KR102724798B1 - 전봉 강관 및 그 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 건축 구조물 - Google Patents

Abstract

라인 파이프나 건축물의 기둥재 등의 대형 구조물에 적합한, 고강도이며, 또한 인성 및 내좌굴성이 우수한 전봉 강관 및 그 제조 방법 그리고 건축 구조물 및 라인 파이프를 제공하는 것을 목적으로 한다. 모재부와 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로서, 모재부가 소정의 성분 조성을 갖고, 강 조직은, 체적률로, 페라이트가 30 ％ 초과, 베이나이트가 10 ％ 이상을 함유하고, 그 페라이트 및 그 베이나이트의 체적률의 합계가, 70 ％ 이상 95 ％ 이하이며, 잔부가 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 갖고, 이웃하는 결정의 방위차가 15°이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때, 그 결정립의 평균 결정 입경이 7.0 ㎛ 미만이며, 또한 결정 입경으로 40.0 ㎛ 이상인 결정립이 체적률로 30 ％ 이하이며, 내외 표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기가 250 ㎫ 이하인 전봉 강관.

Description

전봉 강관 및 그 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 건축 구조물

본 발명은, 라인 파이프나 건축 구조물 등에 바람직한 전봉 강관 및 그 제조 방법, 그리고, 라인 파이프 및 건축 구조물에 관한 것이다.

전봉 강관은, 코일상으로 권취된 열연 강판 (강대) 을, 연속적으로 불출하면서 냉간 롤 성형하여 원통상의 오픈관으로 하고, 그 오픈관의 둘레 방향 맞댐부를 고주파 전기 저항 가열에 의해 용융시켜, 스퀴즈 롤에 의한 업셋으로 압접 접합하는 전봉 용접을 실시하고, 사이징 롤에 의해 소정의 외경까지 축경함으로써 제조된다.

전봉 강관은, 냉간으로 연속적으로 조관되기 때문에 생산성이나 형상 정밀도가 높은 등의 이점을 갖는다. 그러나, 조관 과정에 있어서 가공 경화하기 때문에, 소재가 되는 열연 강판과 비교하여 관 길이 방향의 항복비가 높고, 관의 굽힘 변형 등에 있어서의 변형능이 낮다는 결점이 있다.

또, 전봉 강관은, 후육일수록 조관 과정에 있어서의 가공 경화가 커진다. 이 때문에, 후육의 전봉 강관의 경우에는, 조관 후의 항복비가 높아져, 변형능이 저하된다.

그 때문에, 라인 파이프나 건축물의 기둥재와 같은, 내진성 등의 관점에서 내좌굴성이 요구되는 대형 구조물에 대해서는, 후육의 전봉 강관을 적용하는 것은 곤란하였다.

예를 들어, 특허문헌 1 에서는, 면적률로 50 ∼ 92 ％ 의 폴리고날 페라이트를 포함하고, 상기 폴리고날 페라이트의 평균 입경이 15 ㎛ 이하이며, 전봉 용접부의 경도가 Hv 160 ∼ 240 이며, 전봉 용접부의 조직이 베이나이트, 세립 페라이트 및 펄라이트, 또는, 세립 페라이트 및 베이나이트인 것을 특징으로 하는 후육 전봉 강관이 제안되어 있다.

또, 특허문헌 2 에서는, 모재부의 두께 중앙부의 금속 조직에 있어서, 폴리고날 페라이트분율이 60 ∼ 90 ％ 이며, 평균 결정 입경이 15 ㎛ 이하이며, 결정 입경이 20 ㎛ 이상인 결정립의 면적률인 조대 결정립률이 20 ％ 이하이며, 관축 방향의 항복비가 80 ∼ 95 ％ 인 라인 파이프용 애즈 롤 전봉 강관이 제안되어 있다.

일본 특허공보 제5293903호 일본 특허공보 제6260757호

그러나, 특허문헌 1 및 2 에 기재된 열연 강판은, 특히 관 두께가 17 ㎜ 를 초과하는 후육 전봉 강관의 소재로서 사용했을 경우, 조관 후의 항복비가 지나치게 높아지기 때문에, 대형 구조물에 적용되는 후육 전봉 강관의 소재로서 사용할 수 없었다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 라인 파이프나 건축물의 기둥재 등의 대형 구조물에 적합한, 고강도이며, 또한 인성 및 내좌굴성이 우수한 전봉 강관 및 그 제조 방법 그리고 라인 파이프 및 건축 구조물을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또한, 본 발명에서 말하는「고강도」란, 항복 응력이 380 ㎫ 이상인 것을 가리키고, 본 발명에서 말하는「인성이 우수한」이란, -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 70 J 이상인 것을 가리킨다. 또, 본 발명에서 말하는「내좌굴성이 우수한」이란, 강관의 축 압축 시험에 있어서의 좌굴 개시 변형 εc (％) 가 (1) 식을 만족하는 것을 가리킨다.

εc ≥ 35 × t/D··· (1)

단, (1) 식에 있어서, εc 는, 축 압축 시험에 있어서, 압축 하중이 최대가 되었을 때의 변형량 (％), D 는 외경 (㎜), t 는 관 두께 (㎜) 이다.

본 발명자들은 예의 검토한 결과, 내좌굴성을 만족시키기 위해서는, 전봉 강관의 관축 방향의 항복비 (= 항복 응력/인장 강도 × 100) 를 90 ％ 이하로 하고, 또한 관내 외표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기를 250 ㎫ 이하로 할 필요가 있는 것을 알아냈다. 즉, 항복비를 낮게 하여 변형능을 향상시킴과 함께, 압축 변형을 조장하는 압축 잔류 응력을 저감함으로써, 내좌굴성을 높일 수 있다.

더욱 예의 검토한 결과, 원하는 항복비를 얻기 위해서는, 강 조직을 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직으로 하고, 잔부 조직을 경질인 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트 중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상으로 할 필요가 있는 것을 알아냈다.

그러나, 이와 같은 강 조직에 있어서는 일부의 베이나이트가 극단적으로 조대화하기 쉽고, 이것이 인성을 크게 저하시킨다는 것도 판명되었다. 그 때문에, 이와 같은 강 조직을 갖는 전봉 강관에 있어서, 원하는 인성을 얻기 위해서, 평균 결정 입경을 규정하는 것 뿐만이 아니고, 조대한 결정립의 비율을 낮게 하는 것도 필요한 것을 알아냈다.

본 발명은 이상의 지견에 기초하여 완성된 것이며, 그 요지는 이하와 같다.

[1] 모재부와 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로서,

모재부의 성분 조성은, 질량％ 로,

C : 0.040 ％ 이상 0.50 ％ 이하,

Si : 0.02 ％ 이상 2.0 ％ 이하,

Mn : 0.40 ％ 이상 3.0 ％ 이하,

P : 0.10 ％ 이하,

S : 0.050 ％ 이하,

Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하,

N : 0.010 ％ 이하를 포함하고,

잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,

강 조직은, 체적률로, 페라이트가 30 ％ 초과, 베이나이트가 10 ％ 이상을 함유하고,

그 페라이트 및 그 베이나이트의 체적률의 합계가, 70 ％ 이상 95 ％ 이하이며,

잔부가 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 갖고,

이웃하는 결정의 방위차가 15°이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때, 그 결정립의 평균 결정 입경이 7.0 ㎛ 미만이며, 또한 결정 입경으로 40.0 ㎛ 이상인 결정립이 체적률로 30 ％ 이하이며,

내외 표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기가 250 ㎫ 이하인 전봉 강관.

[2] 상기 성분 조성에 더해 추가로, 질량％ 로,

Nb : 0.15 ％ 이하,

V : 0.15 ％ 이하,

Ti : 0.15 ％ 이하

Cu : 1.0 ％ 이하,

Ni : 1.0 ％ 이하,

Cr : 1.0 ％ 이하,

Mo : 1.0 ％ 이하,

Ca : 0.010 ％ 이하,

B : 0.0050 ％ 이하

중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 [1] 에 기재된 전봉 강관.

[3] 관 두께가 17 ㎜ 초과 30 ㎜ 이하인 [1] 또는 [2] 에 기재된 전봉 강관.

[4] 축 압축 특성이 하기 식 (1) 을 만족하는 [1] ∼ [3] 중 어느 하나에 기재된 전봉 강관.

εc ≥ 35 × t/D··· (1)

단, (1) 식에 있어서, εc 는, 축 압축 시험에 있어서, 압축 하중이 최대가 되었을 때의 변형량 (％), D 는 외경 (㎜), t 는 관 두께 (㎜) 이다.

[5] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 상기 열연 강판을 원통상으로 성형한 후 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고,

그 전봉 강관에 대해 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 비율로 감소하도록 축경하는 전봉 강관의 제조 방법.

[6] [1] 또는 [2] 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를,

가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열한 후,

조압연 종료 온도 : 850 ℃ 이상 1150 ℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도 : 750 ℃ 이상 850 ℃ 이하, 또한, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율 : 65 ％ 이상인 열간 압연을 실시하고,

이어서, 판두께 중심 온도에서 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하, 냉각 정지 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 냉각시키고,

이어서, 권취 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취 열연 강판으로 하고,

이어서, 냉간 롤 성형에 의해 상기 열연 강판을 원통상으로 성형한 후 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고,

그 전봉 강관에 대해 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 비율로 감소하도록 축경하는 것을 특징으로 하는 전봉 강관의 제조 방법.

[7] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 전봉 강관을 사용한 라인 파이프.

[8] [1] ∼ [4] 중 어느 하나에 기재된 전봉 강관을 사용한 건축 구조물.

본 발명에 의하면, 고강도이며, 또한 인성 및 내좌굴성이 우수한 전봉 강관을 얻는 것이 가능해진다. 또, 본 발명의 전봉 강관은, 라인 파이프나 건축 구조물에 바람직하게 사용할 수 있다.

도 1 은, 전봉 강관의 전봉 용접부의 관 둘레 방향 단면의 모식도이다.

이하에, 본 발명의 전봉 강관 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

먼저, 본 발명에 있어서, 전봉 강관의 모재부의 성분 조성을 한정한 이유에 대해 설명한다. 또한, 특별히 언급이 없는 한, 강 조성을 나타내는「％」는「질량％」이다.

C : 0.040 ％ 이상 0.50 ％ 이하

C 는 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 또, C 는, 펄라이트의 생성을 촉진하고, ??칭성을 높여 마텐자이트의 생성에 기여하고, 오스테나이트의 안정화에 기여하는 점에서, 경질상의 형성에도 기여하는 원소이다. 원하는 강도 및 항복비를 확보하기 위해서는, 0.040 ％ 이상의 C 를 함유하는 것이 필요하다. 그러나, C 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 경질상의 비율이 높아져 인성이 저하되고, 또 용접성도 악화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.040 ％ 이상이며, 0.50 ％ 이하로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.060 ％ 이상이며, 바람직하게는 0.40 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.12 ％ 초과이며, 보다 바람직하게는 0.25 ％ 이하이다.

Si : 0.02 ％ 이상 2.0 ％ 이하

Si 는 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.02 ％ 이상의 Si 를 함유한다. 그러나, Si 함유량이 2.0 ％ 를 초과하면, 전봉 용접부에 산화물이 생성되기 쉬워져, 용접부 특성이 저하된다. 또 전봉 용접부 이외의 모재부의 항복비가 높아져, 인성이 저하된다. 이 때문에, Si 함유량은 2.0 ％ 이하로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 0.03 ％ 이상이며, 바람직하게는 1.0 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.50 ％ 이하이다. Si 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.5 ％ 이하이다.

Mn : 0.40 ％ 이상 3.0 ％ 이하

Mn 은 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 또, Mn 은 페라이트 변태 개시 온도를 저하시킴으로써 조직의 미세화에 기여하는 원소이다. 본 발명의 원하는 강도 및 조직을 확보하기 위해서는, 0.40 ％ 이상의 Mn 을 함유하는 것이 필요하다. 그러나, Mn 함유량이 3.0 ％ 를 초과하면, 전봉 용접부에 산화물이 생성되기 쉬워져, 용접부 특성이 저하된다. 또, 고용 강화 및 조직의 미세화 때문에, 항복 응력이 높아져, 원하는 항복비를 얻을 수 없게 된다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.40 ％ 이상이며, 3.0 ％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 0.50 ％ 이상이며, 바람직하게는 2.5 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.60 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 2.0 ％ 이하이다.

P : 0.10 ％ 이하

P 는, 입계에 편석하여 재료의 불균질을 초래하기 때문에, 불가피적 불순물로서 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.10 ％ 이하의 함유량까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 함유량은 0.10 ％ 이하의 범위 내로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.050 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.030 ％ 이하이다. 또한, 특히 P 의 하한은 규정하지 않지만, 과도한 저감은 제련 비용의 상승을 초래하기 때문에 P 는 0.002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.050 ％ 이하

S 는, 강 중에서는 통상, MnS 로서 존재하지만, MnS 는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되어, 연성에 악영향을 미친다. 이 때문에, 본 발명에서는 S 를 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.050 ％ 이하의 함유량까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 함유량은 0.050 ％ 이하로 한다. S 함유량은, 바람직하게는 0.020 ％ 이하이며, 보다 바람직하게는 0.010 ％ 이하이다. 또한, 특히 S 의 하한은 규정하지 않지만, 과도한 저감은 제련 비용의 상승을 초래하기 때문에, S 는 0.0002 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하

Al 은, 강력한 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.005 ％ 이상의 Al 을 함유하는 것이 필요하다. 그러나, Al 함유량이 0.10 ％ 를 초과하면 용접성이 악화됨과 함께, 알루미나계 개재물이 많아져, 표면 성상이 악화된다. 또 용접부의 인성도 저하된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.005 ％ 이상이며, 0.10 ％ 이하로 한다. Al 함유량은, 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 바람직하게는 0.080 ％ 이하이다. 보다 바람직하게는 0.015 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.070 ％ 이하이다.

N : 0.010 ％ 이하

N 은, 전위의 운동을 강고하게 고착함으로써 인성을 저하시키는 작용을 갖는 원소이다. 본 발명에서는, N 은 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, N 의 함유량은 0.010 ％ 까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N 함유량은 0.010 ％ 이하로 한다. N 함유량은, 바람직하게는 0.0080 ％ 이하이다.

잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 불가피적 불순물로서 O 를 0.0050 ％ 이하 함유해도 된다.

상기 성분이 본 발명에 있어서의 전봉 강관의 기본의 성분 조성이다. 또한, 필요에 따라 하기 원소 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 함유할 수 있다.

Nb : 0.15 ％ 이하

Nb 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면 항복비가 높아져 인성이 저하된다. 이 때문에, Nb 를 함유하는 경우에는, Nb 함유량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여한다. 또, Nb 는 열간 압연 중의 오스테나이트의 조대화를 억제함으로써 조직의 미세화에도 기여하는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해, Nb 를 함유하는 경우에는, 0.002 ％ 이상의 Nb 를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.13 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

V : 0.15 ％ 이하

V 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면 항복비가 높아져 인성이 저하된다. 이 때문에, V 를 함유하는 경우에는, V 함유량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, V 를 함유하는 경우에는, 0.002 ％ 이상의 V 를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.13 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Ti : 0.15 ％ 이하

Ti 함유량이 0.15 ％ 를 초과하면 항복비가 높아져 인성이 저하된다. 이 때문에, Ti 를 함유하는 경우에는, Ti 함유량은 0.15 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti 는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또, Ti 는 N 과의 친화성이 높기 때문에 강 중의 고용 N 의 저감에도 기여하는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, Ti 를 함유하는 경우에는, 0.002 ％ 이상의 Ti 를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.13 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.010 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.10 ％ 이하이다.

Cu : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하

Cu, Ni 는, 인성의 저하 및 용접성의 악화를 초래할 우려가 있다. 따라서, Cu, Ni 를 함유하는 경우에는, 각각 Cu : 1.0 ％ 이하, Ni : 1.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Cu, Ni 는, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Cu, Ni 를 함유하는 경우에는, 각각 Cu : 0.01 ％ 이상, Ni : 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cu : 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 Cu : 0.70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 Ni : 0.10 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 Ni : 0.70 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Cu : 0.10 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 Cu : 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 Ni : 0.10 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 Ni : 0.50 ％ 이하이다.

Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하

Cr, Mo 는, 인성의 저하 및 용접성의 악화를 초래할 우려가 있다. 따라서, Cr, Mo 를 함유하는 경우에는, 각각 Cr : 1.0 ％ 이하, Mo : 1.0 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Cr, Mo 는, 강의 ??칭성을 높여 강의 강도를 상승시키는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, Cr, Mo 를 함유하는 경우에는, 각각 Cr : 0.01 ％ 이상, Mo : 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Cr : 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 Cr : 0.70 ％ 이하, 보다 바람직하게는 Mo : 0.05 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 Mo : 0.70 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는, Cr : 0.10 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 Cr : 0.50 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 Mo : 0.10 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 Mo : 0.50 ％ 이하이다.

Ca : 0.010 ％ 이하

Ca 함유량이 0.010 ％ 를 초과하면 강 중에 Ca 산화물 클러스터가 형성되어, 인성이 악화된다. 이 때문에, Ca 를 함유하는 경우에는, Ca 함유량은 0.010 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, Ca 는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되는 MnS 등의 황화물을 구상화함으로써 강의 인성 향상에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, Ca 를 함유하는 경우에는, 0.0005 ％ 이상의 Ca 를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0008 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.008 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.0010 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0060 ％ 이하이다.

B : 0.0050 ％ 이하

B 함유량이 0.0050 ％ 를 초과하면 항복비가 상승하고, 인성이 악화된다. 이 때문에, B 를 함유하는 경우에는, B 함유량은 0.0050 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또, B 는, 페라이트 변태 개시 온도를 저하시킴으로써 조직의 미세화에 기여하는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기한 효과를 얻기 위해, B 를 함유하는 경우에는, 0.0003 ％ 이상의 B 를 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0005 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.0030 ％ 이하이다. 더욱 바람직하게는 0.0008 ％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.0020 ％ 이하이다.

다음으로, 본 발명의 전봉 강관의 강 조직을 한정한 이유에 대해 설명한다.

본 발명의 전봉 강관의 강 조직은, 강 조직 전체에 대해, 체적률로, 페라이트가 30 ％ 초과, 베이나이트가 10 ％ 이상이며, 페라이트 및 베이나이트의 합계가, 70 ％ 이상 95 ％ 이하이며, 잔부가 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 갖는다. 이웃하는 결정의 방위차가 15°이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때, 결정립의 평균 결정 입경 (평균 원 상당 직경) 이 7.0 ㎛ 미만이며, 또한 결정 입경 (원 상당 직경) 으로 40.0 ㎛ 이상인 결정립이, 강 조직 전체에 대해, 체적률로 30 ％ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서, 결정 입경 (원 상당 직경) 이란, 대상이 되는 결정립과 면적이 동등한 원의 직경으로 한다. 또, 강 조직은, 전봉 용접부를 제외한, 모재부의 관 두께 중앙에 있어서의 것으로 한다.

페라이트의 체적률 : 30 ％ 초과, 베이나이트의 체적률 : 10 ％ 이상, 페라이트 및 베이나이트의 체적률의 합계 : 70 ％ 이상 95 ％ 이하

페라이트는 연질인 조직이며, 다른 경질인 조직과 혼합시킴으로써, 강의 항복비를 낮춘다. 이와 같은 효과에 의해 본 발명의 원하는 항복비를 얻기 위해서는, 페라이트의 체적률은 30 ％ 를 초과할 필요가 있다. 바람직하게는, 페라이트의 체적률은 40 ％ 이상이다. 또, 원하는 항복 응력을 확보하기 위해, 페라이트의 체적률은 70 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 60 ％ 이하이다.

베이나이트는 중간적인 경도를 갖는 조직이며, 강의 강도를 상승시킨다. 상기한 페라이트만으로는 원하는 항복 응력 및 인장 강도가 얻어지지 않기 때문에, 베이나이트의 체적률은 10 ％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 바람직하게는, 베이나이트의 체적률은 15 ％ 이상이다. 또, 원하는 항복비를 확보하기 위해, 베이나이트의 체적률은 40 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 35 ％ 이하이다.

또한, 페라이트와 베이나이트의 체적률의 합계가 70 ％ 미만이면, 본 발명의 원하는 항복비 또는 인성이 얻어지지 않는다. 한편, 페라이트와 베이나이트의 체적률의 합계가 95 ％ 를 초과하면, 본 발명의 원하는 항복 응력 및 항복비가 얻어지지 않는다. 이 때문에, 상기 페라이트 및 베이나이트의 각각의 체적률에 더해, 페라이트와 베이나이트의 체적률의 합계를 70 ％ 이상으로 하고, 95 ％ 이하로 하는 것이 필요하다. 바람직하게는 75 ％ 이상이며, 바람직하게는 93 ％ 이하이다.

잔부 : 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상

펄라이트, 마텐자이트, 및 오스테나이트는 경질인 조직이며, 특히 강의 인장 강도를 상승시킴과 함께, 연질인 페라이트와 혼합시킴으로써 강의 항복비를 낮춘다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 펄라이트, 마텐자이트, 및 오스테나이트는, 각 체적률의 합계로 5 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 30 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 7 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 25 ％ 이하이다. 잔부 조직은, 상기 펄라이트, 마텐자이트, 및 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상으로 이루어지는 조직이어도 된다.

또한, 페라이트, 베이나이트, 펄라이트, 마텐자이트, 및 오스테나이트의 체적률은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

이웃하는 결정의 방위차 (결정 방위차) 가 15°이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때, 결정립의 평균 결정 입경 : 7.0 ㎛ 미만, 결정 입경으로 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률 : 30 ％ 이하

상기 서술한 바와 같이, 본 발명의 강 조직은, 본 발명의 원하는 저항복비, 항복 응력을 얻기 위해서, 연질 조직과 경질 조직을 혼합시킨 강 (이하,「복합 조직강」이라고 칭한다) 으로 한다. 그러나, 복합 조직강은, 단일 조직강과 비교하여 인성이 낮다. 그래서, 본 발명에서는, 상기 기계 특성과 우수한 인성을 양립하기 위해, 결정 방위차가 15°이상인 경계에 의해 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때의, 결정립의 평균 결정 입경의 상한을 규정한다. 결정립의 평균 결정 입경이 7.0 ㎛ 이상인 경우, 페라이트립이 충분히 미세하지 않기 때문에, 원하는 항복 응력 및 인성이 얻어지지 않는다. 결정립의 평균 결정 입경은, 바람직하게는 6.0 ㎛ 미만이다. 평균 결정 입경이 감소하면 항복비가 상승하기 때문에, 저항복비의 관점에서, 평균 결정 입경은 2.0 ㎛ 이상이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4.0 ㎛ 이상이다.

일반적으로, 단일 조직강 또는 단일 조직강에 가까운 강의 결정 입경 분포는, 1 개의 피크를 갖고, 또한 변수가 큰 측으로 크게 퍼지고 변수가 작은 측으로 한계가 있는 정규 대수 분포를 따른다. 그러나, 본 발명과 같이, 페라이트와 베이나이트를 포함하는 복합 조직강에 있어서의 결정 입경 분포에서는, 조대립측에 베이나이트의 피크가 새롭게 출현하는 것을 알았다.

구체적으로는, 본 발명의 강 조직, 즉 페라이트의 체적률이 30 ％ 초과, 베이나이트의 체적률이 10 ％ 이상인 복합 조직강에서는, 결정 입경 분포에 있어서 조대립측에 베이나이트의 피크가 새롭게 출현한다. 이는, 조대한 베이나이트가 혼재하는 것을 나타낸다. 조대한 베이나이트가 혼재하는 것은, 인성을 크게 악화시키는 원인이 된다. 그 결과, 복합 조직강에 있어서, 최대 결정 입경의 상한을 규정해도, 조대한 베이나이트가 존재하는 비율을 낮게 억제할 수 없다. 그 때문에, 양호한 인성을 얻기 위해서는, 조대한 결정립이 존재하는 비율의 상한도 규정할 필요가 있다.

베이나이트는, 방위차가 큰 경계 (오스테나이트립계나, 전위의 집적에 의해 형성된 서브 바운더리) 를 초과하여 성장하지 않는다. 그 때문에, 상기 조대한 베이나이트의 생성을 억제하려면, 열간 압연에 있어서의 마무리 압연을 가능한 한 저온에서 실시하고, 오스테나이트에 다량의 전위를 도입하여 서브 바운더리 면적을 증가시켜, 미세한 서브 그레인 구조 (이하,「미세화」라고도 부른다.) 를 형성하는 것이 특히 유효하다.

본 발명에 있어서의 강관의 인성은, 취성 파괴의 저항이 되는 입계의 총면적을 증가시킴으로써 향상된다. 본 발명에서는, 예비 실험에 의해, 결정 입경이 40.0 ㎛ 이상인 조대한 결정립이 체적률로 30 ％ 를 초과하면, 필요한 인성을 얻는 데에 충분한 입계 면적을 확보할 수 없는 것을 새롭게 지견하였다. 따라서, 본 발명에서는, 상기한 결정립의 평균 결정 입경을 7.0 ㎛ 미만으로 하고, 또한 결정 입경이 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률을 30 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, 결정 입경이 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률을 20 ％ 이하로 한다.

또한, 결정 방위차, 평균 결정 입경, 및 결정 입경이 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률은, SEM/EBSD 법에 의해 측정하는 것이 가능하다. 여기서는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.

본 발명에서는, 관 두께 중앙을 중심으로 하여 관 두께방향으로 ±1.0 ㎜ 의 범위 내에, 상기 서술한 강 조직이 존재하고 있어도 동일하게 상기 서술한 효과는 얻어진다. 그 때문에, 본 발명에 있어서「관 두께 중앙에 있어서의 강 조직」이란, 관 두께 중앙을 중심으로 하여 관 두께방향으로 ±1.0 ㎜ 의 범위의 어느 것에 있어서, 상기 서술한 강 조직이 존재하고 있는 것을 의미한다.

다음으로, 본 발명의 전봉 강관의 압축 잔류 응력의 크기를 한정한 이유에 대해 설명한다.

본 발명의 전봉 강관은, 내외 표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기가 250 ㎫ 이하이다. 관의 압축 잔류 응력이 250 ㎫ 를 초과하면, 축방향의 압축 변형, 혹은 굽힘 변형 시의 굽힘 내측의 압축 변형에 대한 강성이 저하되어, 좌굴이 용이하게 발생한다. 그 때문에, 관내 외표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기는 250 ㎫ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 200 ㎫ 이하이다.

본 발명의 전봉 강관은, 축 압축 특성이 하기의 식 (1) 을 만족하는 것이 바람직하다.

εc ≥ 35 × t/D··· (1)

단, (1) 식에 있어서, εc 는, 축 압축 시험에 있어서, 압축 하중이 최대가 되었을 때의 변형량 (％), D 는 외경 (㎜), t 는 관 두께 (㎜) 이다.

다음으로, 본 발명의 일 실시형태에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법을 설명한다.

본 발명의 전봉 강관은, 예를 들어, 상기한 성분 조성을 갖는 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 열연 강판을 원통상으로 성형한 후 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고, 전봉 강관에 대해 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하인 비율로 감소하도록 축경한다. 혹은, 본 발명의 전봉 강관은, 예를 들어, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열한 후, 조압연 종료 온도 : 850 ℃ 이상 1150 ℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도 : 750 ℃ 이상 850 ℃ 이하, 또한, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율 : 65 ％ 이상인 열간 압연을 실시하고, 이어서, 판두께 중심 온도에서 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하, 냉각 정지 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 냉각시키고, 이어서, 권취 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하로 권취하여 열연 강판으로 하고, 이어서, 냉간 롤 성형에 의해 상기 열연 강판을 원통상으로 성형한 후 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고, 전봉 강관에 대해 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하인 비율로 감소하도록 축경함으로써 얻어진다.

또한, 이하의 제조 방법의 설명에 있어서, 온도에 관한「℃」표시는, 특별히 언급하지 않는 한, 강 소재나 강판 (열연판) 의 표면 온도로 한다. 이들 표면 온도는, 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또, 강판 판두께 중심의 온도는, 강판 단면 내의 온도 분포를 전열 해석에 의해 계산하고, 그 결과를 강판의 표면 온도에 의해 보정함으로써 구할 수 있다. 또,「열연 강판」에는, 열연판, 열연 강대도 포함하는 것으로 한다.

본 발명에 있어서, 강 소재 (강 슬래브) 의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로, 전기로, 진공 용해로 등의 공지된 용제 방법의 모두가 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정되지 않지만, 연속 주조법 등의 공지된 주조 방법에 의해, 원하는 치수로 제조된다. 또한, 연속 주조법 대신에, 조괴-분괴 압연법을 적용해도 아무런 문제는 없다. 용강에는 추가로, 취과 정련 등의 2 차 정련을 실시해도 된다.

이어서, 얻어진 강 소재 (강 슬래브) 를, 가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열한 후, 조압연 종료 온도 : 850 ℃ 이상 1150 ℃ 이하로 하는 조압연을 실시하고, 마무리 압연 종료 온도 : 750 ℃ 이상 850 ℃ 이하로 하는 마무리 압연을 실시하고, 또한, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율 : 65 ％ 이상인 열간 압연을 실시하여 열연 강판으로 한다.

가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하

가열 온도가 1100 ℃ 미만인 경우, 피압연재의 변형 저항이 커져 압연이 곤란해진다. 한편, 가열 온도가 1300 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하고, 후의 압연 (조압연, 마무리 압연) 에 있어서 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않고, 본 발명에 있어서의 전봉 강관의 강 조직의 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해진다. 또, 조대한 베이나이트의 생성을 억제하는 것이 곤란해져, 결정 입경이 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률을, 본 발명의 범위로 제어하는 것이 어려워진다. 이 때문에, 열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도는, 1100 ℃ 이상이며, 1300 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 1120 ℃ 이상이며, 바람직하게는 1280 ℃ 이하이다.

또한, 본 발명에서는, 강 슬래브 (슬래브) 를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더해, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 약간의 보열을 실시한 후에 즉시 압연하는, 이들 직송 압연의 에너지 절약 프로세스도 문제없이 적용할 수 있다.

조압연 종료 온도 : 850 ℃ 이상 1150 ℃ 이하

조압연 종료 온도가 850 ℃ 미만인 경우, 후의 마무리 압연 중에 강판 표면 온도가 페라이트 변태 개시 온도 이하가 되어, 다량의 가공 페라이트가 생성되고, 항복비가 상승한다. 한편, 조압연 종료 온도가 1150 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하량이 부족하여, 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않는다. 그 결과, 본 발명의 원하는 전봉 강관의 강 조직의 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해진다. 또, 조대한 베이나이트의 생성을 억제하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 조압연 종료 온도는, 850 ℃ 이상이며, 1150 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 860 ℃ 이상이며, 바람직하게는 1000 ℃ 이하이다.

마무리 압연 종료 온도 : 750 ℃ 이상 850 ℃ 이하

마무리 압연 종료 온도가 750 ℃ 미만인 경우, 마무리 압연 중에 강판 표면 온도가 페라이트 변태 개시 온도 이하가 되어, 다량의 가공 페라이트가 생성되고, 항복비가 상승한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 850 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하량이 부족하여, 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않는다. 그 결과, 본 발명의 전봉 강관의 강 조직의 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해진다. 또, 조대한 베이나이트의 생성을 억제하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는, 750 ℃ 이상이며, 850 ℃ 이하로 한다. 바람직하게는 770 ℃ 이상이며, 바람직하게는 830 ℃ 이하이다.

930 ℃ 이하의 합계 압하율 : 65 ％ 이상

본 발명에서는, 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 중의 서브 그레인을 미세화함으로써, 계속되는 냉각 공정, 권취 공정에서 생성되는 페라이트, 베이나이트 및 잔부 조직을 미세화하여, 원하는 강도 및 인성을 갖는 전봉 강관의 강 조직을 얻을 수 있다. 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트 중의 서브 그레인을 미세화하기 위해서는, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하율을 높게 하여, 충분한 가공 변형을 도입할 필요가 있다. 이를 달성하기 위해, 본 발명에서는, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율을 65 ％ 이상으로 하였다.

930 ℃ 이하에서의 합계 압하율이 65 ％ 미만인 경우, 열간 압연 공정에 있어서 충분한 가공 변형을 도입할 수 없기 때문에, 본 발명의 원하는 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않는다. 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율은, 바람직하게는 70 ％ 이상이다. 특히 상한은 규정하지 않지만, 80 ％ 를 초과하면 압하율의 상승에 대한 인성 향상의 효과가 작아져, 설비 부하가 증대할 뿐이다. 이 때문에, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율은 80 ％ 이하가 바람직하다. 보다 바람직하게는 75 ％ 이하이다.

또한, 930 ℃ 이하로 한 이유는, 930 ℃ 초과에서는 열간 압연 공정에 있어서 오스테나이트가 재결정하고, 압연에 의해 도입된 전위가 소실되어 버려, 미세한 오스테나이트가 얻어지지 않기 때문이다.

또, 상기한 합계 압하율이란, 930 ℃ 이하에서의 온도역에 있어서의 각 압연 패스의 압하율의 합계를 가리킨다.

또한, 슬래브를 열간 압연할 때에, 상기한 조압연 및 마무리 압연의 양방에 있어서 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율을 65 ％ 이상으로 하는 열간 압연으로 해도 된다. 혹은, 마무리 압연만으로 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율을 65 ％ 이상으로 하는 열간 압연으로 해도 된다. 후자에 있어서, 마무리 압연만으로 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율을 65 ％ 이상으로 할 수 없는 경우에는, 조압연의 도중에 슬래브를 냉각시켜 온도를 930 ℃ 이하로 한 후, 조압연과 마무리 압연의 양방에 있어서의 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율을 65 ％ 이상으로 한다.

본 발명에서는, 마무리 판두께 (마무리 압연 후의 강판의 판두께) 의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 필요 압하율의 확보나 강판 온도 관리의 관점에서, 마무리 판두께는 17 ㎜ 초과 30 ㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.

열간 압연 공정 후, 열연판에 냉각 공정을 실시한다. 냉각 공정에서는, 냉각 정지 온도까지의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하, 냉각 정지 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하로 냉각시킨다.

냉각 개시부터 냉각 정지 (냉각 종료) 까지의 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하

열연판의 판두께 중심 온도에서, 냉각 개시부터 후술하는 냉각 정지까지의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 10 ℃/s 미만에서는, 페라이트의 핵생성 빈도가 감소하고, 페라이트립이 조대화하기 때문에, 평균 결정 입경을 7.0 ㎛ 미만으로 할 수 없다. 또, 결정 입경이 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률을, 본 발명의 원하는 범위로 제어하는 것이 곤란해진다. 한편으로, 평균 냉각 속도가 30 ℃/s 를 초과하면, 다량의 마텐자이트가 생성되고, 페라이트와 베이나이트의 체적률의 합계가 70 ％ 미만이 된다. 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15 ℃/s 이상이며, 바람직하게는 25 ℃/s 이하이다.

또한, 본 발명에서는, 냉각 전의 강판 표면에 있어서의 페라이트 생성 억제의 관점에서, 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.

냉각 정지 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하

열연판의 판두께 중심 온도에서, 냉각 정지 온도가 450 ℃ 미만에서는, 다량의 마텐자이트가 생성되고, 페라이트와 베이나이트의 체적률의 합계가 70 ％ 미만이 된다. 한편으로, 냉각 정지 온도가 650 ℃ 를 초과하면, 페라이트의 핵생성 빈도가 감소하고, 페라이트립이 조대화함과 함께, 베이나이트 변태 개시 온도를 상회하기 때문에 베이나이트의 체적률을 10 ％ 이상으로 할 수 없다. 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 480 ℃ 이상이며, 또, 바람직하게는 620 ℃ 이하이다.

또한, 본 발명에 있어서, 평균 냉각 속도는, 특별히 언급하지 않는 한, ((냉각 전의 열연판의 판두께 중심 온도 - 냉각 후의 열연판의 판두께 중심 온도)/냉각 시간) 으로 구해지는 값 (냉각 속도) 으로 한다. 냉각 방법은, 노즐로부터의 물의 분사 등의 수랭이나, 냉각 가스의 분사에 의한 냉각 등을 들 수 있다. 본 발명에서는, 열연판의 양면이 동 조건에서 냉각되도록, 열연판 양면에 냉각 조작 (처리) 을 실시하는 것이 바람직하다.

냉각 공정 후에, 열연판을 권취 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취하고, 그 후 방랭하는 권취 공정을 실시한다.

권취 공정에서는, 강판 조직의 관점에서, 권취 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취한다. 권취 온도가 450 ℃ 미만에서는, 다량의 마텐자이트가 생성되고, 페라이트와 베이나이트의 체적률의 합계가 70 ％ 미만이 되는 경우가 있다. 권취 온도가 650 ℃ 초과에서는, 페라이트의 핵생성 빈도가 감소하고, 페라이트립이 조대화함과 함께, 베이나이트 변태 개시 온도를 상회하기 때문에 베이나이트의 체적률을 10 ％ 이상으로 할 수 없는 경우가 있다. 권취 온도는, 바람직하게는 480 ℃ 이상이며, 바람직하게는 620 ℃ 이하이다.

권취 공정 후에, 조관 공정을 실시한다. 조관 공정에서는, 열연 강판을 롤 성형에 의해 원통상의 오픈관 (환형 강관) 으로 하고, 오픈관의 둘레 방향 맞댐부를 고주파 전기 저항 가열에 의해 용융시키면서, 스퀴즈 롤에 의한 업셋으로 압접 접합하여 전봉 용접하고, 전봉 강관으로 한다. 그 후, 전봉 강관에 대해 상하 좌우로 배치된 롤에 의해 전봉 강관을 축경하고, 외경을 원하는 값으로 조정하는 사이징 처리를 실시한다.

전봉 용접시의 업셋량은, 인성 저하의 원인이 되는 산화물이나 질화물 등의 개재물을 용강과 함께 배출할 수 있도록, 판두께의 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 업셋량이 판두께의 100 ％ 초과인 경우, 스퀴즈 롤 부하가 커진다. 그 때문에, 업셋량은, 판두께의 20 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또 판두께의 100 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 40 ％ 이상이며, 보다 바람직하게는 80 ％ 이하이다.

전봉 용접 후의 사이징 공정에 있어서는, 본 발명의 원하는 관축 방향의 잔류 응력을 만족하기 위해, 강관 둘레 길이가 사이징 공정에 있어서의 전체 스탠드의 합계로 0.30 ％ 이상의 비율로 감소하도록 강관을 축경할 필요가 있다. 단, 강관 둘레 길이가 합계로 2.0 ％ 초과의 비율로 감소하도록 축경했을 경우, 롤 통과시의 관축 방향의 휨량이 커져, 축경 후의 관축 방향의 잔류 응력이 오히려 상승되어 버린다. 또한, 강관이 크게 가공 경화하기 때문에 연성이 저하되고, 내좌굴 성능이 저하되어 버린다. 이 때문에, 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 비율로 감소하도록 축경한다. 바람직하게는 0.50 ％ 이상이며, 바람직하게는 1.8 ％ 이하이다.

또한, 사이징 공정에 있어서는, 롤 통과시의 관축 방향의 휨량을 최대한 작게 하여, 관축 방향의 잔류 응력의 발생을 억제하기 위해, 복수 스탠드에 의한 다단계의 축경을 실시하는 것이 바람직하고, 각 스탠드에 있어서의 축경은, 관 둘레 길이가 1.0 ％ 이하인 비율로 감소하도록 실시하는 것이 바람직하다.

또, 강관이 전봉 강관인지의 여부는, 전봉 강관을 관축 방향과 수직으로 절단하고, 용접부 (전봉 용접부) 를 포함하는 절단면을 연마 후 부식하고, 광학 현미경으로 관찰함으로써 판단할 수 있다. 용접부 (전봉 용접부) 의 용융 응고부의 관 둘레 방향의 폭이, 관 전체 두께에 걸쳐 1.0 ㎛ 이상 1000 ㎛ 이하이면, 전봉 강관이다.

여기서, 부식액은 강 성분, 강관의 종류에 따라 적절한 것을 선택하면 된다. 또, 용융 응고부는, 도 1 에 나타내는 부식 후의 단면 모식도와 같이, 모재부 (1) 및 용접열 영향부 (2) 와 다른 조직 형태나 콘트라스트를 갖는 영역 (용융 응고부 (3)) 으로서 시인할 수 있다. 예를 들어, 탄소강 및 저합금강의 전봉 강관의 용융 응고부는, 나이탈로 부식된 단면에 있어서, 광학 현미경으로 하얗게 관찰되는 영역으로서 특정할 수 있다. 또, 탄소강 및 저합금망의 UOE 강관의 용융 응고부는, 나이탈로 부식된 단면에 있어서, 광학 현미경으로 셀상 또는 덴드라이트상의 응고 조직을 함유하는 영역으로서 특정할 수 있다.

이상에 의해, 본 발명의 전봉 강관이 제조된다. 본 발명의 전봉 강관은, 특히 관 두께가 17 ㎜ 초과 30 ㎜ 이하여도, 우수한 내좌굴 성능을 발휘한다. 또, 높은 강도, 우수한 인성도 겸비한다.

또, 본 발명의 전봉 강관은, 라인 파이프나 토목 건축 구조물의 기둥재와 같은, 내진성 등의 관점에서 내좌굴성이 요구되는 대형 구조물에 대해 바람직하게 사용할 수 있다.

실시예

이하, 실시예에 기초하여, 더욱 본 발명을 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예로 한정되지 않는다.

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 용강을 용제하여, 슬래브로 하였다. 얻어진 슬래브를 표 2 에 나타내는 조건의 열간 압연 공정, 냉각 공정, 권취 공정을 실시하여, 표 2 에 나타내는 마무리 판두께 (㎜) 의 전봉 강관용 열연 강판으로 하였다.

권취 공정 후, 열연 강판을 롤 성형에 의해 원통상의 환형 강관으로 성형하고, 그 맞댐 부분을 전봉 용접하였다. 그 후, 환형 강관의 상하 좌우로 배치한 롤에 의해 축경을 더해, 표 2 에 나타내는 외경 (㎜) 및 관 두께 (㎜) 의 전봉 강관을 얻었다.

얻어진 전봉 강관으로부터 관축 방향으로 1800 ㎜ 의 길이를 갖는 전봉 강관을 채취하여, 관축 방향의 잔류 응력 측정 및 축 압축 시험에 제공하였다.

또, 얻어진 전봉 강관으로부터 시험편을 채취하고, 이하에 나타내는 조직 관찰, 인장 시험, 샤르피 충격 시험을 실시하였다. 각종 시험편은, 전봉 용접부에서 관 둘레 방향으로 90°떨어진 모재부로부터 채취하였다.

〔잔류 응력 측정〕

잔류 응력의 측정은, 전봉 강관의 직사각형 중앙부의 내외 표면을 각각 100 ㎛ 전해 연마한 면에 있어서, X 선 회절법에 의해 실시했다. 측정하는 잔류 응력 방향은 관축 방향으로 하였다. 측정은, 전봉 용접부 및 그것을 기준으로 한 관 둘레 방향 30 도 간격의 각 위치에 있어서, 전봉 강관 1 개 당 24 개 지점에서 실시하였다. 그들 24 개 지점에서의 측정 결과로부터, 압축 잔류 응력의 크기의 최대치를 구하였다.

〔조직 관찰〕

조직 관찰은, 광학 현미경 (배율 : 1000 배) 또는 주사형 전자 현미경 (SEM, 배율 : 1000 배) 을 사용하여, 관외면으로부터 관 두께 t 의 1/4 t 위치에 있어서의 조직을 관찰하고, 촬상하였다. 얻어진 광학 현미경 이미지 및 SEM 이미지로부터, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 및 잔부 조직의 면적률을 구하였다.

각 조직의 면적률은, 5 시야 이상으로 관찰을 실시하고, 각 시야에서 얻어진 값의 평균치로서 산출하였다. 여기서는, 조직 관찰에 의해 얻어진 면적률을, 각 조직의 체적률로 하였다.

또한, 페라이트는 확산 변태에 의한 생성물을 말하고, 전위 밀도가 낮고 거의 회복한 조직을 나타낸다. 폴리고날 페라이트 및 유사 폴리고날 페라이트가 이것에 포함된다. 베이나이트는 전위 밀도가 높은 라스상의 페라이트와 시멘타이트의 복상 조직이다. 펄라이트는, 철과 철탄화물의 공석 조직 (페라이트 ＋ 시멘타이트) 이며, 선상의 페라이트와 시멘타이트가 교대로 나열된 라멜라상의 조직을 나타낸다. 마텐자이트는, 전위 밀도가 매우 높은 라스상의 저온 변태 조직이다. SEM 이미지에서는, 페라이트나 베이나이트와 비교하여 밝은 콘트라스트를 나타낸다.

또, 광학 현미경 이미지 및 SEM 이미지에서는 마텐자이트와 오스테나이트의 식별이 어렵다. 이 때문에, 얻어진 SEM 이미지로부터 마텐자이트 혹은 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하고, 그로부터 후술하는 방법으로 측정한 오스테나이트의 체적률을 뺀 값을 마텐자이트의 체적률로 하였다.

오스테나이트의 체적률의 측정은, X 선 회절에 의해 실시했다. 조직 관찰용의 시험편은, 회절면이 강관의 관외면으로부터 관 두께 t 의 1/4 t 위치가 되도록 연삭한 후, 화학 연마를 하여 표면 가공층을 제거하여 제작하였다. 측정에는 Mo 의 Kα 선을 사용하고, fcc 철의 (200), (220), (311) 면과 bcc 철의 (200), (211) 면의 적분 강도로부터 오스테나이트의 체적률을 구하였다.

또, 평균 결정 입경 (평균 원 상당 직경) 및 결정 입경 (원 상당 직경) 이 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 체적률은, SEM/EBSD 법을 사용하여 측정하였다. 결정 입경은, 인접하는 결정립의 사이의 방위차를 구해, 방위차가 15°이상인 경계를 결정립계로 하여 측정하였다. 얻어진 결정립계로부터 입경의 산술 평균을 구해, 평균 결정 입경으로 하였다. 측정 영역은 500 ㎛ × 500 ㎛, 측정 스텝 사이즈는 0.5 ㎛ 로 하였다. 또한, 결정 입경 해석에 있어서는, 결정 입경이 2.0 ㎛ 미만인 것은 측정 노이즈로 하여 해석 대상에서 제외하고, 얻어진 면적률이 체적률과 동등하다고 하였다.

〔인장 시험〕

인장 시험은, 인장 방향이 관 길이 방향과 평행이 되도록, JIS 5 호의 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 의 규정에 준거하여 실시하였다. 항복 응력 YS (㎫), 인장 강도 TS (㎫) 를 측정하고, (YS/TS) × 100 으로 정의되는 항복비 YR (％) 을 산출하였다. 단, 항복 응력 YS 는, 공칭 변형 0.5 ％ 에 있어서의 유동 응력으로 하였다.

〔샤르피 충격 시험〕

샤르피 충격 시험은, 얻어진 전봉 강관의 판두께 중앙으로부터, 시험편 길이 방향이 관 둘레 방향 (관 길이 방향과 수직) 이 되도록, V 노치 시험편을 채취하였다. JIS Z 2242 의 규정에 준거하여 -40 ℃ 에 있어서 시험을 실시하고, 흡수 에너지를 구하였다. 시험 개수는 각 3 개로 하고, 그들 흡수 에너지의 평균치를 전봉 강관의 흡수 에너지로 하였다.

〔축 압축 시험〕

강관의 양단에 내압판을 장착하고, 대형 압축 시험 장치에 의해 축 압축 시험을 실시하였다. 압축 하중이 최대가 되었을 때의 변형량을, 좌굴 개시 변형 εc (％) 로 하였다. 좌굴 개시 변형 εc (％) 가 (1) 식을 만족하는 것을 합격으로 하였다.

εc ≥ 35 × t/D··· (1)

단, (1) 식에 있어서, D 는 외경 (㎜), t 는 관 두께 (㎜) 이다.

얻어진 결과를 표 3 에 나타낸다.

표 3 중, 강관 No. 1 ∼ 3, 12 는 본 발명예이며, 강관 No.4 ∼ 11 은 비교예이다.

본 발명예의 전봉 강관의 성분 조성은, 모두 C : 0.040 ％ 이상 0.50 ％ 이하, Si : 0.02 ％ 이상 2.0 ％ 이하, Mn : 0.40 ％ 이상 3.0 ％ 이하, P : 0.10 ％ 이하, S : 0.050 ％ 이하, Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하, N : 0.010 ％ 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 마이크로 조직은, 체적률로, 페라이트가 30 ％ 초과, 베이나이트가 10 ％ 이상이며, 페라이트 및 베이나이트의 합계가, 70 ％ 이상 95 ％ 이하이며, 잔부가 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상으로 이루어지고, 결정립의 평균 결정 입경 (평균 원 상당 직경) 이 7.0 ㎛ 미만이며, 또한 결정 입경 (원 상당 직경) 으로 40.0 ㎛ 이상인 결정립이 체적률로 30 ％ 이하이며, 내외 표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기가 250 ㎫ 이하였다.

또, 이들 본 발명예의 기계적 특성은, 모두 항복 응력이 450 ㎫ 이상이며, 항복비가 90 ％ 이하이며, -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 70 J 이상이며, 좌굴 개시 변형 εc 가 (1) 식을 만족하고 있었다.

한편, 비교예의 강관 No. 4 는, C 의 함유량이 본 발명의 범위를 상회하고 있었기 때문에, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 원하는 값에 이르지 않았다. 그 결과, -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 5 는, C 의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있었기 때문에, 항복 응력 및 항복비가 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 6 은, Si 의 함유량이 본 발명의 범위를 상회하고 있었기 때문에, 항복비 및 -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 7 은, Si 의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있었기 때문에, 항복 응력이 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 8 은, Mn 의 함유량이 본 발명의 범위를 상회하고 있었기 때문에, 항복비가 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 9 는, Mn 의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있었기 때문에, 결정립의 평균 결정 입경 및 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 합계의 체적률이 원하는 값에 이르지 않았다. 그 결과, 항복 응력 및 -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 10 은, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율이 낮았기 때문에, 40.0 ㎛ 이상인 결정립의 합계의 체적률이 원하는 값에 이르지 않았다. 그 결과, -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 원하는 값에 이르지 않았다.

비교예의 강관 No. 11 은, 사이징 공정에 있어서의 축경의 비율이 낮았기 때문에, 압축 잔류 응력의 크기가 원하는 값에 이르지 않았다. 그 결과, 좌굴 개시 변형이 원하는 값에 이르지 않았다.

1 : 모재부
2 : 용접열 영향부
3 : 용융 응고부

Claims (8)

1. 모재부와 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로서,
   모재부의 성분 조성은, 질량％ 로,
   C : 0.040 ％ 이상 0.50 ％ 이하,
   Si : 0.02 ％ 이상 2.0 ％ 이하,
   Mn : 0.40 ％ 이상 3.0 ％ 이하,
   P : 0.10 ％ 이하,
   S : 0.050 ％ 이하,
   Al : 0.005 ％ 이상 0.10 ％ 이하,
   N : 0.010 ％ 이하를 포함하고,
   잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   강 조직은, 체적률로, 페라이트가 30 ％ 초과, 베이나이트가 10 ％ 이상을 함유하고,
   그 페라이트 및 그 베이나이트의 체적률의 합계가, 70 ％ 이상 95 ％ 이하이며,
   잔부가 펄라이트, 마텐자이트, 오스테나이트에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 갖고,
   이웃하는 결정의 방위차가 15°이상인 경계로 둘러싸인 영역을 결정립으로 했을 때, 그 결정립의 평균 결정 입경이 7.0 ㎛ 미만이며, 또한 결정 입경으로 40.0 ㎛ 이상인 결정립이 체적률로 30 ％ 이하이며,
   내외 표면에 있어서의 관축 방향의 압축 잔류 응력의 크기가 250 ㎫ 이하이며, 항복　응력이 380 ㎫ 이상이며, -40 ℃ 에 있어서의 샤르피 흡수 에너지가 70 J 이상이며, 강관의 축 압축 시험에 있어서의 좌굴 개시 변형 εc (％) 가 (1) 식을 만족하는, 전봉 강관.
   εc ≥ 35 × t/D··· (1)
   단, (1) 식에 있어서, εc 는, 축 압축 시험에 있어서, 압축 하중이 최대가 되었을 때의 변형량 (％), D 는 외경 (㎜), t 는 관 두께 (㎜) 이다.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 성분 조성에 더해 추가로, 질량％ 로,
   Nb : 0.15 ％ 이하,
   V : 0.15 ％ 이하,
   Ti : 0.15 ％ 이하
   Cu : 1.0 ％ 이하,
   Ni : 1.0 ％ 이하,
   Cr : 1.0 ％ 이하,
   Mo : 1.0 ％ 이하,
   Ca : 0.010 ％ 이하,
   B : 0.0050 ％ 이하
   중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 포함하는 전봉 강관.
3. 제 1 항에 있어서,
   관 두께가 17 ㎜ 초과 30 ㎜ 이하인 전봉 강관.
4. 제 2 항에 있어서,
   관 두께가 17 ㎜ 초과 30 ㎜ 이하인 전봉 강관.
5. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 전봉 강관의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 상기 열연 강판을 원통상으로 성형한 후 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고,
   그 전봉 강관에 대해 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 비율로 감소하도록 축경하는 전봉 강관의 제조 방법.
6. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 전봉 강관의 제조 방법으로서, 상기 성분 조성을 갖는 강 소재를,
   가열 온도 : 1100 ℃ 이상 1300 ℃ 이하로 가열한 후,
   조압연 종료 온도 : 850 ℃ 이상 1150 ℃ 이하, 마무리 압연 종료 온도 : 750 ℃ 이상 850 ℃ 이하, 또한, 930 ℃ 이하에서의 합계 압하율 : 65 ％ 이상인 열간 압연을 실시하고,
   이어서, 판두께 중심 온도에서 평균 냉각 속도 : 10 ℃/s 이상 30 ℃/s 이하, 냉각 정지 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 냉각시키고,
   이어서, 권취 온도 : 450 ℃ 이상 650 ℃ 이하에서 권취 열연 강판으로 하고,
   이어서, 냉간 롤 성형에 의해 상기 열연 강판을 원통상으로 성형한 후 전봉 용접하여 전봉 강관으로 하고,
   그 전봉 강관에 대해 강관 둘레 길이가 0.30 ％ 이상 2.0 ％ 이하의 비율로 감소하도록 축경하는 것을 특징으로 하는 전봉 강관의 제조 방법.
7. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 전봉 강관을 사용한 라인 파이프.
8. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 기재된 전봉 강관을 사용한 건축 구조물.

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