KR101641450B1

KR101641450B1 - 우수한 저온 인성을 갖는 고강도 후육 전봉 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101641450B1
Application number: KR1020147028851A
Authority: KR
Inventors: 슌스케 도요다; ?스케 도요다; 소타 고토; 다카토시 오카베; 도모히로 이노우에; 모토하루 에기; 아츠시 요네모토
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2012-04-13
Filing date: 2013-04-11
Publication date: 2016-07-20
Anticipated expiration: 2033-04-11
Also published as: IN2014MN01980A; US20150083266A1; EP2837708A4; CA2869879C; WO2013153819A1; US9841124B2; RU2613824C2; CA2869879A1; CN104220622A; KR20140138942A; RU2014145519A; CN104220622B; JP5534111B2; EP2837708B1; JPWO2013153819A1; EP2837708A1

Abstract

항복 강도 400 ㎫ 이상을 갖고, 저온 인성과 내 HIC 성이 모두 우수한 고강도 후육 전봉 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.
질량％ 로, C : 0.025 ∼ 0.084 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Mn : 0.70 ∼ 1.80 ％ 를 함유하고, P, S, Al, N, O 함유량을 조정하고, 추가로 Nb : 0.001 ∼ 0.065 ％, V : 0.001 ∼ 0.065 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.033 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0035 ％ 를 함유하고, 또한 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키는 강 소재에, 1200 ∼ 1280 ℃ 의 온도 범위로 가열하여 유지한 후, 미재결정 온도역에서의 압하율을 20 ％ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 열간 압연 종료 후에, 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각 정지 온도 : 630 ℃ 이하까지 냉각시키고, 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만에서 감아 열연 강대로 하고, 그 열연 강대를 롤 성형, 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고, 추가로 전봉 강관 용접부에, 전체 두께가 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내가 되도록 가열하고, 이어서 7 ∼ 49 ℃/s 의 평균 냉각 속도로 630 ℃ 이하까지 냉각시키는 열 처리를 실시한다. 이로써, 모재부 및 전봉 용접부가 전부, 인성과 내 HIC 성이 모두 우수한 고강도 후육 전봉 강관이 된다.

Description

우수한 저온 인성을 갖는 고강도 후육 전봉 강관 및 그 제조 방법{HIGH-STRENGTH THICK-WALLED ELECTRIC-RESISTANCE-WELDED STEEL PIPE HAVING EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 고강도 후육 전봉 강관 (high-strength thick-walled electric resistance welded steel pipe) 에 관한 것으로, 특히 전봉 용접부의 신뢰성 향상에 관한 것이다. 또한, 여기에서 말하는 「고강도」란, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상인 경우를 말하고, 「후육」이란 두께 : 16 ∼ 32 ㎜ 인 경우를 말하는 것으로 한다.

종래부터 전봉 강관은, 석유, 천연 가스 등의 채굴용, 수송용 등으로서 사용되어 왔다. 그러나, 전봉 용접부의 인성이 낮은 점에서, 신뢰성이 낮고, 그 용도는, 저온 인성, 내수소 야기 균열성 (Hydrogen Induced Cracking, 이하, HIC 라고도 한다) 의 요구 스펙이 엄격하지 않은 지점에 한정된다는 문제가 있었다.

이와 같은 문제에 대해, 예를 들어, 특허문헌 1 에는 소정의 조성을 갖는 소재 강판을 전봉 용접하고, 그 후 전봉 용접부를 790 ℃ ∼ 1050 ℃ 에서 5 초 이상 가열하고, 770 ℃ ∼ 890 ℃ 의 온도로부터 30 ℃/s ∼ 150 ℃/s 의 냉각 속도로 급랭하여, 전봉 용접부를 미세 어시큘러 페라이트 (fine acicular ferrite) 조직으로 하는 저온 인성이 우수한 고장력 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다. 그러나, 특허문헌 1 에 기재된 기술에서 사용하는 강판의 판두께는 8.0 ㎜ 정도로 박육이고, 게다가 얻어진 전봉 강관의 용접부 인성은, 파면 천이 온도 (fracture appearance transition temperature) 에서 기껏해야 -40 ℃ 정도까지로 인성 개선의 정도가 적다는 문제가 있었다. 또, 특허문헌 2 에는 소정의 조성을 갖는 소재 강판을 전봉 용접하고, 그 후, 전봉 용접부를 790 ℃ ∼ 1050 ℃ 에서 5 초 이상 가열하고, 750 ℃ ∼ 950 ℃ 의 온도로부터 30 ℃/s ∼ 150 ℃/s 의 냉각 속도로 급랭하여, 전봉 용접부를 미세 어시큘러 페라이트 조직으로 한 후, 400 ∼ 700 ℃ 에서 1 분 이내로 가열하여 스트레스 릴리프 처리 (stress releif heat treatment) 를 실시하는 저온 인성이 우수한 고장력 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다.

또, 특허문헌 3 에는 소정의 조성을 갖는 강판을 전봉 용접하고, 그 후, 전봉 용접부를 850 ℃ ∼ 1000 ℃ 로 가열한 후, Ar3 변태점 이상으로부터 30 ℃/s 초과 ∼ 100 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각 정지 온도 : (Ar1 변태점 － 50 ℃) ∼ (Ar1 변태점 － 100 ℃) 까지 급속 냉각시킨 후, 약냉각시키는 저온 인성이 우수한 고장력 전봉 강관의 제조 방법이 기재되어 있다.

일본 특허공보 평01-58253호 일본 특허공보 평03-60888호 일본 특허공보 평07-42509호

그러나, 특허문헌 2 에 기재된 기술을 20 ㎜ 를 초과하는 후육 전봉 강관에 적용하려면, 가열, 스트레스 릴리프 (응력 제거) 처리를 실시하기 위한 장대한 가열로를 필요로 하여, 경제성에 문제를 남기고 있었다. 또, 특허문헌 3 에 기재된 기술을 20 ㎜ 를 초과하는 후육 전봉 강관에 적용할 때에, 가열을 외면으로부터의 가열로 하면, 중심부 온도까지를 850 ℃ ∼ 1000 ℃ 의 범위로 가열 조정하는 것이 어렵다는 문제가 있었다.

본 발명은 이와 같은 종래 기술의 문제를 해결하여 저온 인성이 우수한, 게다가 내 HIC 성도 우수한 고강도 후육 전봉 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 여기에서 말하는 「저온 인성이 우수한」이란, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 JIS Z 2242 의 규정에 준거한 샤르피 충격 시험에서 시험 온도 : -50 ℃ 에 있어서의 원주 방향의 흡수 에너지 vE_-50 이 150 J 이상인 경우를 말한다. 또, 「내 HIC 성이 우수한」이란, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 NACE TM0284 에 규정되는, NACE Solution A 용액 (0.5 ％ CH₃COOH ＋ 5 ％ NaCl ＋ 포화 H₂S) 중에 96 h 동안 침지한 후에, 균열 면적률 CAR (Crack Area Ratio) 이 5 ％ 이하인 경우를 말한다.

본 발명자들은 상기한 목적을 달성하기 위해, 특히 두께 : 16 ㎜ 를 초과하는 후육 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부의 저온 인성 및 내 HIC 특성에 미치는, 마이크로 조직과 산화물 (개재물) 의 영향에 대하여 계통적으로 예의 연구하였다. 그 결과, 사용하는 강판의 조성 및 열연 조건과, 또한 전봉 용접 후의 열 처리 방법을 관련시켜 특정 범위로 제어함으로써, 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부의 저온 인성과 내 HIC 특성을 모두 향상시킬 수 있고, 전봉 용접부의 신뢰성이 특히 향상된 전봉 강관을 제조할 수 있는 것을 알아냈다.

먼저, 본 발명자들이 실시한, 본 발명의 기초가 된 전봉 용접부의 신뢰성 향상에 대한 실험 결과에 대하여 설명한다.

질량％ 로, 0.01 ∼ 0.20 ％ C-0.01 ∼ 1.00 ％ Si-0.50 ∼ 3.00 ％ Mn-0.001 ∼ 0.100 ％ Al-0 ∼ 0.150 ％ Nb-0 ∼ 0.150 ％ V-0 ∼ 0.150 ％ Ti-0 ∼ 0.0050 ％ Ca-0.005 ∼ 0.0100 ％ N 을 함유하는 조성의 두께 : 16 ∼ 32 ㎜ 의 후육 전봉 강관 (외경 660.4 ㎜φ) 을 준비하였다.

다음으로, 이들 준비된 전봉 강관의 전봉 용접부에, 유도 가열 장치 (induction heating apparatus) 를 사용하여, 가열 온도, 가열 후의 냉각을 여러 가지로 변화시킨 열 처리 (전봉 용접 후 열 처리) 를 실시하였다. 열 처리 후의 전봉 용접부로부터 시험편을 채취하여, 충격 시험, HIC 시험, 개재물량 측정 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(1) 충격 시험

전봉 용접부로부터, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여, 노치부가 전봉 용접부의 중앙부에 일치하도록, 원주 방향으로 V 노치 샤르피 시험편 (10 ㎜ 두께) 을 채취하고, 시험 온도 : -50 ℃ 에서 샤르피 충격 시험을 실시하여 흡수 에너지 vE_-50 을 구하였다. 또한, 시험 개수는 각 3 개로 하였다.

(2) HIC 시험

전봉 용접부로부터, 침지 시험편 (크기 : 두께 10 ㎜ × 폭 20 ㎜ × 길이 160 ㎜) 을 채취하여, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 (0.5 ％ CH₃COOH ＋ 5 ％ NaCl ＋ 포화 H₂S) 중에 96 h 동안 침지하였다. 침지 후, 초음파 탐상법으로 각 시험편의 균열 면적률 CAR 을 구하였다.

(3) 개재물량 측정 시험

전봉 용접부로부터, 전봉 용접부 중앙을 중심으로 하여, 판상 샘플 (크기 : 폭 2 ㎜ × 두께 : 관 두께 × 길이 : 관 두께) 을 잘라내어, 10 ％ AA 전해액 중에서 전해 추출을 실시하였다. 전해 추출 후, 구멍 직경 2 ㎛ 의 필터 메시를 사용하여, 개재물 (원 상당 직경 2 ㎛ 이상) 을 추출하여 알칼리 융해한 후, ICP (Inductively Coupled Plasma) 분석에 의해, 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량을 측정하고, 그 합계량을 구하였다. 얻어진 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을 전봉 용접부에 존재하는 개재물량으로 하였다.

얻어진 결과를, 열 처리의 가열 온도와 가열 후의 냉각 속도의 관계로 도 1, 도 2 에 나타낸다. 도 1 은 vE_-50, 도 2 는 CAR 에 대해서이다. 또한, 가열 후의 냉각 속도는, 두께 중심부 온도에서, 780 ∼ 630 ℃ 사이의 평균 냉각 속도를 사용하였다.

도 1, 2 로부터, 전봉 용접부의 가열 온도가 800 ∼ 1150 ℃ 의 범위이고, 또한 가열 후의 냉각 속도가 780 ∼ 630 ℃ 사이의 평균에서 7 ∼ 49 ℃/s 의 범위인 경우에, vE_-50 이 150 J 이상으로 우수한 전봉 용접부 인성을 나타내고, CAR 이 5 ％ 이하로 우수한 내 HIC 성을 나타내는 것을 알 수 있다.

이러한 점에서, 전봉 용접 후에, 전봉 용접부에 상기한 조건 범위의 열 처리를 실시하면, 우수한 저온 인성 및 우수한 내 HIC 성을 겸비하는 전봉 용접부가 되는 것을 지견하였다.

또, 얻어진 결과로부터, vE_-50, CAR 과, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량의 관계로 도 3 에 나타낸다.

도 3 으로부터, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 89 질량ppm 을 초과하면, 전봉 용접부의 vE_-50 이 저하되고, CAR 이 증가하여, 인성 및 내 HIC 성이 모두 저하되는 것을 알 수 있다.

즉, 전봉 용접부에 존재하는, 특성에 영향을 미치는 개재물의 대표로서 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 주목하여, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물량이 소정값을 초과하면, 전봉 용접부의 인성, 내 HIC 성이 현저히 저하되는 것을 지견하였다. 본 발명은, 이러한 지견에 기초하여, 더욱 검토를 가하여 완성된 것이다. 즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량％ 로, C : 0.025 ∼ 0.084 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Mn : 0.70 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.018 ％, S : 0.0001 ∼ 0.0029 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.001 ∼ 0.065 ％, V : 0.001 ∼ 0.065 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.033 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0035 ％, N : 0.0050 ％ 이하, O : 0.0030 ％ 이하를 함유한다. 또한, 다음의 (1) 식 Pcm = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥ (1)

(여기에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B : 각 원소의 함유량 (질량％))

로 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는다. 또한, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 입경 : 10 ㎛ 이하의 의(擬)폴리고날 페라이트를 면적률 : 90 ％ 이상 갖는 조직을 갖고, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상이고, 샤르피 충격 시험의 -50 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_-50 : 150 J 이상의 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내 HIC 성이 우수한 고강도 후육 전봉 강관.

(2) (1) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, B : 0.0030 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관.

(3) (1) 또는 (2) 에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.001 ∼ 0.350 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.350 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.350 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.700 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관.

(4) (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 있어서, 상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이, 질량％ 로 0.0089 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관.

(5) 강 소재를, 가열하여, 열간 압연을 실시한 후, 냉각시켜 권취 열연 강대로 하는 열연 공정과, 그 열연 공정을 거친 상기 열연 강대에, 냉간에서 연속적으로 롤 성형을 실시하여 거의 원형 단면의 관상 성형체로 한 후, 그 관상 성형체의 원주 방향 단부 (端部) 끼리를 맞대어 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하는 조관 공정을 실시하는 전봉 강관의 제조 방법에 있어서, 상기 강 소재를, 질량％ 로, C : 0.025 ∼ 0.084 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％, Mn : 0.70 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.018 ％, S : 0.0001 ∼ 0.0029 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％, Nb : 0.001 ∼ 0.065 ％, V : 0.001 ∼ 0.065 ％, Ti : 0.001 ∼ 0.033 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0035 ％, N : 0.0050 ％ 이하, O : 0.0030 ％ 이하를 함유하고, 또한 다음의 (1) 식

Pcm = C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥ (1)

로 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 열연 공정이, 상기 강 소재를, 가열 온도 : 1200 ∼ 1280 ℃ 의 온도 범위의 온도로 가열하여, 90 min 이상 유지한 후, 미재결정 오스테나이트역에서의 열간 압연율을 20 ％ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연 종료 후에, 판두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균에서, 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각 정지 온도 : 630 ℃ 이하까지 냉각시키고, 권취 온도 : 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만에서 감아 열연 강대로 하는 공정이고, 상기 조관 공정 후에, 온라인으로 상기 전봉 강관의 전봉 용접부를, 전체 두께가 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내가 되도록 가열한 후, 두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균에서 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 630 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 그 후 방랭하는 열 처리를 실시하고, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상이고, 샤르피 충격 시험의 -50 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_-50 : 150 J 이상의 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내 HIC 성이 우수한 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

(6) (5) 에 있어서, 상기 조관 공정에 있어서의 상기 롤 성형의 핀 패스 성형에 있어서, 상기 열연 강대의 폭 방향 끝면에 테이퍼 개선 (開先) 을 부여함에 있어서, 그 테이퍼 개선의 테이퍼 개시 위치와 관 외면이 되는 표면 혹은 관 내면이 되는 표면의 강대 두께 방향의 거리를 열연 강대 두께의 2 ∼ 60 ％ 로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

(7) (5) 또는 (6) 에 있어서, 상기 조관 공정에 있어서의 상기 전봉 용접의 분위기 산소 분압을, 다음의 (2) 식

f_oxy＝Mn ＋ 10(Si ＋ Cr) ＋ 100Al ＋ 1000Ca ‥‥ (2)

(여기에서, Mn, Si, Cr, Al, Ca : 각 원소의 함유량 (질량％))

로 정의되는 용강의 산화 용이도 f_oxy와 관련하여 900/f_oxy 질량ppm 이하로 조정하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

(8) (5) 내지 (7) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, B : 0.0030 ％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

(9) (5) 내지 (8) 중 어느 하나에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Cu : 0.001 ∼ 0.350 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.350 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.350 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.700 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

(10) (5) 내지 (9) 중 어느 하나에 있어서, 상기 열 처리에 있어서의 냉각을, 상기 전봉 용접부 상방에 수량 밀도 : 1 ㎥/㎡min 이상의 막대상 냉각수를 분사할 수 있는 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 반송 방향으로 적어도 복수 열 배치 형성하고, 상기 노즐로부터 상기 막대상 냉각수를 1 m/s 이상의 속도로 분사하는 냉각으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

(11) (10) 에 있어서, 상기 복수 열 배치 형성된 상기 냉각 헤더는, 냉각수의 주수 (注水) 를 각각 개별적으로 제어할 수 있게 배치 형성되는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.

본 발명에 의하면, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 저온 인성이 우수하고, 나아가서는 내 HIC 성도 우수한 고강도 후육 전봉 강관을 용이하게, 게다가 안정적으로 제조할 수 있어 산업상 각별한 효과를 발휘한다. 또, 본 발명이 되는 고강도 후육 전봉 강관은, 전봉 용접부의 저온 인성, 내 HIC 성이 모두 우수하고, 전봉 용접부의 신뢰성이 향상되고, 우수한 저온 인성, 내 HIC 성이 요구되는 용도에도 안정적으로 적용할 수 있다는 효과도 있다.

도 1 은 전봉 용접부의 vE_-50에 미치는, 가열 온도와 가열 후 냉각 속도의 관계의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 2 는 전봉 용접부의 NACE Solution A 용액 침지 후의 균열 면적률 CAR 에 미치는, 가열 온도와 가열 후 냉각 속도의 관계의 영향을 나타내는 그래프이다.
도 3 은 전봉 용접부의 vE_-50및 NACE Solution A 용액 침지 후의 균열 면적률 CAR 에 미치는, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량 (질량ppm) 의 영향을 나타내는 그래프이다.

본 발명이 되는 고강도 후육 전봉 강관은, 두께 : 16 ∼ 32 ㎜ 의 후육이고, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상의 고강도와, 시험 온도 : -50 ℃ 에 있어서의 원주 방향의 샤르피 충격 시험 흡수 에너지 vE_-50 : 150 J 이상의 우수한 저온 인성을 갖는다. 또한, NACE Solution A 용액 중에 96 h 동안 침지한 후에, 균열 면적률 CAR (Crack Area Ratio) 이 5 ％ 이하인 내 HIC 성도 우수한 전봉 강관이다.

먼저, 본 발명 전봉 강관의 조성 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 이하, 조성에 있어서의 질량％ 는 단순히 ％ 로 기재한다.

C : 0.025 ∼ 0.084 ％

C 는 펄라이트 (perlite), 의사 펄라이트 (quasi-perlite), 시멘타이트 (cementite), 베이나이트 (bainite), 마텐자이트 (martensite) 등의 경질상을 형성하여, 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 또, C 는 전봉 용접시에, 응고점 강하, 기상 중 O₂ 와의 CO 형성 반응 등을 통해 전봉 용접부의 산화물 형성에 영향을 미친다. 이와 같은 효과를 확보하기 위해서는, 0.025 ％ 이상 함유할 필요가 있다. C 가 0.025 ％ 미만에서는, 원하는 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상을 확보할 수 없게 된다. 한편, C 를 0.084 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 전봉 용접부 및 모재부의 경질상의 분율이 10 ％ 를 초과하여 저온 인성이 저하되고, -50 ℃ 에 있어서의 샤르피 충격 시험 흡수 에너지가 150 J 를 하회한다. 그와 함께, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 중에 96 h 동안 침지한 후의 균열 면적률 CAR 이 5 ％ 를 초과하여 내 HIC 성이 저하된다. 이와 같은 점에서, C 는 0.025 ∼ 0.084 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.030 ∼ 0.060 ％ 이다.

Si : 0.10 ∼ 0.30 ％

Si 는 고용 강화에 의해 전봉 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 또, Si 는 Fe 보다 O 와의 친화력이 강하여, 전봉 용접부에 있어서, Mn 산화물과 함께 점도가 높은 공정 (共晶) 산화물을 형성한다. Si 함유량이 0.10 ％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al 의 합계가 89 질량ppm 을 초과하여, 인성이 저하됨과 함께 내 HIC 성도 저하된다. 이와 같은 점에서, Si 는 0.10 ％ 이상으로 한정하였다.

한편, Si 함유량이 0.30 ％ 를 초과하면 공정 산화물 중의 Si 농도가 증가하고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉부에 잔존하기 쉬워진다. 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al 의 합계가 89 질량ppm 을 초과함과 함께, 산화물의 절대량이 증가하여, 인성이 저하됨과 함께 내 HIC 성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Si 는 0.30 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.15 ∼ 0.25 ％ 이다.

Mn : 0.70 ∼ 1.80 ％

Mn 은 고용 강화와 변태 조직 강화에 의해, 전봉 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 또, Mn 은, Fe 보다 O 와의 친화력이 강하여, 전봉 용접부에 있어서는, Si 산화물과 함께 점도가 높은 공정 산화물을 형성한다. Mn 함유량이 0.70 ％ 미만에서는, 공정 산화물 중의 Si 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al 의 합계가 89 질량ppm 을 초과하여, 인성이 저하됨과 함께 내 HIC 성이 저하된다. 또한, Mn 함유량이 0.70 ％ 미만에서는, 모재부 및 전봉 용접부의 조직이, 입경 d_α : 10 ㎛ 초과의 조대한 폴리고날 페라이트가 되기 때문에, 인성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Mn 은 0.70 ％ 이상으로 한정하였다.

한편, Mn 함유량을 1.80 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 공정 산화물 중의 Mn 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al 의 합계가 89 질량ppm 을 초과함과 함께, 산화물로서의 절대량이 증가한다. 또, Mn 함유량이 1.80 ％ 를 초과하면, 모재부 및 전봉 용접부의 경질상 분율이 증가하여, 면적률로 10 ％ 를 초과하게 된다. 이 때문에, 인성이 저하되고, 내 HIC 성도 저하된다. 이와 같은 점에서, Mn 은 0.70 ∼ 1.80 ％ 로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.85 ∼ 1.65 ％ 이다.

P : 0.001 ∼ 0.018 ％

P 는 강도 증가에 기여하는 원소이지만, 입계 등에 편석하여 인성을 저하시킨다. 또, P 는, Mn 과 공(共)편석하여, 모재부 및 전봉 용접부의 내 HIC 성을 저하시킨다. 이 때문에, P 는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 극단적인 저감은, 정련 비용의 상승을 초래한다. 또, 0.018 ％ 를 초과하여 함유하면, 상기한 인성, 내 HIC 성의 저하가 현저해진다. 이 때문에, P 는 0.001 ∼ 0.018 ％ 로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.013 ％ 이하이다.

S : 0.0001 ∼ 0.0029 ％

S 는 전봉 용접부 및 모재부에 MnS 로서 석출되어, 인성, 내 HIC 성을 저하시킨다. 이 때문에, S 는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 정련 비용의 상승을 초래한다. 한편, 0.0029 ％ 를 초과하여 함유하면, 인성, 내 HIC 성의 저하가 현저해진다. 이 때문에, S 는 0.0001 ∼ 0.0029 ％ 로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0001 ∼ 0.0019 ％ 이다.

Al : 0.01 ∼ 0.10 ％

Al 은 제강 단계에서의 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또, Al 은 오스테나이트 중에 AlN 로서 석출되어, 오스테나이트 가열시의 입자 성장을 억제하고, 강의 저온 인성을 향상시키는 작용을 갖는다. 또, Al 은 Si, Mn 보다 더욱 O 와의 친화력이 강하여, 2MnO-SiO₂ (Tephroite) 등의 Mn-Si 공정 산화물에 고용되는 형태로 산화물을 형성한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상 함유할 필요가 있다. Al 이 0.01 ％ 미만에서는, 제강 단계에서의 탈산능을 확보할 수 없어, 강의 청정도가 저하되고, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al 의 합계가 89 ppm 을 초과한다. 이 때문에, 인성, 내 HIC 성이 저하된다.

한편, Al 을 0.10 ％ 를 초과하여 함유하면, 공정 산화물 중의 Al 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al 의 합계가 89 ppm 을 초과한다. 이 때문에, 인성, 내 HIC 성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Al 은 0.01 ∼ 0.10 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.03 ∼ 0.08 ％ 이다.

Nb : 0.001 ∼ 0.065 ％

Nb 는 주로 탄화물로서 석출되어, 전봉 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.065 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하는 것은, 미고용의 대형 Nb 탄질화물이 잔존하고, 그 때문에 인성 및 내 HIC 성이 저하된다. 이 때문에, Nb 는 0.001 ∼ 0.065 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.050 ％ 이다.

V : 0.001 ∼ 0.065 ％

V 는, Nb 와 마찬가지로, 주로 탄화물로서 석출되어, 전봉 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.065 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 미고용의 대형 V 탄질화물이 잔존하고, 그 때문에 인성, 내 HIC 성이 저하된다. 이 때문에, V 는 0.001 ∼ 0.065 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.050 ％ 이다.

Ti : 0.001 ∼ 0.033 ％

Ti 는, Nb, V 와 마찬가지로, 주로 탄화물로서 석출되어, 전봉 강관의 강도를 증가시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.033 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 미고용의 대형 Ti 탄질화물이 잔존하고, 그 때문에 인성, 내 HIC 성이 저하된다. 이 때문에, Ti 는 0.001 ∼ 0.033 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.005 ∼ 0.020 ％ 이다.

Ca : 0.0001 ∼ 0.0035 ％

Ca 는 강 중의 황화물을 구상 (球狀) 으로 형태 제어하는 작용을 갖는 원소로, 전봉 용접부 근방의 인성이나 내 HIC 성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0001 ％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.0035 ％ 를 초과하여 함유하면, Ca 가 O 와의 친화력이 강하기 때문에, 산화물 중의 Ca 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하여, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계가 89 질량ppm 을 초과함과 함께, 산화물로서의 절대량이 증가한다. 이 때문에, 인성, 내 HIC 성이 저하된다. 이와 같은 점에서, Ca 는 0.0001 ∼ 0.0035 ％ 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0002 ∼ 0.0028 ％ 이다.

N : 0.0050 ％ 이하

N 은, 전봉 용접부 및 모재부에 있어서는, Ti(N, C) 로서 석출되거나 고용 N 으로서 잔존하여, 인성, 내 HIC 성을 저하시킨다. 이 때문에, N 은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 과도한 저감은 정련 비용을 상승시키기 때문에, 0.0001 ％ 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하면, 상기한 인성, 내 HIC 성의 저하가 현저해진다. 이 때문에, N 은 0.0050 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 0.0001 ∼ 0.0040 ％ 이다.

O : 0.0030 ％ 이하

O 는 전봉 용접부 및 모재부에서는 산화물계 개재물로서 잔존하여, 인성, 내 HIC 성을 저하시킨다. 이 때문에, 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. O 가 0.0030 ％ 를 초과하면, 인성, 내 HIC 성의 저하가 현저해진다. 이 때문에, O 는 0.0030 ％ 이하로 한정하였다. 또한, 과도한 저감은 정련 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

상기한 조성이 기본 조성이지만, 본 발명에서는, 기본 조성에 더하여 추가로, B : 0.0030 ％ 이하, 및/또는, Cu : 0.001 ∼ 0.350 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.350 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.350 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.700 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 필요에 따라 선택하여 함유해도 된다.

B : 0.0030 ％ 이하

B 는 담금질성 향상을 통해 전봉 강관의 강도 증가에 기여한다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.0001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0030 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, B 는 0.0030 ％ 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

Cu : 0.001 ∼ 0.350 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.350 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.350 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.700 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상

Cu, Ni, Mo, Cr 은 모두 후육 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부의 강도 증가와 조대한 폴리고날 페라이트의 형성 억제에 기여하는 원소로, 필요에 따라 선택하여 1 종 또는 2 종 이상 함유할 수 있다.

Cu 는 후육 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부의 담금질성 향상을 통해 원하는 고강도를 확보하고, 입경 d_α : 10 ㎛ 초과의 조대한 폴리고날 페라이트의 형성을 억제하는 작용을 갖는다. 또, 게다가 Cu 는 전봉 강관의 내 HIC 성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 확보하기 위해 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.350 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Cu 는 0.001 ∼ 0.350 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.290 ％ 이다.

Ni 는, Cu 와 마찬가지로, 후육 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부의 담금질성 향상을 통해 원하는 고강도를 확보하고, 입경 d_α : 10 ㎛ 초과의 조대한 폴리고날 페라이트의 형성을 억제하는 작용을 갖는다. 또, 게다가 Ni 는 전봉 강관의 내 HIC 성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 확보하기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.350 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Ni 는 0.001 ∼ 0.350 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.290 ％ 이다.

Mo 는, Ni, Cu 와 마찬가지로, 후육 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부의 담금질성 향상을 통해 원하는 고강도를 확보하고, 입경 d_α : 10 ㎛ 초과의 조대한 폴리고날 페라이트의 형성을 억제하는 작용을 갖는다. 또, 게다가 Mo 는 전봉 강관의 내 HIC 성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 확보하기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 0.350 ％ 를 초과하여 함유해도 효과가 포화되어, 함유량에 알맞는 효과를 기대할 수 없다. 이 때문에, 함유하는 경우에는, Mo 는 0.001 ∼ 0.350 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.05 ∼ 0.290 ％ 이다.

Cr 는, Mn 과 마찬가지로, 변태 조직 강화를 통해 전봉 강관의 강도 증가에 기여하고, 원하는 고강도의 확보와, 조대한 폴리고날 페라이트의 형성을 억제하는 작용을 갖는다. 이와 같은 효과를 확보하기 위해서는, 0.001 ％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 또, Cr 은, Fe 보다 O 와의 친화력이 강하고, 산화물을 형성하는 경향이 강하여, 0.700 ％ 를 초과하여 함유하는 것은, 산화물 중의 Cr 농도가 높아지고, 산화물의 융점이 용강 온도를 초과하기 때문에, 산화물로서 전봉 용접부에 잔존하기 쉬워진다. 이 때문에, 산화물로서의 절대량이 증가하여, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Cr 의 합계가 89 질량ppm 을 초과한다. 이 때문에, 인성, 내 HIC 성이 저하된다. 이와 같은 점에서, 함유하는 경우에는, Cr 은 0.001 ∼ 0.700 ％ 의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 0.01 ∼ 0.700 ％ 이다. 더욱 바람직하게는 0.02 ∼ 0.290 ％ 이다.

본 발명에서는, 상기한 성분을 상기한 범위에서, 또한 다음 식

Pcm ＝ C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B

으로 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키도록 함유한다. 또한, 상기한 원소 중, 함유하지 않는 원소는 영 (0) 으로 하여 계산하는 것으로 한다.

Pcm 은 전봉 용접부의 급속 냉각 후의 조직 형성에 관련되는 파라미터로, Pcm 이 0.20 이하를 만족시키면, 전봉 용접부의 조직을, 입경 : 10 ㎛ 이하의 의폴리고날 페라이트가 면적률 : 90 ％ 이상인 조직으로 할 수 있다. Pcm 이 0.20을 초과하여 커지면, 전봉 용접부에 있어서의 의폴리고날 페라이트의 조직 분율이 면적률로 90 ％ 미만이 되어, 인성이 저하된다. Pcm 의 하한에 대해서는 특별히 한정할 필요는 없지만, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상을 안정적으로 확보할 수 있는 0.070 이상으로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명 고강도 후육 전봉 강관의 조직 한정 이유에 대하여 설명한다. 본 발명 고강도 후육 전봉 강관은, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 입경 : 10 ㎛ 이하의 의폴리고날 페라이트를 면적률 : 90 ％ 이상 갖는 조직을 갖는다. 또한, 여기에서 「의폴리고날 페라이트」란, 「강의 베이나이트 사진집-1」(사단법인 일본 철강 협회 기초 공동 연구회, 베이나이트 조사 연구부회편 : 「강의 베이나이트 사진집-1」, 제4페이지, 1992. 6. 29. 발행, 발행원 : 사단법인 일본 철강 협회) 에 기재된 「Quasi-polygonal ferrite」(αq) 이다. αq 는 비정형이고, polygonal ferrite αp 보다 저온에서, 변태 전의 오스테나이트 입계를 초과하여 형성되어, 변태 변형의 대부분이 회복된 조직이다.

의폴리고날 페라이트가 면적률로 90 ％ 미만에서는, 조대한 폴리고날 페라이트가 증가하여 원하는 고강도, 고인성을 기대할 수 없거나, 혹은 베이나이트가 증가하여 강도가 지나치게 높아져, 원하는 고인성이 얻어지지 않는다. 이 때문에, 의폴리고날 페라이트의 분율을 면적률로 90 ％ 이상으로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 92 ％ 이상이다. 또, 의폴리고날 페라이트의 입경 d_α 가 10 ㎛ 를 초과하여 조대화되면, 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 없게 된다. 이와 같은 점에서, 의폴리고날 페라이트의 입경 d_α를 10 ㎛ 이하로 한정하였다. 또한, 입경은, JIS G 0551 (2005) 의 규정에 준거한 절단법을 이용하여 측정하는 것으로 한다.

또, 의폴리고날 페라이트 이외의 제 2 상은, 합계로 면적률로 10 ％ 미만의, 펄라이트, 의사 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트 등이 허용된다.

또한, 본 발명 전봉 강관의 전봉 용접부에서는, 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을 0.0089 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 합계량은, 상기한 원소 중, 함유하지 않는 원소가 있는 경우에는, 당해 원소를 영 (0) 으로 하여 산출하는 것으로 한다. 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량은, 특성에 영향을 미치는 개재물량을 의미하고, 합계량이 많을수록 개재물량이 많게 된다.

전봉 용접부에 존재하는 개재물 (산화물) 중, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 89 질량ppm 미만인 경우에는, NACE TM0284 에 규정되는, NACE Solution A 용액 (0.5 ％ CH₃COOH ＋ 5 ％ NaCl ＋ 포화 H₂S) 중에 96 h 동안 침지한 후에, CAR (Crack Area Ratio) 이 5 ％ 이하로 내 HIC 성이 향상된다. 또한, 시험 온도 : -50 ℃ 에 있어서의 전봉 용접부의 샤르피 충격 흡수 에너지 vE_-50 이 150 J 를 초과하여, 우수한 저온 인성이 얻어진다. 한편, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계가 89 ppm 을 초과하면, 내 HIC 성과 저온 인성이 함께 저하된다. 이와 같은 점에서, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을 89 질량ppm 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직하게는 39 질량ppm 이하이다.

또한, 전봉 용접부에 존재하는 개재물 중, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량은, 다음과 같이 하여 구하는 것으로 한다.

전봉 강관의 전봉 용접부보다, 전봉 용접부 중앙을 중심으로 하여, 판상 샘플 (크기 : 폭 2 ㎜ × 두께 : 관 두께 × 길이 : 관 두께) 를 잘라내어, 10 ％ AA 전해액 중에서 전해 추출을 실시하였다. 전해 추출 후, 구멍 직경 2 ㎛ 의 필터 메시를 사용하여 2 ㎛ 이상의 개재물을 추출하고, 알칼리 융해한 후, ICP 분석에 의해, 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량을 측정한다. 얻어진 각 원소의 함유량의 합계량을 구하여, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량으로 한다.

다음으로, 본 발명 전봉 강관의 제조 방법의 한정 이유에 대하여 설명한다.

상기한 조성의 슬래브 등의 강 소재에, 열연 공정을 실시하여 열연 강대로 한다. 얻어진 열연 강대에, 추가로 연속적으로 롤 성형하여 관상 성형체로 하고, 그 관상 성형체를 전봉 용접하는 조관 공정을 실시하여 전봉 강관으로 한다.

또한, 강 소재의 제조 방법에 대해서는, 특별히 한정할 필요는 없다. 상기한 조성의 용강을 전로 (converter) 등의 상용의 용제 방법으로 용제하고, 연속 주조법 (continuous casting) 등의 상용의 주조 방법으로 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.

슬래브 등의 강 소재는, 열연 공정이 실시되어 열연 강대가 된다.

열연 공정은, 상기한 조성의 강 소재를, 가열 온도 : 1200 ∼ 1280 ℃ 의 온도 범위의 온도로 가열하여, 90 min 이상 유지한 후, 미재결정 오스테나이트역 (미재결정 온도역) 에서의 열간 압연율 (압하율) 을 20 ％ 이상으로 하는 열간 압연을 실시한다. 그 열간 압연 종료 후에, 판두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균에서, 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각 정지 온도 : 630 ℃ 이하까지 냉각시키고, 권취 온도 : 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만 (400 ∼ 599 ℃) 에서 감아 열연 강대로 한다.

가열 온도 : 1200 ∼ 1280 ℃

강 소재의 가열 온도는, 강관 모재부의 강도, 저온 인성, 내 HIC 성에 영향을 미친다. 가열 온도가 1200 ℃ 미만에서는, Nb, V, Ti 등의 석출 강화 원소가 재고용되지 않아 조대한 석출물로서 잔존하여, 원하는 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상의 고강도를 확보할 수 없게 된다. 또, 조대한 석출물의 잔류는, 내 HIC 성을 저하시킨다. 한편, 가열 온도가 1280 ℃ 를 초과하는 고온에서는, 결정립이 조대화되고, 얻어지는 의폴리고날 페라이트가 조대화되어, 원하는 입경 d_α : 10 ㎛ 이하를 만족시킬 수 없게 된다. 또, 조직이 조대화되면, 인성이 저하된다. 이와 같은 점에서, 가열 온도는 1200 ∼ 1280 ℃ 의 범위의 온도로 한정하였다. 또한, 가열 유지 시간은 90 min 이상으로 한다. 가열 유지 시간이 90 min 미만에서는, 특히 두께 중심부에 Nb, V, Ti 등의 석출 강화 원소가 재고용되지 않고, 조대한 석출물로서 잔존하여 내 HIC 성을 저하시킨다. 이 때문에, 가열 유지 시간은 90 min 이상으로 한정하였다.

가열된 강 소재는, 조 (粗) 압연, 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연이 실시된다. 열간 압연의 마무리 압연에서는, 미재결정 오스테나이트역 (미재결정 온도역) 에서의 열간 압연율 (압하율) : 20 ％ 이상으로 하고, 마무리 압연 종료 온도 : 780 ℃ 이상으로 한다.

미재결정 오스테나이트역 (미재결정 온도역) 에서의 열간 압연율 (압하율) : 20 ％ 이상

미재결정 오스테나이트역 (미재결정 온도역) 에서의 열간 압연율 (압하율) 이 20 ％ 미만에서는, 조직이 조대화되어, 원하는 인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 미재결정 오스테나이트역 (미재결정 온도역) 에서의 열간 압연율 (압하율) 을 20 ％ 이상으로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 30 ％ 이상이다.

마무리 압연 종료 온도 : 780 ℃ 이상

마무리 압연은, 마무리 압연 종료 온도 : 780 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도가 780 ℃ 미만에서는, 압연 변형이 잔류하여, 열연 강판의 인성이 저하된다. 열간 압연 종료 후, 열연 런아웃 테이블 상에서 냉각된다. 냉각 속도는, 두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 까지의 평균에서 7 ∼ 49 ℃/s 의 범위의 냉각 속도로 630 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 권취 온도 : 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만 (400 ∼ 599 ℃) 에서 감는다.

780 ℃ ∼ 630 ℃ 까지의 평균 냉각 속도 : 7 ∼ 49 ℃/s

평균 냉각 속도가 7 ℃/s 미만에서는, 조대한 폴리고날 페라이트가 생성되어, 원하는 고인성, 고강도를 확보할 수 없게 된다. 한편, 평균 냉각 속도가 49 ℃/s 를 초과하면, 베이나이트, 마텐자이트가 생성되고, 강도가 지나치게 높아 져 원하는 고인성을 확보할 수 없게 된다. 이와 같은 점에서, 780 ℃ ∼ 630 ℃ 까지의 평균으로 7 ∼ 49 ℃/s 의 범위의 냉각 속도로 냉각시키기로 하였다. 또한, 바람직하게는 의폴리고날 페라이트의 생성량이 92 ％ 이상이 되는 평균 냉각 속도로 29 ℃/s 이하이다.

또한, 열간 압연 후의 냉각에서는, 최표층 0.2 ㎜ 를 제외한 전체 두께 각 위치에서의 냉각 속도가, 두께 중심부로부터의 편차로, 느린 쪽에서 5 ℃/s, 빠른 쪽에서 20 ℃/s 이내로 하는 것이 바람직하다.

상기한 냉각 속도로, 두께 중앙부 온도에서 630 ℃ 이하까지 냉각시켜 감는다.

냉각 정지 온도 : 630 ℃ 이하

냉각 정지 온도가, 630 ℃ 초과의 온도에서는, 원하는 미세한 조직을 확보할 수 없어, 모재부에서 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 630 ℃ 이하의 온도로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 600 ∼ 550 ℃ 이다.

권취 온도 : 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만 (400 ∼ 599 ℃)

권취 온도가 600 ℃ 이상이 되면, 조직이 조대화되어, 원하는 입경, 원하는 분율의 의폴리고날 페라이트를 갖는 조직으로 할 수 없다. 또, 400 ℃ 미만에서는, 베이나이트가 다량으로 형성되어 강도가 증가하고, 인성 및 내 HIC 성이 저하된다. 이 때문에, 권취 온도는 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만 (400 ∼ 599 ℃) 으로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 550 ∼ 450 ℃ 이다.

상기한 열간 압연과, 그 후에 상기한 냉각, 권취를 실시함으로써, 입경 d_α : 10 ㎛ 이하의 미세한 의폴리고날 페라이트가 면적률로 90 ％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 의사 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트 등으로 이루어지는 조직을 갖는 열연 강대로 할 수 있다. 이 열연 강대를 소재로 함으로써, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상의 고강도와, 시험 온도 : -50 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 vE_-50 이 150 J 이상인 우수한 저온 인성과, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 중에 96 h 침지한 후에, 균열 면적률 CAR 이 5 ％ 이하인 우수한 내 HIC 성을 갖는 모재부를 갖는 강관으로 할 수 있다.

얻어진 열연 강대는, 이어서 소정의 폭으로 절단된 후, 조관 공정이 실시되어 소정 치수 형상의 전봉 강관이 된다.

조관 공정은, 통상적으로 공지된 전봉 조관 공정을 모두 적용할 수 있어, 소정 치수 형상의 전봉 강관을 성형할 수 있으면 되고, 그 조건은 특별히 한정되지 않는다.

바람직하게는, 열연 강대에 냉간에서 연속적으로 롤 성형을 실시하여 거의 원형 단면의 관상 성형체로 한 후, 그 관상 성형체의 원주 방향 단부끼리를 맞대어, 고주파 저항 가열 혹은 고주파 유도 가열에 의해 원주 방향 단부를 융점 이상으로 가열하고, 스퀴즈 롤로 압접하고 시임부를 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하는 공정이 바람직하다.

또한, 롤 성형시에 있어서는, 핀 패스 성형에 있어서, 열연 강대의 폭 방향 끝면에 테이퍼 개선을 부여하는 것이 바람직하다. 테이퍼 개선을 부여함으로써, 전봉 용접부로부터 산화물의 배출이 촉진되어, 인성, 내 HIC 성이 우수한 전봉 용접부로 할 수 있다. 폭 방향 단부에 부여하는 개선의 테이퍼는, 테이퍼 개시 위치와 관 외면이 되는 표면 혹은 관 내면이 되는 표면의 강대 두께 방향의 거리가 강대 두께의 2 ∼ 60 ％ 가 되도록 하는 것이 바람직하다. 이로써, 산화물의 배출이 촉진되어, 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을 약 10 질량ppm 정도 저감시킬 수 있다. 부여되는 테이퍼가 이 범위를 벗어나면, 산화물의 배출이 곤란해져, 전봉 용접부 인성이 저하된다. 또한, 테이퍼 형상은 직선에 한정되지 않고, 임의의 곡선 형상으로 해도 된다.

또, 조관 공정에 있어서의 전봉 용접시의 분위기를, 분위기 산소 분압이, 다음의 (2) 식

f_oxy＝Mn ＋ 10(Si ＋ Cr) ＋ 100Al ＋ 1000Ca ‥‥ (2)

(여기에서, Mn, Si, Cr, Al, Ca : 각 원소의 함유량 (질량％))

로 정의되는 용강의 산화 용이도 f_oxy와 관련하여 900/f_oxy 질량ppm 이하로 조정하는 것이 바람직하다.

전봉 용접시에 분위기의 산소 분압을 낮게 조정함으로써, 전봉 용접부에 존재하는 조대한 산화물을 저감시킬 수 있다. 전봉 용접부의 분위기 산소 분압을 900/f_oxy 질량ppm 이하로 함으로써, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을 약 20 질량ppm 저하시킬 수 있다.

또한, 전봉 용접부의 분위기 산소 분압을 저감시키는 방법으로서, 전봉 용접부를 박스형 구조로 시일링하고, 비산화성 가스를 전봉 용접부에 공급하는 방법을 들 수 있다. 이 방법에서는, 비산화성 가스를 공급할 때에, 주위의 분위기를 끌어들여, 전봉 용접부의 분위기 산소 분압이 증가하는 경우가 있다. 이와 같은 폐해를 방지하기 위해, 공급하는 가스가 층류가 되도록, 가스를 공급하는 노즐을 3 층 등의 다층 구조로 하는 것이 바람직하다. 또한, 전봉 용접부의 산소 농도는, 산소 농도계의 탐촉자를 전봉 용접부 바로 옆에 가까이 하여 측정하는 것이 바람직하다.

이어서, 조관 공정을 거쳐 얻어진 전봉 강관에는, 추가로 전봉 용접부에 열 처리가 실시된다.

전봉 용접부의 인성은, 전봉 용접부의 산화물량과 매트릭스 (기지) 의 영향을 받는다. 그 때문에, 본 발명에서는, 온라인으로 전봉 용접부에 추가로 열 처리를 실시한다. 열 처리는, 전봉 용접부의 전체 두께를 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내가 되도록 가열한 후, 두께 중앙부 온도이면서 780 ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균에서 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 630 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 그 후 방랭하는 처리로 한다. 또한, 전봉 용접부의 가열은, 주로 온라인에 설치된 유도 가열 장치로 실시하는 것이 생산성의 관점에서 바람직하다.

열 처리의 가열 온도 : 800 ℃ ∼ 1150 ℃

가열 온도가 800 ℃ 미만에서는, 전봉 용접부의 조직이 조대한 폴리고날 페라이트가 되어, 원하는 고강도, 고인성을 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 1150 ℃ 를 초과하여 고온으로 하면, 생성되는 의폴리고날 페라이트의 입경 d_α 가 10 ㎛ 를 초과하여 조대화되어, 인성이 저하된다. 이 때문에, 열 처리의 가열 온도를 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위의 온도로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 850 ∼ 1100 ℃ 이다.

열 처리의 가열 후의 평균 냉각 속도 : 7 ∼ 49 ℃/s

가열 후의, 780 ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균 냉각 속도가 7 ℃/s 미만에서는, 조직이 조대한 폴리고날 페라이트가 되어, 원하는 고강도, 고인성을 확보하는 것이 어려워진다. 한편, 49 ℃/s 를 초과하면, 베이나이트가 생성되기 쉬워지고, 의폴리고날 페라이트의 분율이 90 ％ 를 하회하고, 강도가 상승하여, 저온 인성과 내 HIC 성이 저하된다. 이 때문에, 가열 후의 냉각을, 780 ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균 냉각 속도로 7 ∼ 49 ℃/s 의 범위로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 의폴리고날 페라이트의 분율을 93 ％ 이상으로 하는 관점에서 29 ℃/s 이하이다.

또, 전봉 용접부의 가열 후의 냉각에서는, 최표층 0.2 ㎜ 를 제외한 전체 두께 각 위치에서의 냉각 속도가, 두께 중심부로부터의 편차로, 느린 쪽에서 5 ℃/s, 빠른 쪽에서 20 ℃/s 이내로 하는 것이 바람직하다. 이로써, 두께 방향에서의 특성의 편차가 작아진다.

냉각 정지 온도 : 630 ℃ 이하

가열 후의 냉각에서는, 냉각 정지 온도가, 630 ℃ 초과의 온도에서는, 원하는 미세한 조직을 확보할 수 없어, 전봉 용접부에서 원하는 고강도, 고인성을 확보할 수 없게 된다. 이 때문에, 냉각 정지 온도는 630 ℃ 이하의 온도로 한정하였다. 또한, 바람직하게는 550 ∼ 200 ℃ 이다.

상기한 바와 같은 열 처리를 전봉 용접부에 실시함으로써, 입경 d_α : 10 ㎛ 이하의 미세한 의폴리고날 페라이트가 면적률로 90 ％ 이상이고, 잔부가 펄라이트, 의사 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트 등으로 이루어지는 조직을 갖는 전봉 용접부로 할 수 있다. 이로써, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상의 고강도와, 시험 온도 : -50 ℃ 에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 vE_-50 이 150 J 이상인 우수한 저온 인성과, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 중에 96 h 침지한 후에, 균열 면적률 CAR 이 5 ％ 이하인 우수한 내 HIC 성을 갖는 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로 할 수 있다.

또한, 두께 16 ㎜ 를 초과하는 후육 전봉 강관의 전봉 용접부에서, 상기한 바와 같은 열 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 제어를 달성하고, 원하는 조직을 갖는 전봉 용접부를 확보하기 위해서는, 분사하는 냉각수량 밀도의 검토나 냉각의 양식의 선택, 온도 제어 방식의 선택이 필요해진다.

그래서, 본 발명에서는, 열 처리를 실시함에 있어서, 전봉 용접부 상방에 수량 밀도 : 1 ㎥/㎡min 이상의 막대상 냉각수를 분사할 수 있는 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 반송 방향으로 적어도 복수 열 배치 형성하는 것으로 하였다. 그리고, 당해 노즐로부터 막대상 냉각수를 1 m/s 이상의 속도로 분사하는 것이 바람직하다. 또, 복수 열 배치 형성된 냉각 헤더는, 냉각수의 주수를 각각 개별적으로 제어할 수 있게 배치 형성되는 것이 바람직하다. 또한, 전봉 용접부의 온도를 반송 방향의 하류측에서 측정하고, 측정된 전봉 용접부 온도에 기초하여 각 냉각 헤더로부터의 주수를 ON-OFF 제어하여, 전봉 용접부의 냉각 속도를 목표의 냉각 속도가 되도록 조정하는 것으로 하였다. 이로써, 온도 제어성이 향상되어, 원하는 두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 사이의 평균에서 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 630 ℃ 이하까지 냉각시키는 것이 안정적으로 가능해져, 원하는 조직을 안정적으로 얻을 수 있다.

또한, 수량 밀도가 1 ㎥/㎡min 을 하회하거나, 노즐이 강관의 반송 방향으로 2 열 미만이거나, 냉각수의 분사 속도가 1 m/s 미만에서는, 비등막 등의 영향에 의해 원하는 냉각 속도가 얻어지지 않는다. 또한, 수량 밀도에 더하여, 비등막의 조속한 제거에 의한 냉각 속도의 확보 등을 위해, 노즐을 경사지게 하여 설치하는 것이나, 노즐을 대향시켜 설치하는 것 등도 유효하다.

실시예

(실시예 1)

표 1 에 나타내는 조성의 강 슬래브 (강 소재) (두께 : 250 ㎜) 에, 표 2 에 나타내는 조건의 가열, 마무리 압연, 마무리 압연 종료 후의 냉각, 권취로 이루어지는 열연 공정을 실시하여, 표 2 에 나타내는 판두께의 열연 강대로 하였다. 이들 열연 강대를 소정의 폭으로 슬리팅한 후, 상용의 조관 공정인, 냉간에서 연속적으로 롤 성형을 실시하여 거의 원형 단면의 관상 성형체로 하였다. 그 후, 원주 방향 단부끼리를 맞대어, 고주파 저항 가열에 의해 원주 방향 단부를 융점 이상으로 가열하고, 스퀴즈 롤로 압접하여 전봉 용접하는 조관 공정을 실시하여 전봉 강관 (외경 : 26 in.φ (660.4 ㎜φ)) 으로 하였다. 또한, 롤 성형에서는, 강대 단부에 대한 테이퍼 개선의 부여는 실시하지 않았다. 또, 전봉 용접은 대기 중에서 실시하였다.

이어서, 조관 공정 후에, 전봉 용접부에 열 처리를 실시하였다.

열 처리는, 온라인으로, 전봉 용접부에 표 2 에 나타내는 조건의 가열 및 냉각을 실시하는 처리로 하였다. 가열은, 온라인에 배치 형성한 고주파 유도 가열 장치를 사용하여 실시하였다. 또, 가열 후의 냉각은, 전봉 용접부의 상방에, 2 ㎥/㎡min 의 수량 밀도의 막대상 냉각수를 분사할 수 있는 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 형성하고, 그 냉각 헤더를 강관의 반송 방향으로 10 열 배열하여 실시하였다. 또한, 냉각 헤더는, 개별적으로 냉각수의 주수를 ON-OFF 할 수 있게 배치 형성되고, 노즐로부터 2 m/s 의 속도로 막대상 냉각수를 분사시킬 수 있게 배치 형성되었다. 또, 강관 반송 방향의 하류측에서 전봉 용접부의 온도를 측정하고, 측정된 전봉 용접부의 온도에 기초하여, 각 냉각 헤더로부터의 주수를 ON-OFF 제어하여 전봉 용접부의 냉각 속도를 조정하였다.

얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부로부터 시험편을 채취하여, 인장 시험, 충격 시험, HIC 시험, 개재물량 측정 시험을 실시하였다. 시험 방법은 다음과 같이 하였다.

(A) 인장 시험

얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부로부터, 모재부에서는 인장 방향이 관축 방향이 되도록, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여, JIS 12C 호 시험편을 채취하였다. 전봉 용접부에서는, 인장 방향이 원주 방향이 되도록 JIS Z 2241 의 규정에 준거하여, JIS 1A 호 시험편을 채취하여 인장 시험을 실시하고, 인장 특성 (항복 강도 YS, 인장 강도 TS) 을 구하였다.

(B) 충격 시험

얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부로부터, JIS Z 2242 의 규정에 준거하여, 전봉 용접부에서는 노치부가 전봉 용접부의 중앙부에 일치하도록 하여, 원주 방향으로 V 노치 샤르피 시험편 (10 ㎜ 두께) 을 채취하고, 시험 온도 : -50 ℃ 에서 샤르피 충격 시험을 실시하여, 흡수 에너지 vE_-50을 구하였다. 또한, 시험 개수는 각 3 개로 하였다.

(C) HIC 시험

얻어진 전봉 강관의 모재부 및 전봉 용접부로부터, 침지 시험편 (크기 : 두께 10 ㎜ × 폭 20 ㎜ × 길이 160 ㎜) 을 채취하고, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 (0.5 ％ CH₃COOH ＋ 5 ％ NaCl ＋ 포화 H₂S) 중에 96 h 동안 침지하였다. 침지 후, 초음파 탐상법으로 각 시험편의 균열 면적률 CAR 을 구하였다.

(D) 개재물량 측정 시험

얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부로부터, 전봉 용접부 중앙을 중심으로 하여, 판상 샘플 (크기 : 폭 2 ㎜ × 두께 : 관 두께 × 길이 : 관 두께) 를 잘라내어, 10 ％ AA 전해액 중에서 전해 추출을 실시하였다. 전해 추출 후, 구멍 직경 2 ㎛ 의 필터 메시를 사용하여 2 ㎛ 이상의 개재물을 추출하여 알칼리 융해한 후, ICP 분석에 의해, 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 함유량을 측정하고, 그 합계량을 구하였다. 얻어진 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량을, 전봉 용접부에 존재하는 조대한 개재물량으로 하였다. 얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 모재부, 전봉 용접부 모두 입경 d_α : 10 ㎛ 이하의 미세한 의폴리고날 페라이트가 면적률로 90 ％ 이상을 차지한 조직으로 되어 있어, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상의 고강도와, -50 ℃ 에서의 샤르피 충격 시험 흡수 에너지 vE_-50 이 150 J 이상의 우수한 저온 인성을 갖고, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 중에 96 h 동안 침지한 후에 균열 면적률 CAR 이 5 ％ 이하인 우수한 내 HIC 성을 유지하는 전봉 강관으로 되어 있다. 또한, 의폴리고날 페라이트 이외의 잔부는, 면적률로 10 ％ 미만의 펄라이트, 의사 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트였다.

한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 모재부, 전봉 용접부가, 미세한 의폴리고날 페라이트를 주된 상으로 하는 조직이 얻어지고 있지 않거나, 전봉 용접부의 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계가 89 질량ppm 을 초과하여 개재물량이 증가하고 있다. 그 때문에, 비교예는, 원하는 고강도를 확보할 수 없었거나 저온 인성이 저하되고 있거나 내 HIC 성이 저하되어 있다.

C, Mn, Nb, V, Ti 중 어느 것이 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.7, No.11, No.17, No.19, No.21) 는, 모재, 전봉 용접부가 모두 보다 연질인 폴리고날 페라이트 조직이 되고, YS 가 400 ㎫ 미만으로 원하는 고강도가 얻어지지 않는다. 또, C, Mn, Nb, V, Ti 중 어느 것이 본 발명의 범위를 크게 벗어나는 비교예 (강관 No.8, No.12, No.18, No.20, No.22) 는, 모재, 전봉 용접부가 모두 저온 인성 및 내 HIC 성이 저하되어 있다. Si, Al, Ca, O 중 어느 것이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 (강관 No.9, No.10, No.15, No.16, No.24, No.26) 는, 전봉 용접부의 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 89 질량ppm 을 초과하고 있고, 전봉 용접부의 저온 인성 및 내 HIC 성이 저하되어 있다. 또, P, S, Ca, N, Pcm 중 어느 것이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 (강관 No.13, No.14, No.23, No.24, No.25, No.27) 는, 저온 인성 및 내 HIC 성이 저하되어 있다.

(실시예 2)

표 1 에 나타내는 강 No.A ∼ F 의 강 소재 (슬래브) 를 사용하여, 표 4 에 나타내는 조건의 열연 공정으로 표 4 에 나타내는 판두께의 열연 강대로 하였다. 이들 열연 강대를 소정 폭으로 슬리팅하여 연속적으로 롤 성형하고, 전봉 용접하는 조관 공정에 의해, 표 4 에 나타내는 치수의 전봉 강관으로 하였다. 또한, 일부의 강관에서는, 롤 성형시에 표 4 에 나타내는 치수의 테이퍼 개선을 강대 폭 방향 단부에 부여하였다. 또, 전봉 용접은, 일부의 강관을 제외하고 대기 중에서 실시하였다. 일부의 강관에서는, 전봉 용접시에 분위기 중에 비산화성 가스를 불어넣었다. 그 때, 가스 흡입용 노즐은 3 층으로 배치한 것을 사용하여, 산소 분압을 45 질량ppm 까지 저감시킨 조건에서 실시하였다.

이어서, 얻어진 전봉 강관의 전봉 용접부에, 표 4 에 나타내는 조건에서 가열 냉각시키는 열 처리를 실시하였다. 그 때, 가열은, 온라인으로 배치 형성된 유도 가열 장치를 사용하였다. 또, 냉각은, 전봉 용접부 상방에 수량 밀도 : 2 ㎥/㎡min 의 막대상 냉각수를 분사할 수 있는 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 반송 방향으로 10 열 배치 형성하고, 노즐로부터 막대상 냉각수를 2 m/s 이상의 속도로 분사함으로써 실시하였다. 또, 냉각 헤더는, 냉각수의 주수를 각각 개별적으로 제어할 수 있게 배치 형성되고, 전봉 용접부의 온도를 반송 방향의 하류측에서 측정하고, 측정된 전봉 용접부 온도에 기초하여 각 냉각 헤더로부터의 주수를 ON-OFF 제어하여, 전봉 용접부의 냉각 속도를 조정하였다.

얻어진 전봉 강관으로부터, 실시예 1 과 마찬가지로, 시험편을 채취하여 인장 시험, 충격 시험, HIC 시험, 개재물량 측정 시험을 실시하였다. 시험 방법은, 실시예 1 과 마찬가지로 하였다. 얻어진 결과를 표 5 에 나타낸다.

본 발명예는 모두 모재부 및 전봉 용접부 모두 입경 d_α : 10 ㎛ 이하의 미세한 의폴리고날 페라이트가 면적률로 90 ％ 이상을 차지한 조직으로 되어 있다. 또, 본 발명예는 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상의 고강도와, -50 ℃ 에서의 샤르피 충격 시험 흡수 에너지 vE_-50 이 150 J 이상인 우수한 저온 인성을 갖고, NACE TM0284 에 규정되는 NACE Solution A 용액 중에 96 h 동안 침지한 후에 균열 면적률 CAR 이 5 ％ 이하인 우수한 내 HIC 성을 유지하는 전봉 강관으로 되어 있다. 또한, 의폴리고날 페라이트 이외의 잔부는, 면적률로 10 ％ 미만의 펄라이트, 의사 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트, 마텐자이트였다.

본 발명의 범위를 벗어나는 비교예는, 원하는 고강도를 확보할 수 없었거나 저온 인성이 저하되어 있거나 내 HIC 성이 저하되어 있다.

열간 압연의 가열 온도가 본 발명의 범위를 크게 벗어나는 비교예 (강관 No.A2), 열간 압연에 있어서의 미재결정 온도역에서의 압하율이 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.A5), 열간 압연 종료 후의 냉각 속도가 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.A16) 는, 모재부의 조직이 조대화된 조직이 되어, 모재부의 인성이 저하되어 있다. 또, 열간 압연에 있어서의 강 소재의 가열 온도가 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.A3), 열간 압연에 있어서의 강 소재의 가열 유지 시간이 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.A4), 열간 압연 종료 후의 냉각 속도가 본 발명의 범위를 크게 벗어나는 비교예 (강관 No.A20) 는, 모재부의 내 HIC 성이 저하되어 있다.

또, 열 처리에 있어서의 가열 온도가 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.A11, No.A21), 열 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 본 발명의 범위를 작게 벗어나는 비교예 (강관 No.A6, No.A26) 는, 전봉 용접부의 조직이 조대화되고, 강도가 저하되고, 인성이 저하되어 있다. 또, 열 처리에 있어서의 가열 온도가 본 발명의 범위를 크게 벗어나는 비교예 (강관 No.A15, No.A25), 열 처리에 있어서의 가열 후의 냉각 속도가 본 발명의 범위를 크게 벗어나는 비교예 (강관 No.A10, No.A30) 는, 전봉 용접부의 조직이 원하는 미세한 의폴리고날 페라이트로 이루어지는 조직과 다른 조직이 되어, 전봉 용접부의 인성, 내 HIC 성이 저하되어 있다.

또한, 전봉 용접시에, 강대 폭 단부의 개선을 부여한 본 발명예 (강관 No.A14), 전봉 용접시에 분위기 제어를 실시한 본 발명예 (강관 No.A24) 는 모두 전봉 용접부에 존재하는 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이 20 질량ppm 이하로 낮고, 전봉 용접부의 vE_-50 이 400 J 이상으로 저온 인성이 현저히 향상되어 있다. 또한, 열 처리에서, 가열 냉각 후에 추가로 450 ℃ × 1 min 의 템퍼링을 실시한 본 발명예 (강관 No.A28) 도, 마찬가지로 양호한 저온 인성과 양호한 내 HIC 성이 얻어지고 있다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.025 ∼ 0.084 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％,
Mn : 0.70 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.018 ％
S : 0.0001 ∼ 0.0029 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Nb : 0.001 ∼ 0.065 ％, V : 0.001 ∼ 0.065 ％
Ti : 0.001 ∼ 0.033 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0035 ％
N : 0.0050 ％ 이하, O : 0.0030 ％ 이하
를 함유하고, 또한 하기 (1) 식에서 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 또한 모재부 및 전봉 용접부가 모두 입경 : 10 ㎛ 이하의 의폴리고날 페라이트를 면적률 : 90 ％ 이상 갖는 조직을 갖고, 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상이고, 샤르피 충격 시험의 -50 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_-50 : 150 J 이상의 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내 HIC 성이 우수한 고강도 후육 전봉 강관:
Pcm ＝ C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥‥ (1)
여기에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B : 각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않는 원소는 영 (0) 으로 하여 계산하는 것으로 한다.
제 1 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 하기 A 군 및 B 군 중 적어도 어느 것을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관.
A 군 : 질량％ 로, B : 0.0030 ％ 이하
B 군 : 질량％ 로, Cu : 0.001 ∼ 0.350 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.350 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.350 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.700 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 전봉 용접부에 존재하는, 원 상당 직경 2 ㎛ 이상의 개재물에 포함되는 Si, Mn, Al, Ca, Cr 의 합계량이, 질량％ 로 0.0089 ％ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관.
강 소재를, 가열하여, 열간 압연을 실시한 후, 냉각시켜 권취 열연 강대로 하는 열연 공정과, 그 열연 공정을 거친 상기 열연 강대에, 냉간에서 연속적으로 롤 성형을 실시하여 거의 원형 단면의 관상 성형체로 한 후, 그 관상 성형체의 원주 방향 단부끼리를 맞대어 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하는 조관 공정을 실시하는 전봉 강관의 제조 방법에 있어서,
상기 강 소재를, 질량％ 로,
C : 0.025 ∼ 0.084 ％, Si : 0.10 ∼ 0.30 ％,
Mn : 0.70 ∼ 1.80 ％, P : 0.001 ∼ 0.018 ％
S : 0.0001 ∼ 0.0029 ％, Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Nb : 0.001 ∼ 0.065 ％, V : 0.001 ∼ 0.065 ％
Ti : 0.001 ∼ 0.033 ％, Ca : 0.0001 ∼ 0.0035 ％
N : 0.0050 ％ 이하, O : 0.0030 ％ 이하
를 함유하고, 또한 하기 (1) 식에서 정의되는 Pcm 이 0.20 이하를 만족시키고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖는 강 소재로 하고, 상기 열연 공정이, 상기 강 소재를, 가열 온도 : 1200 ∼ 1280 ℃ 의 온도 범위의 온도로 가열하여, 90 min 이상 유지한 후, 미재결정 오스테나이트역에서의 열간 압연율을 20 ％ 이상으로 하는 열간 압연을 실시하고, 그 열간 압연 종료 후에, 판두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균에서, 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 냉각 정지 온도 : 630 ℃ 이하까지 냉각시키고, 권취 온도 : 400 ℃ 이상 600 ℃ 미만에서 감아 열연 강대로 하는 공정이고, 상기 조관 공정 후에, 온라인으로 상기 전봉 강관의 전봉 용접부를, 전체 두께가 800 ℃ ∼ 1150 ℃ 의 범위 내가 되도록 가열한 후, 두께 중앙부 온도이면서 780 ℃ ∼ 630 ℃ 의 범위의 평균에서 7 ∼ 49 ℃/s 의 냉각 속도로 630 ℃ 이하의 냉각 정지 온도까지 냉각시키고, 그 후 방랭하는 열 처리를 실시하고, 모재부 및 전봉 용접부가 모두 항복 강도 YS : 400 ㎫ 이상이고, 샤르피 충격 시험의 -50 ℃ 에 있어서의 흡수 에너지 vE_-50 : 150 J 이상의 고인성을 갖는 것을 특징으로 하는 내 HIC 성이 우수한 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법:
Pcm ＝ C ＋ Si/30 ＋ Mn/20 ＋ Cu/20 ＋ Ni/60 ＋ Cr/20 ＋ Mo/15 ＋ V/10 ＋ 5B ‥‥ (1)
여기에서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B : 각 원소의 함유량 (질량％) 이고, 함유하지 않는 원소는 영 (0) 으로 하여 계산하는 것으로 한다.
제 4 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 하기 A 군 및 B 군 중 적어도 어느 것을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.
A 군 : 질량％ 로, B : 0.0030 ％ 이하
B 군 : 질량％ 로, Cu : 0.001 ∼ 0.350 ％, Ni : 0.001 ∼ 0.350 ％, Mo : 0.001 ∼ 0.350 ％, Cr : 0.001 ∼ 0.700 ％ 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상
제 4 항에 있어서,
상기 조관 공정에 있어서의 상기 롤 성형의 핀 패스 성형에 있어서, 상기 열연 강대의 폭 방향 끝면에 테이퍼 개선 (開先) 을 부여함에 있어서, 그 테이퍼 개선 (開先) 의 테이퍼 개시 위치와 관 외면이 되는 표면 혹은 관 내면이 되는 표면의 강대 두께 방향의 거리를 열연 강대 두께의 2 ∼ 60 ％ 로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 조관 공정에 있어서의 상기 롤 성형의 핀 패스 성형에 있어서, 상기 열연 강대의 폭 방향 끝면에 테이퍼 개선 (開先) 을 부여함에 있어서, 그 테이퍼 개선 (開先) 의 테이퍼 개시 위치와 관 외면이 되는 표면 혹은 관 내면이 되는 표면의 강대 두께 방향의 거리를 열연 강대 두께의 2 ∼ 60 ％ 로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.
제 4 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조관 공정에 있어서의 상기 전봉 용접의 분위기 산소 분압을, 하기 (2) 식에서 정의되는 용강의 산화 용이도 f_oxy와 관련하여 900/f_oxy 질량ppm 이하로 조정하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법:
f_oxy＝Mn ＋ 10(Si ＋ Cr) ＋ 100Al ＋ 1000Ca ‥‥ (2)
여기에서, Mn, Si, Cr, Al, Ca : 각 원소의 함유량 (질량％).
제 4 항 내지 제 7 항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 열 처리에 있어서의 냉각을, 상기 전봉 용접부 상방에 수량 밀도 : 1 ㎥/㎡min 이상의 막대상 냉각수를 분사할 수 있는 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 반송 방향으로 적어도 복수 열 배치 형성하고, 상기 노즐로부터 상기 막대상 냉각수를 1 m/s 이상의 속도로 분사하는 냉각으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
상기 열 처리에 있어서의 냉각을, 상기 전봉 용접부 상방에 수량 밀도 : 1 ㎥/㎡min 이상의 막대상 냉각수를 분사할 수 있는 노즐을 접속시킨 냉각 헤더를 반송 방향으로 적어도 복수 열 배치 형성하고, 상기 노즐로부터 상기 막대상 냉각수를 1 m/s 이상의 속도로 분사하는 냉각으로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
상기 복수 열 배치 형성된 상기 냉각 헤더는, 냉각수의 주수를 각각 개별적으로 제어할 수 있게 배치 형성되는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.
제 10 항에 있어서,
상기 복수 열 배치 형성된 상기 냉각 헤더는, 냉각수의 주수를 각각 개별적으로 제어할 수 있게 배치 형성되는 것을 특징으로 하는 고강도 후육 전봉 강관의 제조 방법.