
제법 A에 있어서, 소관이란, 전봉 용접부에 대하여 심 열처리가 실시되기 전의 전봉 강관을 의미한다.
이 제법 A에 따르면, 본 개시의 전봉 강관을 제조할 수 있다.
이하, 제법 A에서의 각 공정에 대하여 설명한다.
(슬래브 준비 공정)
제법 A에서의 슬래브 준비 공정은, 상술한 화학 조성을 갖는 슬래브를 준비하는 공정이다.
슬래브를 준비하는 공정은, 슬래브를 제조하는 공정이어도 되고, 미리 제조되어 있었던 슬래브를 단순히 준비할 뿐인 공정이어도 된다.
슬래브를 제조하는 경우, 예를 들어, 상술한 화학 조성을 갖는 용강을 제조하고, 제조한 용강을 사용하여, 슬래브를 제조한다. 이때, 연속 주조법에 의해 슬래브를 제조해도 되고, 용강을 사용하여 잉곳을 제조하고, 잉곳을 분괴 압연하여 슬래브를 제조해도 된다.
(열연 공정)
제법 A에서의 열연 공정은, 상기에서 준비한 슬래브를 가열하고, 가열된 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 얻는 공정이다.
슬래브를 가열할 때의 슬래브 가열 온도는, 1100 내지 1250℃로 한다.
가열 온도가 1100℃ 이상이면, 열간 압연 중의 결정립의 미세화 및 열간 압연 후의 석출 강화를 보다 진행시키기 쉽고, 그 결과, 강의 강도를 보다 향상시키기 쉽다.
가열 온도가 1250℃ 이하이면, 오스테나이트 입자의 조대화를 보다 억제할 수 있으므로, 결정립을 미세화시키기 쉽고, 그 결과, 강의 강도를 보다 향상시키기 쉽다.
슬래브의 가열은, 예를 들어, 가열로에 의해 행한다.
여기서, 슬래브 가열 온도는, 슬래브의 외표면의 온도를 의미한다.
열연 공정에서는, 상기에서 가열된 슬래브를 열간 압연하여 열연 강판을 얻는다.
열간 압연은, 바람직하게는 마무리 압연 종료 온도(이하, 「마무리 압연 온도」라고도 함)이 780 내지 930℃인 조건에서 행하는 것이 바람직하다.
열간 압연은, 일반적으로, 조압연기 및 마무리 압연기를 사용하여 행한다. 조압연기 및 마무리 압연기 모두, 일반적으로, 일렬로 늘어선 복수의 압연 스탠드를 구비하고, 각 압연 스탠드는 롤 쌍을 구비한다. 이 경우, 마무리 압연 온도(즉, 마무리 압연 종료 온도)는 마무리 압연기의 최종 스탠드의 출측에서의 열연 강판의 표면 온도이다.
마무리 압연 온도가 780℃ 이상이면, 강판의 압연 저항을 저감시킬 수 있으므로, 생산성이 향상된다.
또한, 마무리 압연 온도가 780℃ 이상이면, 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역에서 압연되는 현상이 억제되어, 이 현상에 수반되는, 층상 조직의 형성 및 기계적 성질의 저하를 억제할 수 있다.
한편, 마무리 압연 온도가 930℃ 이하이면, 열연 강판이 너무 단단해지는 현상이 억제되므로, 얻어지는 전봉 강관의 모재부의 TS가 너무 높아지는 현상이 억제된다.
(열연 강판 수랭 공정)
열연 강판 수랭 공정은, 열연 강판을, 열연 강판의 외표면의 온도가 450 내지 625℃의 권취 온도가 될 때까지 수랭하는 공정이다.
상기 권취 온도(즉, 열연 강판의 외표면 냉각 종료 온도)가 450℃ 이상인 것에 의해, 생산성이 확보된다. 권취 온도는, 500℃ 이상인 것이 바람직하다.
상기 권취 온도가 625℃ 이하인 것에 의해, 결정립의 조대화를 보다 억제할 수 있으므로, 열연 강판의 강도를 보다 향상시킬 수 있다. 권취 온도는, 600℃ 이하인 것이 바람직하다.
(관 제조 공정)
관 제조 공정은, 핫 코일로부터 열연 강판을 권출하고, 권출된 열연 강판을 롤 성형함으로써 오픈 관으로 하고, 얻어진 오픈 관의 충합부를 전봉 용접하여 전봉 용접부를 형성함으로써, 소관(즉, 전봉 용접부에 심 열처리가 실시되기 전의 전봉 강관)을 얻는 공정이다.
(심 열처리 공정)
제법 A에서의 심 열처리 공정은, 소관(즉, 전봉 용접부에 심 열처리가 실시되기 전의 전봉 강관)에서의 전봉 용접부에 대하여, 심 열처리를 실시하는 공정이다.
제법 A에서의 심 열처리는, 소관에서의 전봉 용접부에 대하여, 900 내지 1000℃의 가열 온도까지 가열하고, 상기 가열 온도에서 1초 이상 균열하고, 이어서 300 내지 580℃의 냉각 정지 온도까지, 5 내지 20℃/초의 냉각 속도로 수랭하는 처리이다.
수랭 후, 전봉 용접부의 온도가 실온이 될 때까지 공랭한다.
제법 A에서의 심 열처리는, 심 열처리 전의 전봉 용접부에 대하여, 전봉 용접부의 외표면 측으로부터, 가열 및 냉각을 이 순으로 실시함으로써 행한다.
보다 구체적으로는, 제법 A에서의 심 열처리는, 이하와 같이 행한다.
먼저, 심 열처리 전의 전봉 용접부를, 외표면 측으로부터, 유도 가열에 의해, 외표면의 온도가 900 내지 1000℃의 범위의 가열 온도가 될 때까지 가열하고, 외표면의 온도가 상기 범위의 가열 온도인 상태 그대로 1초 이상(바람직하게는 1초 내지 5초)의 범위의 균열 시간 동안 유지함으로써 균열한다.
다음으로, 균열 후의 전봉 용접부를, 외표면 측으로부터, 5 내지 20℃/초의 범위의 냉각 속도로, 300 내지 580℃의 범위의 냉각 정지 온도까지 수랭한다. 이때, 5 내지 20℃/초의 범위의 냉각 속도를 달성하기 위한 수단으로서는, 수랭 샤워를 미스트상으로 하는 것, 수랭 샤워의 유량을 조정하는 것, 수랭 샤워의 각도를 조정하는 것 등을 들 수 있다.
여기서, 가열 온도는, 전봉 용접부의 외표면의 온도이고, 냉각 속도는, 전봉 용접부의 외표면에서의 냉각 속도이다.
냉각 정지 온도는, 전봉 용접부의 외표면에서 측정되는, 수랭을 정지한 후의 복열 온도로서, 수랭 정지 후 1분 이내에 측정되는 최고 온도이다.
심 열처리 공정에 있어서, 가열 온도가 900℃ 미만인 경우에는, 전봉 용접부의 가열이 부족하여, 전봉 용접부의 YS가 너무 낮아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되는 경향이 있다. 이 경우, 또한, 전봉 용접부의 내표층의 경도가 부족하여, ΔHv가 25Hv 초과가 되는 경향도 있다. 따라서, 제법 A의 심 열처리 공정에서의 가열 온도는, 900℃ 이상이다.
한편, 심 열처리 공정에 있어서, 가열 온도가 1000℃ 초과인 경우에는, 전봉 용접부의 가열이 과잉이 되어, 전봉 용접부의 YS가 너무 높아져서, ΔYS가 0MPa 미만이 되는 경향이 있다. 이 경우, 또한, 전봉 용접부의 외표층의 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되는 경향이 있다. 따라서, 제법 A에서의 심 열처리 공정에서의 가열 온도는, 1000℃ 이하이다.
심 열처리 공정에 있어서, 냉각 정지 온도가 300℃ 미만인 경우에는, 전봉 용접부의 YS가 너무 높아져서, ΔYS가 0MPa 미만이 되는 경향이 있다. 이 경우, 또한, 전봉 용접부의 외표층의 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되는 경향이 있다. 따라서, 제법 A의 심 열처리 공정에서의 냉각 정지 온도는, 300℃ 이상이다.
한편, 심 열처리 공정에 있어서, 냉각 정지 온도가 580℃ 초과인 경우에는, 전봉 용접부의 YS가 너무 낮아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되는 경향이 있다. 이 경우, 또한, 전봉 용접부의 내표층의 경도가 부족하여, ΔHv가 25Hv 초과가 되는 경향이 있다. 따라서, 제법 A의 심 열처리 공정에서의 냉각 정지 온도는, 580℃ 이하이다.
심 열처리 공정에 있어서, 냉각 속도가 5℃/초 미만인 경우에는, 전봉 용접부의 YS가 너무 낮아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되는 경향이 있다. 이 경우, 또한, 전봉 용접부의 내표층의 경도가 부족하여, ΔHv가 25Hv 초과가 되는 경향이 있다. 따라서, 제법 A의 심 열처리 공정에서의 냉각 속도는, 5℃/초 이상이다.
심 열처리 공정에 있어서, 냉각 속도가 20℃/초 초과인 경우에는, 전봉 용접부의 외표층의 경도가 너무 높아지고, 그 결과, ΔHv가 25Hv 초과가 되는 경향이 있다. 따라서, 제법 A의 심 열처리 공정에서의 냉각 속도는, 20℃/초 이하이다.
제법 A는, 상술한 공정 이외의 기타의 공정을 포함해도 된다.
기타의 공정으로서는, 심 열처리 공정 후, 사이징 롤에 의해 전봉 강관의 형상을 조정하는 공정 등을 들 수 있다.
제법 A에서의 각 공정은, 강의 화학 조성에는 영향을 미치지 않는다.
따라서, 화학 조성 A를 갖는 용강 또는 슬래브를 사용함으로써, 모재부의 화학 조성이 화학 조성 A인 전봉 강관이 제조된다.
실시예
이하, 본 개시의 실시예를 나타내지만, 본 개시는 이하의 실시예에 한정되지는 않는다.
표 1 내지 표 3 중의 밑줄은, 본 개시의 전봉 강관의 범위 밖인 것, 또는 제법 A의 범위 밖인 것을 의미한다.
〔시험 번호 1 내지 43〕
전술한 제법 A에 따라, 각 시험 번호의 전봉 강관을 제조하였다.
상세를 이하에 나타낸다.
시험 번호 1 내지 22는 실시예이고, 시험 번호 23 내지 43은 비교예이다.
<슬래브 및 핫 코일의 제조>
표 1 및 표 2에 나타내는 화학 조성을 갖는 용강을 연속 주조하여, 두께 240mm의 슬래브를 제조하였다.
표 1 및 표 2 중, 원소의 란에 나타내는 수치는, 각 원소의 질량％이다.
각 시험 번호의 화학 조성에 있어서, 표 1 및 표 2에 나타낸 원소를 제외한 잔부는, Fe 및 불순물이다.
시험 번호 12, 16, 및 28에서의 REM은, 모두 Ce이다.
상기 슬래브를 가열로에서 가열하고, 가열된 슬래브를 복수의 열간 압연 밀을 사용하여 열간 압연하여 열연 강판으로 하고, 얻어진 열연 강판을 수랭하고, 수랭된 열연 강판을 권취함으로써, 열연 강판으로 이루어지는 핫 코일을 얻었다.
여기서, 슬래브를 가열할 때의 가열 온도는 1200℃로 하고,
열간 압연에서의 마무리 압연 온도는 790℃ 내지 930℃로 하고,
권취 온도는, 500℃ 내지 600℃로 하였다.
<전봉 강관의 제조>
상기 핫 코일로부터 열연 강판을 권출하고, 권출된 열연 강판을 롤 성형함으로써 오픈 관으로 하고, 얻어진 오픈 관에서의 충합부를 전봉 용접하여 전봉 용접부를 형성하여, 소관을 얻었다.
이어서, 소관의 전봉 용접부에 대하여, 표 3에 나타내는 조건의 심 열처리를 실시하고, 이어서 사이징 롤에 의해 형상을 조정함으로써, 표 3에 나타내는 두께 t 및 외경 D를 갖는 전봉 강관을 얻었다.
표 3에서는 기재를 생략했지만, 심 열처리에서의 균열 시간은, 1초 내지 5초가 되도록 조정하였다.
균열 시간은, 가열 종료로부터 샤워를 개시하는 타이밍을 조정함으로써 제어하였다.
심 열처리에서의 냉각 속도는, 수랭 샤워를 미스트상으로 하고, 수랭 샤워의 유량 및/또는 수랭 샤워의 각도를 조정함으로써 제어하였다.
심 열처리에서의 냉각 정지 온도는, 샤워를 멈추는 타이밍을 조정함으로써 제어하였다.
또한, 이상의 제조 공정은, 강의 화학 조성에 영향을 미치지 않는다. 따라서, 얻어진 전봉 강관의 모재부의 화학 조성은, 원료인 용강의 화학 조성과 동일한 것으로 간주할 수 있다.
<각 측정>
얻어진 전봉 강관에 대하여, 전술한 방법에 의해, 모재부의 내표층에서의 F 분율(즉, 폴리고날 페라이트 분율)의 측정 및 잔부의 종류의 확인을 행하였다.
또한, 상기 전봉 강관에 대하여, 전술한 방법에 의해,
전봉 용접부의 YS(MPa),
전봉 용접부의 TS(MPa),
모재부의 YS(MPa),
모재부의 TS(MPa),
ΔYS(즉, 모재부의 YS로부터 전봉 용접부의 YS를 뺀 값), 그리고
ΔHv(즉, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값)
를 측정하였다.
결과를 표 3에 나타낸다.
표 3의 잔부에 있어서, 「P+C」란, 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 의미한다.
<전봉 용접부의 내SSC성 및 내SOHIC성의 평가; 4점 굽힘 시험>
얻어진 전봉 강관에 대하여, 전술한 방법에 의해, 전봉 용접부의 내SSC성 및 내SOHIC성의 평가(즉, 4점 굽힘 시험 후에 있어서의 SSC 및 SOHIC의 유무의 확인)를 행하였다.
결과를 표 3에 나타낸다.
표 3에 있어서,
「SSC」는, SSC가 발생했음을 의미하고,
「SOHIC」는, SOHIC가 발생했음을 의미하고,
「SSC+SOHIC」는, SSC 및 SOHIC 양쪽이 발생했음을 의미하고,
「No SSC No SOHIC」는, SSC도 SOHIC도 발생하지 않았음을 의미한다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
표 1 내지 표 3에 나타내는 바와 같이,
모재부의 화학 조성이 전술한 화학 조성 A이고,
모재부의 내표층의 금속 조직에 있어서, F 분율이 80％ 이상 100％ 미만이고, 잔부가 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 포함하고,
모재부의 YS가 410MPa 이상이고, 모재부의 TS가 515 내지 650MPa이고,
모재부의 YS로부터 전봉 용접부의 YS를 뺀 값인 ΔYS가 0 내지 80MPa이고,
전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값인 ΔHv가 0 내지 25Hv인,
실시예(시험 번호 1 내지 22)의 전봉 강관은, 전봉 용접부에서의 내SSC성 및 내SOHIC성이 우수하였다.
이들 실시예에 반하여, 비교예(시험 번호23 내지 43)의 결과는, 이하와 같았다.
시험 번호 23의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성이 적정(즉, 전술한 화학 조성 A)이지만, 심 열처리 공정에서의 가열 온도가 너무 높았다. 그 결과, 전봉 용접부의 YS가 너무 높아져서, ΔYS가 0MPa 미만이 되었다. 또한, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 24의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성이 적정(즉, 전술한 화학 조성 A)이지만, 심 열처리 공정에서의 가열 온도가 너무 낮았다. 그 결과, 전봉 용접부의 YS가 너무 낮아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되었다. 또한, 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도가 부족하여, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 25의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성이 적정(즉, 전술한 화학 조성 A)이지만, 심 열처리 공정에서의 냉각 속도가 너무 빨랐다. 그 결과, 외표층의 비커스 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 26의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성이 적정(즉, 전술한 화학 조성 A)이지만, 심 열처리 공정에서의 냉각 너무 속도가 느렸다. 그 결과, 전봉 용접부의 YS가 너무 낮아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되었다. 또한, 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도가 부족하여, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 27의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성이 적정(즉, 전술한 화학 조성 A)이지만, 심 열처리 공정에서의 냉각 정지 온도가 너무 높았다. 그 결과, 전봉 용접부의 YS가 너무 낮아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되었다. 또한, 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도가 부족하여, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 28의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성이 적정(즉, 전술한 화학 조성 A)이지만, 심 열처리 공정에서의 냉각 정지 온도가 너무 낮았다. 그 결과, 전봉 용접부의 YS가 너무 높아져서, ΔYS가 0MPa 미만이 되었다. 또한, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC가 확인되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 29의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, C 함유량이 너무 낮았다. 그 결과, 모재부의 YS가 410MPa 미만이고, 모재부의 TS가 515MPa 미만이었다.
시험 번호 30의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, C 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 모재부의 내표층의 금속 조직에서의 F 분율이 80％ 미만이 되어, 모재부의 TS가 650MPa를 초과하였다. 또한, 모재부의 YS가 너무 높아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되었다. 또한, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 31의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Mn 함유량이 너무 낮았다. 그 결과, 모재부의 YS가 410MPa 미만이고, 모재부의 TS가 515MPa 미만이었다.
시험 번호 32의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Mn 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 모재부TS가 650MPa 초과였다. 또한, 모재부의 YS가 너무 높아져서, ΔYS가 80MPa 초과가 되었다. 또한, 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도가 너무 단단해져서, ΔHv가 25Hv 초과가 되었다. 이들의 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 33의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, P 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 34의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, S 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 35의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Si 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 36의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Nb 함유량이 너무 낮았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 37의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Nb 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SSC 및 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SSC성 및 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 38의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Ti 함유량이 너무 낮았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 39의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Ti 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 40의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Ca 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 41의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, Al 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 42의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, N 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.
시험 번호 43의 전봉 강관은, 모재부의 화학 조성에 있어서, O 함유량이 너무 높았다. 그 결과, 4점 굽힘 시험에 있어서 SOHIC가 확인되었다. 즉, 우수한 내SOHIC성이 얻어지지 않았다.

Claims (4)

  1. 모재부 및 전봉 용접부를 포함하고,
    상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.030 내지 0.090％,
    Si: 0.01 내지 0.50％,
    Mn: 0.50 내지 1.50％,
    P: 0 내지 0.020％,
    S: 0 내지 0.0020％,
    Nb: 0.005 내지 0.060％,
    Ti: 0.005 내지 0.030％,
    Ca: 0.0001 내지 0.0040％,
    Al: 0 내지 0.050％,
    N: 0.0010 내지 0.0080％,
    O: 0 내지 0.0030％,
    Cu: 0 내지 0.500％,
    Ni: 0 내지 0.500％,
    B: 0 내지 0.0020％,
    V: 0 내지 0.100％,
    Cr: 0 내지 0.500％,
    Mo: 0 내지 0.500％,
    W: 0 내지 0.500％,
    Zr: 0 내지 0.0500％,
    Ta: 0 내지 0.0500％,
    Mg: 0 내지 0.0050％,
    REM: 0 내지 0.0050％,
    Hf: 0 내지 0.0050％,
    Re: 0 내지 0.0050％, 및
    잔부: Fe 및 불순물로 이루어지고,
    모재부의 내표층의 금속 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트 분율이 80％ 이상 100％ 미만이고, 잔부가 의사 펄라이트 및 시멘타이트를 포함하고,
    상기 모재부의 항복 강도가 410MPa 이상이고, 상기 모재부의 인장 강도가 515 내지 650MPa이고,
    상기 모재부의 항복 강도에서 상기 전봉 용접부의 항복 강도를 뺀 값인 ΔYS가, 0 내지 80MPa이고,
    상기 전봉 용접부의 외표층의 비커스 경도에서 상기 전봉 용접부의 내표층의 비커스 경도를 뺀 값인 ΔHv가, 0 내지 25Hv인,
    라인파이프용 전봉 강관.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 모재부의 화학 조성이, 질량％로,
    Cu: 0％ 초과 0.500％ 이하,
    Ni: 0％ 초과 0.500％ 이하,
    B: 0％ 초과 0.0020％ 이하,
    V: 0％ 초과 0.100％ 이하,
    Cr: 0％ 초과 0.500％ 이하,
    Mo: 0％ 초과 0.500％ 이하,
    W: 0％ 초과 0.500％ 이하,
    Zr: 0％ 초과 0.0500％ 이하,
    Ta: 0％ 초과 0.0500％ 이하,
    Mg: 0％ 초과 0.0050％ 이하,
    REM: 0％ 초과 0.0050％ 이하,
    Hf: 0％ 초과 0.0050％ 이하, 및
    Re: 0％ 초과 0.0050％ 이하로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는,
    라인파이프용 전봉 강관.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    두께가 13mm 이상인, 라인파이프용 전봉 강관.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    외경이 300mm 내지 650mm인, 라인파이프용 전봉 강관.
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