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KR20250034979A - 전봉 강관 및 그의 제조 방법 - Google Patents

전봉 강관 및 그의 제조 방법 Download PDF

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KR20250034979A
KR20250034979A KR1020257003960A KR20257003960A KR20250034979A KR 20250034979 A KR20250034979 A KR 20250034979A KR 1020257003960 A KR1020257003960 A KR 1020257003960A KR 20257003960 A KR20257003960 A KR 20257003960A KR 20250034979 A KR20250034979 A KR 20250034979A
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KR
South Korea
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less
steel pipe
pipe
steel
thickness
Prior art date
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Pending
Application number
KR1020257003960A
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English (en)
Inventor
아키히데 마츠모토
신스케 이데
Original Assignee
제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
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Abstract

내SSC성이 우수한 고강도 전봉 강관을 제공한다. 전봉 강관의 관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값을 10㎫ 이상으로 하고, 이러한 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값을 300㎫ 이하로 하고, 전봉 강관의 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직을, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률로 90％ 이상으로 하고, 평균 결정 입경을 9.0㎛ 이하로 하고, 또한, 상기 모재부의 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직을, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률로 95％ 이상으로 한다.

Description

전봉 강관 및 그의 제조 방법
본 발명은, 라인 파이프 등에 적합하게 이용되는 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
원유, 천연 가스 등의 장거리 수송에 이용되는 라인 파이프용 강관에는, 내부 유체의 고압화에 의한 수송 효율의 향상을 위해, 높은 강도가 요구된다.
또한, 라인 파이프용 강관의 내면은, 황화 수소를 포함하는 부식성이 높은 유체와 접촉하기 때문에, 높은 내(耐)황화물 응력 부식 균열(SSC: Sulfide Stress corrosion Cracking)성도 필요시된다.
일반적으로, 강재의 강도가 높아지면, 강재의 내SSC성은 저하한다. 특히, 라인 파이프용 강관에 있어서는, 내SSC성을 확보하기 위해, 유체와 접촉하는 강관의 내표면의 경도(강도)를 저감시키는 것이 중요하다.
통상, 고강도의 강관의 원판의 제조에 있어서는, 제어 압연과 가속 냉각을 조합한 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process) 기술이 적용된다. 이 TMCP 기술을 이용함으로써, 강 조직을 미세화하여 강재를 고강도화할 수 있다.
TMCP 기술에 있어서는, 가속 냉각 시의 냉각 속도를 높게 하는 것이 중요하지만, 강판 내부에 비해 강판 표면의 냉각 속도가 높아진다. 그 때문에, 강판 표면의 경도가 과도하게 높아져 버린다. 그 결과, TMCP 기술에 의해 제조된 강판은, 내SSC성의 관점에서 라인 파이프로의 적용이 곤란하게 되어 있었다.
이러한 문제에 대응하기 위해, 예를 들면 특허문헌 1 또는 2에서는, 표면의 경도를 제어한 강관이 제안되어 있다.
일본특허 제6521197호 공보 일본공개특허공보 2017-179482호
그러나, 상기한 특허문헌 1 또는 2에 기재된 바와 같이 강관의 표면의 경도를 제어해도, 충분한 내SSC성을 얻을 수 없는 경우가 있어, 내SSC성의 추가적인 향상이 요구되고 있었다.
본 발명은, 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 내SSC성이 우수한 고강도 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명에서 말하는 「고강도」란, 후술의 인장 시험에 있어서, 전봉 강관의 모재부에 있어서의 항복 강도가 400㎫ 이상인 것을 가리킨다.
또한, 본 발명에서 말하는 「내SSC성이 우수한」이란, 후술의 4점 굽힘 부식 시험에 있어서, 전봉 강관의 모재부에 있어서의 균열이 발생하지 않고, 또한 발생한 공식(孔食)의 깊이가 250㎛ 미만이고, 또한 공식의 (깊이/폭)의 최대값이 3.0 미만인 것을 가리킨다.
상기한 각 시험은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 행할 수 있다.
본 발명자들은, 상기한 목적을 달성하기 위해, 예의 검토를 행한 결과, 강관 표면의 전단(shear) 잔류 응력을 적절히 제어함으로써, 내SSC성이 향상하는 것을 발견했다.
본 발명에 있어서 「전단 잔류 응력이 높다」란, 「전단 잔류 응력의 절대값이 큰」 것을 의미한다. 또한, 「전단 잔류 응력이 낮다」란, 「전단 잔류 응력의 절대값이 작은」 것을 의미한다.
강관 중의 결정의 전위의 증식은 전단 응력에 의해 생기기 때문에, 전단 잔류 응력이 높으면, 응력이 부하되었을 때에 전위의 증식이 촉진된다. 그 때문에, 표면의 전단 잔류 응력이 높은 강관을 이용한 라인 파이프는, 조업 시의 압력에 의해 표면 부근의 전위 밀도가 상승해 버린다. 그 결과, 강관 표면의 경도가 상승하고 내SSC성이 저하한다.
따라서, 강관 표면의 전단 잔류 응력을 낮게 함으로써, 강관의 내SSC성을 향상시킬 수 있는 것을 인식했다.
본 발명은, 이상의 인식에 기초하여 완성된 것이다.
즉, 본 발명의 요지는 다음과 같다.
1. 모재부와 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로서,
상기 전봉 강관의 관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 10㎫ 이상이고,
상기 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 300㎫ 이하이고,
상기 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은,
페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률이 90％ 이상이고,
상기 두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
상기 모재부의 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은,
페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상인,
전봉 강관.
2. 상기 모재부의 성분 조성은, 질량％로,
C: 0.020％ 이상 0.150％ 이하,
Si: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
Mn: 0.30％ 이상 2.00％ 이하,
P: 0.050％ 이하,
S: 0.0200％ 이하,
Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하 및
N: 0.0100％ 이하
를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인, 상기 1에 기재된 전봉 강관.
3. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
Nb: 0.100％ 이하,
V: 0.100％ 이하,
Ti: 0.150％ 이하,
Cr: 1.00％ 이하,
Mo: 1.00％ 이하,
Cu: 1.00％ 이하,
Ni: 1.00％ 이하,
Ca: 0.0100％ 이하 및
B: 0.0100％ 이하
중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 상기 2에 기재된 전봉 강관.
4. 상기 1∼3 중 어느 하나에 기재된 전봉 강관의 제조 방법으로서, 강 소재를, 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하인 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과, 당해 열간 압연 공정 후, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 판두께 중심의 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 650℃ 이하, 판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 500℃ 이하인 냉각을 실시하여 열연 강판으로 하는 냉각 공정과, 당해 냉각 공정 후, 상기 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양 단부를 맞대어 전봉 용접하는 조관 공정과, 당해 조관 공정 후, 이하의 (1)식을 충족하는 사이징 롤(sizing roll)에 의해 전봉 강관 소재로 하는 사이징 공정과, 당해 사이징 공정 후, 상기 전봉 강관 소재의 내면에 이하의 (2)식을 충족하는 내압(耐壓) p(㎫)를 부하하여 전봉 강관으로 하는 내압 부하 공정을 포함하는 전봉 강관의 제조 방법.
사이징 롤의 직경(㎜)≥열연 강판의 판두께(㎜)/0.020 ···(1)
X＜p≤X×1.5 ···(2)
또한, X＝(전봉 강관 소재의 두께(㎜)/전봉 강관 소재의 반경(㎜))×전봉 강관 소재의 항복 강도(㎫)
본 발명에 의하면, 내SSC성이 우수한 고강도 전봉 강관을, 그 고강도 전봉 강관의 유리한 제조 방법과 함께 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
본 발명에 따르는 고강도의 전봉 강관은, 모재부와 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관이다. 이러한 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 90％ 이상이고, 두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이다. 또한, 이러한 모재부의 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이다. 또한, 상기 전봉 강관의 관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 10㎫ 이상이고, 이러한 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 300㎫ 이하이다.
이하에, 본 발명의 전봉 강관 및 그의 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다. 또한, 본 발명은, 전봉 강관의 전봉 용접부 및 열 영향부를 제외한 모재부의 임의의 개소의 성분 조성 및 강 조직을 규정하고 있다. 즉, 전봉 용접부로부터 90° 떨어진 위치에서도, 전봉 용접부로부터 180° 떨어진 위치에서도 동일한 성분 조성 및 강 조직이다.
또한, 이후의 설명에 있어서, 고강도 전봉 강관은 간단히 「전봉 강관」이라고 칭하는 경우도 있다.
또한, 페라이트 및 베이나이트는, 연질인 조직이다. 다른 한편, 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트는, 경질인 조직이고, 열간 압연 후의 냉각 속도가 높을수록 생성하기 쉬운 조직이다.
모재부의 두께 중앙에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률: 90％ 이상
모재부의 두께 중앙(강관의 모재부의 두께의 1/2 위치를 의미함. 또한, 이하, 간단히 「두께 중앙」이라고 함)에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률이 90％ 미만이면, 관 표층에 있어서 경질인 조직의 체적률이 높아져, 내SSC성이 저하한다.
여기에서, 열간 압연 후의 강판의 냉각 속도는, 강판 내부보다도 강판 표면의 쪽이 상대적으로 높기 때문에, 강판 내부보다도 강판 표면의 쪽이 경질인 조직의 비율이 높아진다. 따라서, 이러한 조직을 갖는 열연 강판을 전봉 강관으로 하기 때문에, 전봉 강관은, 그의 두께 중앙보다도 관 표면 근처의 쪽이, 경질인 조직의 비율이 높아진다.
또한, 두께 중앙에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률은, 바람직하게는 93％ 이상이다. 당해 체적률은, 보다 바람직하게는 96％ 이상이다. 또한, 당해 체적률의 상한은 특별히 한정하지 않는다. 내SSC성의 관점에서, 당해 체적률은 가능한 한 높은 쪽이 바람직하지만, 잔부 조직의 형성을 완전하게 억제하는 것은 곤란하기 때문에, 당해 체적률은, 99％ 이하로 해도 좋다.
두께 중앙에 있어서의 잔부는, 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 한다. 이들 각 조직의 합계의 체적률이 10％를 초과하면, 관 표층 근처에 있어서 경질인 조직의 체적률이 높아져, 내SSC성이 저하한다. 그 때문에, 이들 각 조직의 합계의 체적률은, 동 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 10％ 이하로 한다. 당해 체적률은, 바람직하게는 7％ 이하이고, 보다 바람직하게는 4％ 이하이다.
두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경: 9.0㎛ 이하
평균 결정 입경이 작을수록, 항복 응력은 높아진다. 본 발명에서는, 소망하는 강도를 확보하기 위해, 두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경은 9.0㎛ 이하로 한다. 이러한 평균 결정 입경은, 바람직하게는 8.5㎛ 이하이고, 보다 바람직하게는 8.0㎛ 이하이다.
또한, 이러한 평균 결정 입경의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 당해 평균 결정 입경이 작아지면 전위 밀도가 상승하여, 내SSC성이 저하하기 때문에, 3.0㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
모재부의 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률: 95％ 이상
페라이트 및 베이나이트에 경질인 조직을 혼합하면, 경도차에 기인하는 응력 집중에 의해 계면에 전단 잔류 응력이 생긴다. 그 때문에, 관 내면 근방의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률이 낮고, 경질인 조직의 체적률이 높아지면, 내SSC성이 저하한다. 따라서, 모재부의 관 내면(이하, 「관 내면」이라고 함)으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치(이하, 간단히 「0.1㎜ 위치」라고도 함)에 있어서의 페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률은, 동 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 95％ 이상으로 한다. 당해 체적률은, 바람직하게는 96％ 이상이고, 보다 바람직하게는 97％ 이상이다. 또한, 당해 체적률의 상한은 특별히 한정하지 않는다. 내SSC성의 관점에서, 당해 체적률은 가능한 한 높은 쪽이 바람직하지만, 잔부 조직의 생성을 완전하게 억제하는 것은 곤란하기 때문에, 당해 체적률은, 99％ 이하로 해도 좋다.
0.1㎜ 위치에 있어서의 잔부는, 펄라이트, 마르텐사이트 및 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상으로 한다. 이들 각 조직의 합계의 체적률이 5％를 초과하면, 내SSC성이 저하한다. 그 때문에, 이들 각 조직의 합계의 체적률은, 동 위치에 있어서의 강 조직 전체에 대하여 5％ 이하로 한다. 당해 체적률은, 바람직하게는 4％ 이하이고, 보다 바람직하게는 3％ 이하이다.
본 발명에서는, 강관의 모재부의 두께의 1/2 위치로부터 두께 방향(깊이 방향)으로 ±1.0㎜의 범위에 있어서, 0.10㎟ 정도의 넓이의 범위에, 전술의 두께 중앙에 있어서의 강 조직이 존재하는 것이, 전술의 효과를 얻기 위한 요건이 된다. 본 발명에 있어서 「두께 중앙에 있어서의 강 조직」이란, 두께 중앙을 중심으로 하여 두께 방향으로 ±1.0㎜의 범위의 어느 것에 있어서의, 상기 0.10㎟ 정도의 넓이의 범위의 강 조직을 의미한다.
또한, 0.1㎜ 위치를 중심으로 하여 두께 방향으로 ±0.06㎜의 범위에 있어서, 0.10㎟ 정도의 넓이의 범위에, 전술의 0.1㎜ 위치에 있어서의 강 조직이 존재하는 것이, 전술의 효과를 얻기 위한 요건이 된다. 본 발명에 있어서 「0.1㎜ 위치에 있어서의 강 조직」이란, 0.1㎜ 위치를 중심으로 하여 두께 방향으로 ±0.06㎜의 범위의 어느 것에 있어서의, 상기 0.10㎟ 정도의 넓이의 범위의 강 조직을 의미한다.
관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값: 10㎫ 이상
관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 10㎫ 미만이면, 내압 부하 공정에 있어서의 확관량(amount of pipe or tube expansion)이 지나치게 크기 때문에, 관 표면의 전위 밀도가 상승하여, 내SSC성이 저하한다.
이러하듯이, 둘레 방향의 잔류 응력을 절대값으로 규정하는 것은, 내압 부하 공정에 있어서의 확관량의 증가에 수반하여, 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 작아지기 때문이다.
또한, 상기 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값의 상한은 특별히 한정하지 않지만, 내압 부하 공정 후의 전단 잔류 응력의 절대값이 지나치게 커지는 경우가 있기 때문에, 800㎫ 이하의 범위가 바람직하다.
관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값: 300㎫ 이하
관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 300㎫ 초과이면, 응력이 부하되었을 때에, 강관 내의 조직에 있어서의 결정의 전위의 증식이 촉진되어, 전위 밀도가 상승하기 때문에, 내SSC성이 저하한다. 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값은, 바람직하게는 280㎫ 이하이고, 보다 바람직하게는 260㎫ 이하이다.
이러하듯이, 전단 잔류 응력을 절대값으로 규정하는 것은, 관의 굽힘에 의한 관 축방향의 인장 또는 압축이나, 내압에 의한 관 둘레 방향의 인장 등, 사용 환경에 있어서 여러 가지의 방향으로부터 인장 변형 또는 압축 변형이 가해지기 때문이다.
또한, 상기 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값의 하한은 특별히 한정하지 않지만, 관 축방향의 잔류 응력 및 관 둘레 방향의 잔류 응력을 각각 0으로 하는 것이 곤란하기 때문에, 10㎫ 이상의 범위가 바람직하다.
여기에서, 강 조직의 관찰은, 이하의 방법으로 행할 수 있다.
우선, 조직 관찰용의 시험편을, 관찰면이 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면이 되도록 채취하고, 연마한 후, 나이탈 부식하여 제작한다. 조직 관찰은, 광학 현미경(배율: 1000배) 또는 주사형 전자 현미경(SEM, 배율: 1000배)을 이용하여, 두께 중앙 및 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜ 위치에 있어서의 조직을 관찰하고, 촬상한다.
다음으로, 얻어진 광학 현미경상 및 SEM상으로부터, 페라이트, 베이나이트 및 잔부(펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트)의 면적률을 구한다. 각 조직의 면적률은, 5시야에서 관찰을 행하고, 각 시야에서 얻어진 값의 평균값으로서 산출한다. 또한, 본 발명에서는, 조직 관찰에 의해 얻어지는 면적률을, 각 조직의 체적률로 한다.
페라이트는, 확산 변태에 의한 생성물을 말하고, 전위 밀도가 낮고 거의 회복한 조직을 나타낸다. 폴리고널페라이트 및 의(擬)폴리고널페라이트가 이에 포함된다.
베이나이트는, 전위 밀도가 높은 라스 형상의(lath-like) 페라이트와 시멘타이트의 복상 조직이다.
펄라이트는, 철과 철 탄화물의 공석 조직(Eutectoid microstructure)(페라이트＋시멘타이트)이고, 선 형상의 페라이트와 시멘타이트가 교대로 나열된 라멜라(lamellar) 형상의 조직을 나타낸다. 또한, 페라이트 중에 점 형상의 시멘타이트가 규칙적으로 나열된 조직인, 의사(疑似:pseudo) 펄라이트도 이에 포함된다.
마르텐사이트는, 전위 밀도가 매우 높은 라스 형상의 저온 변태 조직이다. SEM상에서는, 페라이트 및 베이나이트와 비교하여 밝은 콘트라스트를 나타낸다.
또한, 광학 현미경상 및 SEM상에서는, 마르텐사이트와 오스테나이트의 식별이 어렵다. 그 때문에, 얻어지는 SEM상으로부터 마르텐사이트 혹은 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하고, 그 측정값으로부터 후술하는 방법으로 측정하는 오스테나이트의 체적률을 차인한(subtracted) 값을, 마르텐사이트의 체적률로 한다.
오스테나이트는 fcc상인 것을 이용하고, 오스테나이트의 체적률의 측정은, X선 회절에 의해 행한다. 두께 중앙의 측정용의 시험편은, 회절면이 두께 중앙이 되도록 연삭한 후, 화학 연마를 하여 표면 가공층을 제거하여 제작한다. 또한, 0.1㎜ 위치의 측정용의 시험편은, 회절면이 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치가 되도록 각각 경면 연마한 후, 연마면을 화학 연마하여 표면 가공층을 제거하여 제작한다. 측정에는 Mo의 Kα선을 사용하고, fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc철의 (200), (211)면의 적분 강도를 각각 구하고, 각각의 값을 이론 강도값으로 나눈 규격화 적분 강도가 각 상의 체적률에 비례하는 것으로 하여, 오스테나이트의 규격화 적분 강도의 비율을 구함으로써 오스테나이트의 체적률을 구한다.
평균 결정 입경의 측정은, 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면을 경면 연마하고, SEM/EBSD법을 이용하여, 두께 중앙에 있어서의, 결정 입경 분포의 히스토그램(가로축: 결정 입경, 세로축: 각 결정 입경에서의 존재 비율로 한 그래프)을 각각 산출하고, 결정 입경의 산술 평균으로서 각각 구한다. 측정 조건은, 가속 전압: 15㎸, 측정 영역: 200㎛×200㎛, 측정 스텝 사이즈(측정 분해능): 0.5㎛로 하여, 5시야의 측정값을 구하고, 이러한 측정값을 평균한다. 또한, 결정 입경의 해석에서는, 결정 입경이 2.0㎛ 미만인 것은 측정 노이즈로서 해석 대상으로부터 제외한다.
관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값의 측정은, 전봉 강관의 길이 중앙에 있어서의 내표면을 100㎛ 전해 연마한 면에 있어서, X선 회절법에 의해 행한다.
X선원은 CrKα선, 관 전압 30㎸, 관 전류 1.0㎃로 하고, cosα법에 의해 측정하고, 측정 격자면은 (211)으로 한다. 전봉 용접부 및 그것을 기준으로 한 관 둘레 방향 30도 간격의 각 위치(12개소)의 관 내표면에 있어서, 관 축방향 및 관 둘레 방향의 잔류 응력을 측정한다. 이러한 전단 잔류 응력은, 표층 가까이의 잔류 응력이기 때문에 평면 응력 상태로 간주해도 좋고, 주응력 방향은 관 축방향 및 관 둘레 방향으로 하고, 전단 잔류 응력의 절대값은, ((관 축방향의 잔류 응력(㎫)－관 둘레 방향의 잔류 응력(㎫))/2)의 절대값으로서 구한다.
단, 관 축방향 또는 관 둘레 방향의 잔류 응력이, 인장인 경우는 정의 값, 압축인 경우는 부의 값으로 하고, 관 축방향 또는 관 둘레 방향으로 잔류 응력이 존재하지 않는 경우는 그 값을 0으로 한다. 각 위치에 있어서 전단 잔류 응력의 절대값을 각각 구하고, 이들의 최대값을 상기의 본 발명에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값으로 한다.
관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값은, 전술의 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값의 측정에 있어서 측정되는 관 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값으로 하면 좋다.
다음으로, 상기한 특성 및 강 조직 등을 확보하는 관점에서, 본 발명의 전봉 강관(의 모재부) 및 그의 소재가 되는 열연 강판에 있어서의 성분 조성의 바람직한 범위와 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 본 명세서에 있어서, 특별히 언급이 없는 한, 강의 성분 조성을 나타내는 「％」는 질량％이다.
C: 0.020％ 이상 0.150％ 이하
C는, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 또한, C는, 변태 개시 온도를 저하시킴으로써 조직의 미세화에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 목적으로 하는 강도를 확보하기 위해서는, 0.020％ 이상의 C를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, C 함유량이 0.150％를 초과하면, 퀀칭성(hardenability)이 높아져 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, C 함유량은 0.150％ 이하가 바람직하다. C 함유량은, 보다 바람직하게는 0.025％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.140％ 이하이다. 또한, C 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.130％ 이하이다.
Si: 0.01％ 이상 0.50％ 이하
Si는, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상의 Si를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 0.50％를 초과하면, 퀀칭성이 높아져 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성된다. 또한, 전봉 용접부에 산화물이 생성하기 쉬워져, 용접부 특성이 저하한다. 이 때문에, Si 함유량은 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Si 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.45％ 이하이다. 또한, Si 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.03％ 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
Mn: 0.30％ 이상 2.00％ 이하
Mn은, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 또한, Mn은, 변태 개시 온도를 저하시킴으로써 조직의 미세화에 기여하는 원소이다. 본 발명에서 목적으로 하는 강도 및 강 조직을 확보하기 위해서는, 0.30％ 이상의 Mn을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mn 함유량이 2.00％를 초과하면, 퀀칭성이 높아져 경질인 펄라이트나, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되기 때문에, Mn 함유량은 2.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mn 함유량은, 보다 바람직하게는 0.40％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.90％ 이하이다. 또한, Mn 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.50％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 1.80％ 이하이다.
P: 0.050％ 이하
P는, 입계(grain boundaries)에 편석하여 재료의 불균질을 초래하기 때문에, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하고, P 함유량은 0.050％ 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. P 함유량은, 보다 바람직하게는 0.040％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.030％ 이하이다. 또한, 특히 P의 하한은 규정하지 않지만(통상은 0％ 초과임), 과도의 저감은 제련 비용의 급등을 초래하기 때문에, P는 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
S: 0.0200％ 이하
S는, 강 중에서는 통상, MnS로서 존재하지만, MnS는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되어, 연성 및 인성에 악영향을 미친다. 이 때문에, 본 발명에서는 S를 가능한 한 저감하는 것이 바람직하고, S 함유량은 0.0200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. S 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0100％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. 또한, 특별히 S의 하한은 규정하지 않지만(통상은 0％ 초과임), 과도의 저감은 제련 비용의 급등을 초래하기 때문에, S는 0.0001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하
Al은, 강력한 탈산제로서 작용하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상의 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Al 함유량이 0.100％를 초과하면 용접성이 악화함과 함께, 알루미나계 개재물이 많아져, 표면 성상이 악화된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.005％ 이상 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Al 함유량은, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.080％ 이하이다. 또한, Al 함유량은, 더욱 바람직하게는 0.015％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.070％ 이하이다.
N: 0.0100％ 이하
N은, 전위의 운동을 강고하게 고착함으로써 연성 및 인성을 저하시키는 작용을 갖는 원소이다. 본 발명에서는, N은 불순물로서 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, N의 함유량은 0.0100％까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, N 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. N 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이다. 또한, 특별히 N의 하한은 규정하지 않지만(통상은 0％ 초과임), 과도의 저감은 제련 비용의 급등을 초래하기 때문에, N은 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기 모재의 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Nb: (0％ 초과) 0.100％ 이하,
V: (0％ 초과) 0.100％ 이하,
Ti: (0％ 초과) 0.150％ 이하,
Cr: (0％ 초과) 1.00％ 이하,
Mo: (0％ 초과) 1.00％ 이하,
Cu: (0％ 초과) 1.00％ 이하,
Ni: (0％ 초과) 1.00％ 이하,
Ca: (0％ 초과) 0.0100％ 이하 및
B: (0％ 초과) 0.0100％ 이하
중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.
Nb: 0.100％ 이하
Nb는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하고, 또한, 열간 압연 중의 오스테나이트의 조대화(coarsening)를 억제함으로써 조직의 미세화에도 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Nb의 함유량은, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Nb 함유량이 0.100％를 초과하면 강도가 과잉으로 상승하여 내SSC성이 저하한다. 이 때문에, Nb의 함유량은, 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 또한, Nb 함유량은, 보다 바람직하게는 0.090％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.080％ 이하이다.
Ti: 0.150％ 이하
Ti는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 또한, N과의 친화성이 높기 때문에 강 중의 N을 질화물로서 무해화하여, 강의 연성 향상에도 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Ti의 함유량은, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti 함유량이 0.150％를 초과하면 강도가 과잉으로 상승하여 내SSC성이 저하한다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.150％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 또한, Ti 함유량은, 보다 바람직하게는 0.140％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.130％ 이하이다.
V: 0.100％ 이하
V는, 강 중에서 미세한 탄화물, 질화물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, V의 함유량은, 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, V 함유량이 0.100％를 초과하면 강도가 과잉으로 상승하여 내SSC성이 저하한다. 이 때문에, V의 함유량은, 0.100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.002％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. 또한, V 함유량은, 보다 바람직하게는 0.090％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.080％ 이하이다.
Cr: 1.00％ 이하
Cr은, 강의 퀀칭성을 높여, 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Cr의 함유량은, 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cr 함유량이 1.00％를 초과하면 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되어 내SSC성이 저하한다. 따라서, Cr 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이고, 더욱 바람직하게는, 0.05％ 이상이다. 또한, Cr 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.60％ 이하이다.
Mo: 1.00％ 이하
Mo는, 강의 퀀칭성을 높여, 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Mo의 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mo 함유량이 1.00％를 초과하면 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되어 내SSC성이 저하한다. 따라서, Mo 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 또한, Mo 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.60％ 이하이다.
Cu: 1.00％ 이하
Cu는, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Cu 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 함유량이 1.00％를 초과하면 경질인 펄라이트나, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되어 내SSC성이 저하한다. 따라서, Cu 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.02％ 이상이고, 더욱 바람직하게는, 0.05％ 이상이다. 또한, Cu 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.60％ 이하이다.
Ni: 1.00％ 이하
Ni는, 고용 강화에 의해 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Ni 함유량은 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 1.00％를 초과하면 경질인 펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되어 내SSC성이 저하한다. 따라서, Ni 함유량은 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량은, 보다 바람직하게는, 0.02％ 이상이고, 더욱 바람직하게는, 0.05％ 이상이다. 또한, Ni 함유량은, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하이고, 더욱 바람직하게는, 0.60％ 이하이다.
Ca: 0.0100％ 이하
Ca는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되는 MnS 등의 황화물을 구상화(spheroidize)함으로써 강의 연성 향상에 기여하는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, Ca의 함유량은, 0.0002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca 함유량이 0.0100％를 초과하면 강 중에 Ca 산화물 클러스터가 형성되어, 연성이 저하한다. 이 때문에, Ca 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％ 이상이다. 또한, Ca 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0060％ 이하이다.
B: 0.0100％ 이하
B는, 강의 퀀칭성을 높여, 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 상기한 효과를 얻기 위해, 0.0001％ 이상의 B를 함유하는 것이 바람직하다. 한편, B 함유량이 0.0100％를 초과하면 경질인 펄라이트나, 마르텐사이트, 오스테나이트가 과잉으로 생성되어 내SSC성이 저하한다. 이 때문에, B 함유량은 0.0100％ 이하로 하는 것이 바람직하다. B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0005％ 이상이고, 더욱 바람직하게는 0.0008％ 이상이다. 또한, B 함유량은, 보다 바람직하게는 0.0080％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0060％ 이하이고, 보다 더욱 바람직하게는 0.0040％ 이하이다.
상기 성분 조성에 있어서, 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물이다. 잔부에 있어서의 불가피적 불순물로서는, 예를 들면, Sn, As, Sb, Bi, Co, Pb, Zn 및 O를 들 수 있다. 단, 본 발명의 효과를 해치지 않는 범위에 있어서는, Sn을 0.1％ 이하, As, Sb 및 Co를 각각 0.05％ 이하, Bi, Pb, Zn 및 O를 각각 0.005％ 이하 함유하는 것을 거부하는 것은 아니다.
다음으로, 본 발명에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법의 일 실시 형태를 설명한다.
본 발명의 전봉 강관의 소재가 되는 열연 강판은, 예를 들면, 상기한 성분 조성을 갖는 강 소재를, 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하인 열간 압연을 실시하고(열간 압연 공정), 이어서, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 판두께 중심의 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 650℃ 이하, 판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 500℃ 이하인 냉각을 실시하여(냉각 공정), 열연 강판으로 한다. 그 후, 이러한 열연 강판을 코일에 권취할 수 있다.
또한, 본 발명의 전봉 강관은, 상기 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양 단부를 맞대어 전봉 용접하고(조관 공정), 이어서, 이하의 (1)식을 충족하는 사이징 롤에 의해, 전봉 강관 소재로 성형하고(사이징 공정), 이어서, 상기 전봉 강관 소재의 내면에 이하의 (2)식을 충족하는 내압 p(㎫)를 부하함(내압 부하 공정)으로써 제조된다.
사이징 롤의 직경(㎜)≥열연 강판의 판두께(㎜)/0.020 ···(1)
X＜p≤X×1.5 ···(2)
또한, X＝(전봉 강관 소재의 두께(㎜)/전봉 강관 소재의 반경(㎜))×전봉 강관 소재의 항복 강도(㎫)
또한, 상기 원통 형상이란, 관 둘레 단면이 「C」 형상인 것을 가리킨다.
상기한 내압의 부하는, 예를 들면, 고무 소재의 패킹으로 관 끝을 봉하여 관 내부에 수압(水壓)을 부하함으로써 실시할 수 있다. 또한, 형상을 안정화시키기 위해, 필요에 따라서 외틀로서 소기한 지름의 금형을 사용할 수도 있다.
이하의 제조 방법의 설명에 있어서, 온도에 관한 「℃」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한, 강 소재, 강판 및 열연 강판(이하, 「강판 등」이라고 함)의 표면 온도로 한다. 강판 등의 표면 온도는, 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또한, 강판 등의 판두께 중심의 온도는, 강판 등의 단면 내의 온도 분포를 전열 해석에 의해 계산하고, 그 결과를 강판 등의 표면 온도에 의해 보정함으로써 구할 수 있다.
또한, 본 발명의 전봉 강관의 소재가 되는 열연 강판의 제조 방법에 대해서 상술한다.
본 발명에 있어서, 강 소재(강 슬래브)의 용제 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 전로(converter), 전기로, 진공 용해로 등의 공지의 용제 방법의 모두가 적합하다. 주조 방법도 특별히 한정되지 않는다. 예를 들면, 연속 주조법 등의 공지의 주조 방법에 의해, 소망하는 치수의 강 소재로 제조된다. 또한, 연속 주조법을 대신하여, 조괴-분괴 압연법(ingot casting and blooming)을 적용해도 하등 문제는 없다. 용강에는, 추가로, 레이들(ladle) 정련 등의 2차 정련을 실시해도 좋다.
가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하
강 소재의 가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 피(被)압연재의 변형 저항이 커져 압연이 곤란해진다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하여, 후의 압연(조압연, 마무리 압연)에 있어서 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않아, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해진다. 그 때문에, 열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도는, 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 한다. 당해 가열 온도는, 보다 바람직하게는 1120℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 1280℃ 이하이다.
또한, 본 발명에서는, 강 슬래브(슬래브)를 제조한 후, 일단 실온까지 냉각하고, 그 후 재차 가열하는 종래법에 더하여, 실온까지 냉각하지 않고, 온편인 채로 가열로에 장입하거나, 혹은, 근소한 보열을 행한 후에 즉시 압연하는 등, 이들 직송 압연의 에너지 절약 프로세스도, 문제 없이 적용할 수 있다.
마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하
열간 압연 공정에 있어서, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 미만인 경우, 마무리 압연 중에 강판 표면 온도가 페라이트 변태 개시 온도 이하가 되고, 전위 밀도가 높은 가공 페라이트가 생성되어, 내SSC성이 저하한다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 850℃를 초과하면, 오스테나이트 미재결정 온도역에서의 압하량이 부족하여, 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않는다. 그 결과, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 확보하는 것이 곤란해진다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 750℃ 이상 850℃ 이하로 한다. 마무리 압연 종료 온도는, 보다 바람직하게는 770℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 830℃ 이하이다.
본 발명에서는, 마무리 판두께(마무리 압연 후의 강판의 판두께)는 4㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 판두께의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 강판의 온도 관리의 관점에서, 30㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하
냉각 공정에 있어서, 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 페라이트 및 베이나이트의 핵 생성 빈도가 감소하고, 이들이 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않아, 강도가 저하한다. 한편, 당해 평균 냉각 속도가 60℃/s를 초과하면, 강판 표면에 있어서 경질인 조직이 다량으로 생성되고, 본 발명에서 목적으로 하는 조직 분율을 갖는 강 조직이 얻어지지 않아, 내SSC성이 저하한다. 판두께 중심의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 15℃/s 이상이고, 바람직하게는 55℃/s 이하이다.
또한, 본 발명에서는, 냉각 공정 전에 페라이트가 생성되면, 이것이 조대화하여 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 강 조직이 얻어지지 않아, 강도가 저하한다. 그 때문에, 마무리 압연 종료 후 즉시 냉각 공정을 개시하는 것이 바람직하다.
판두께 중심의 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 650℃ 이하
냉각 공정에 있어서, 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 450℃ 미만에서는, 강판 표면의 냉각 정지 온도가 지나치게 낮아져, 강판 표면에 있어서 경질인 조직이 다량으로 생성되어, 본 발명에서 목적으로 하는 조직 분율을 갖는 강 조직이 얻어지지 않아, 내SSC성이 저하한다. 한편, 이러한 냉각 정지 온도가 650℃를 초과하면, 페라이트 또는 베이나이트의 핵 생성 빈도가 감소하고, 이들이 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않아, 강도가 저하한다. 판두께 중심의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 480℃ 이상이고, 바람직하게는 620℃ 이하이다.
판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 500℃ 이하
냉각 공정에 있어서, 판 표면의 냉각 정지 온도가 250℃ 미만에서는, 강판 표면에 있어서 경질인 조직이 다량으로 생성되고, 본 발명에서 목적으로 하는 조직 분율을 갖는 강 조직이 얻어지지 않아, 내SSC성이 저하한다. 한편으로, 이러한 냉각 정지 온도가 500℃를 초과하면, 판두께 중앙의 냉각 정지 온도가 지나치게 높아져, 판두께 중앙에 있어서 페라이트 또는 베이나이트의 핵 생성 빈도가 감소하고, 이들이 조대화하기 때문에, 본 발명에서 목적으로 하는 평균 결정 입경을 갖는 조직이 얻어지지 않아, 강도가 저하한다. 판 표면의 냉각 정지 온도는, 바람직하게는 280℃ 이상이고, 바람직하게는 470℃ 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서, 평균 냉각 속도는, 특별히 언급하지 않는 한, ((냉각 전의 강판의 판두께 중심 온도－냉각 후의 열연 강판의 판두께 중심 온도)/냉각 시간)으로 구해지는 값(냉각 속도)으로 한다.
또한, 냉각 방법은, 노즐로부터의 물의 분사 등의 수랭이나, 냉각 가스의 분사에 의한 냉각 등을 들 수 있다. 본 발명에서는, 강판의 양면이 동 조건으로 냉각되도록, 강판 양면에 냉각 조작(처리)을 실시하는 것이 바람직하다.
냉각 공정의 후, 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양 단부를 맞대어 전봉 용접한다(조관 공정). 이어서, 사이징 롤에 의해 전봉 강관 소재로 한다(사이징 공정). 사이징 공정에서는, 롤 통과 시에 롤 형상을 따라 관 축방향으로 굽힘 변형이 생기고, 관 축방향의 잔류 응력이 발생한다. 상기 굽힘 변형에 있어서의 굽힘 변형이 클수록, 관 축방향의 잔류 응력의 절대값이 커진다. 상기 굽힘 변형은, 사이징 롤의 직경이 작을수록, 또한 열연 강판의 판두께가 클수록 커진다.
따라서, 본 발명에서는, 전단 잔류 응력을 낮게 하는 관점에서, 관 축방향의 잔류 응력의 절대값을 작게 하기 위해, 사이징 롤의 직경에 대해서, 상기 (1)식 만족시키는 것으로 한다.
사이징 롤의 직경이 상기 (1)식의 우변 미만인 경우, 본 발명에서 목적으로 하는 전단 잔류 응력이 얻어지지 않는다. 또한, 특히 사이징 롤의 직경의 상한은 규정하지 않지만, 사이징 롤이 커지면 설비의 부하가 증대하기 때문에, 사이징 롤의 직경은 2000㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
사이징 공정 후의 내압 부하 공정에서는, 전봉 강관 소재를 확관함으로써, 관 둘레 방향으로 인장 응력을 발생시켜, 관 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값을 작게 한다.
이러한 내압 부하 공정의 내압 p(㎫)가 클수록, 관 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 작아진다. 관 둘레 방향으로 발생하는 인장 응력은, 강관의 반경이 클수록, 강관의 두께가 작을수록, 높아진다.
상기 (2)식의 좌변(X)은, 관 둘레 방향으로 발생하는 인장 응력이 전봉 강관 소재의 항복 응력에 동일해지는 경우의 내압 p에 대응한다.
본 발명에서는, 전단 잔류 응력을 낮게 하는 관점에서, 관 축방향의 잔류 응력의 절대값을 작게 하기 위해, 내압 p를 (2)식의 좌변(X)보다 큰 값으로 하고, 전봉 강관 소재를 소성역까지 확관시킨다. 한편, 내압 p가 (2)식의 우변(X×1.5) 초과가 되면, 관 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값은 작아지지만, 확관에 의한 가공 경화량이 지나치게 커져, 관 표면의 전위 밀도가 상승하여, 내SSC성이 저하한다.
이상에서 설명한 제조 방법에 의해, 본 발명의 고강도 전봉 강관이 제조된다. 본 발명의 고강도 전봉 강관은, 우수한 내SSC성을 발휘한다. 또한, 높은 항복 강도도 겸비한다.
실시예
이하, 실시예에 기초하여, 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시예에 한정되지 않는다.
표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 용강을 용제하여, 슬래브(강 소재)로 했다. 얻어진 슬래브에 대하여, 표 2에 나타내는 조건의 열간 압연, 냉각을 실시하여, 표 2에 나타내는 마무리 판두께(㎜)의 열연 강판으로 했다.
이러한 열연 강판을, 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상의 오픈관(환형 강관)으로 성형하고, 오픈관의 맞댐 부분을 전봉 용접하고(조관 공정), 상하 좌우에 배치한 롤에 의해 축경하고(사이징 공정), 표 2에 나타내는 반경(㎜) 및 두께(㎜)로, 길이 12m의 전봉 강관 소재를 얻었다.
이러한 전봉 강관 소재의 양 관 끝을, 고무제의 패킹으로 봉하고, 관 내면에 수압 p(㎫)를 부하하여(내압 부하 공정), 전봉 강관으로 했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
이렇게 하여 얻어진 전봉 강관으로부터 각종 시험편을 채취하여, 이하에 나타내는 방법으로, 평균 결정 입경의 측정, 조직 관찰, 인장 시험, 잔류 응력 측정, 4점 굽힘 부식 시험을 실시했다. 여기에서, 잔류 응력 측정을 제외한 각종의 시험편은, 전봉 용접부를 0°로 했을 때 당해 전봉 용접부로부터 관 둘레 방향으로 90° 떨어진 모재부로부터 채취했다.
〔평균 결정 입경의 측정〕
측정용의 시험편은, 측정면이 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면이 되도록 전봉 강관으로부터 채취하고, 경면 연마하여 제작했다. 평균 결정 입경은, SEM/EBSD법을 이용하여 측정했다. 결정 입경은, 인접하는 결정립의 사이의 방위차를 구하고, 방위차가 15° 이상의 경계를 결정 입계로서 측정했다. 얻어진 결정 입계로부터 결정 입경(원상당 지름)의 산술 평균을 구하여, 평균 결정 입경으로 했다. 측정 조건은, 가속 전압이 15㎸, 측정 영역이 200㎛×200㎛, 측정 스텝 사이즈(측정 분해능)가 0.5㎛로 하여, 5시야의 측정값을 평균했다. 또한, 결정 입경 해석에 있어서는, 결정 입경이 2.0㎛ 미만인 것은 측정 노이즈로서 해석 대상으로부터 제외했다.
또한, 측정 위치는, 두께 중앙으로 하고, 각 위치에 있어서 결정 입경 분포의 히스토그램(가로축: 결정 입경, 세로축: 각 결정 입경에서의 존재 비율로 한 그래프)을 각각 산출하고, 결정 입경의 산술 평균으로서 평균 결정 입경을 각각 구했다.
〔조직 관찰〕
조직 관찰용의 시험편은, 관찰면이 관 축방향 및 두께 방향의 양쪽에 평행한 단면이 되도록 전봉 강관으로부터 채취하고, 경면 연마한 후, 나이탈로 부식하여 제작했다. 조직 관찰은, 광학 현미경(배율: 1000배) 또는 주사형 전자 현미경(SEM, 배율: 1000배)을 이용하여, 두께 중앙 및 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜ 위치에 있어서의 조직을 관찰하고, 촬상했다. 얻어진 광학 현미경상 및 SEM상으로부터, 페라이트, 베이나이트 및 잔부(펄라이트, 마르텐사이트, 오스테나이트)의 면적률을 구했다. 각 조직의 면적률은, 5시야에서 관찰을 행하고, 각 시야에서 얻어진 값의 평균값으로서 산출했다. 여기에서는, 조직 관찰에 의해 얻어진 면적률을, 각 조직의 체적률로 했다.
여기에서, 페라이트는 확산 변태에 의한 생성물이고, 전위 밀도가 낮고 거의 회복한 조직을 나타낸다. 폴리고널페라이트 및 의폴리고널페라이트가 이에 포함된다.
베이나이트는 전위 밀도가 높은 라스 형상의 페라이트와 시멘타이트의 복상 조직이다.
펄라이트는, 철과 철 탄화물의 공석 조직(페라이트＋시멘타이트)이고, 선 형상의 페라이트와 시멘타이트가 교대로 나열된 라멜라 형상의 조직을 나타낸다. 또한, 페라이트 중에 점 형상의 시멘타이트가 규칙적으로 나열된 조직인, 의사 펄라이트도 이에 포함된다.
마르텐사이트는, 전위 밀도가 매우 높은 라스 형상의 저온 변태 조직이다. SEM상에서는, 페라이트나 베이나이트와 비교하여 밝은 콘트라스트를 나타낸다.
또한, 광학 현미경상 및 SEM상에서는 마르텐사이트와 오스테나이트의 식별이 어렵다. 이 때문에, 얻어진 SEM상으로부터 마르텐사이트 혹은 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하고, 그로부터 후술하는 방법으로 측정한 오스테나이트의 체적률을 차인한 값을 마르텐사이트의 체적률로 했다.
오스테나이트의 체적률의 측정은, X선 회절에 의해 행했다. 두께 중앙의 측정용의 시험편은, 회절면이 두께 중앙이 되도록 연삭한 후, 화학 연마를 하여 표면 가공층을 제거하여 제작했다. 또한, 0.1㎜ 위치의 측정용의 시험편은, 회절면이 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치가 되도록 각각 경면 연마한 후, 연마면을 화학 연마하여 표면 가공층을 제거하여 제작했다. 측정에는 Mo의 Kα선을 사용하고, fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc철의 (200), (211)면의 적분 강도를 각각 구하고, 각각의 값을 이론 강도값으로 나눈 규격화 적분 강도가 각 상의 체적률에 비례하는 것으로 하여, 오스테나이트의 규격화 적분 강도의 비율을 구함으로써 오스테나이트의 체적률을 구했다.
〔인장 시험〕
시험편은, 인장 방향이 관 축방향과 평행이 되도록, JIS 5호의 인장 시험편을 전봉 강관 소재 및 전봉 강관의 모재부로부터 각각 채취했다. 인장 시험은, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 실시했다. 단, 항복 강도(㎫)는, 공칭 변형 0.5％에 있어서의 유동 응력으로 했다.
〔잔류 응력 측정〕
관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값의 측정은, 전봉 강관의 길이 중앙에 있어서의 내표면을 100㎛ 전해 연마한 면에 있어서, X선 회절법에 의해 행했다. X선원은 CrKα선, 관 전압 30㎸, 관 전류 1.0㎃로 하고, cosα법에 의해 측정하고, 측정 격자면은 (211)로 했다. 또한, 본 측정은, 전봉 용접부 및 그를 기준으로 한 관 둘레 방향 30도 간격의 각 위치(12개소)의 관 내표면에 있어서, 관 축방향 및 관 둘레 방향의 잔류 응력을 각각 측정하여, 전단 잔류 응력의 절대값을, ((관 축방향의 잔류 응력(㎫)－관 둘레 방향의 잔류 응력(㎫))/2)의 절대값으로서 구했다.
단, 관 축방향 또는 관 둘레 방향의 잔류 응력이, 인장인 경우는 정의 값, 압축인 경우는 부의 값으로 하고, 관 축방향 또는 관 둘레 방향으로 잔류 응력이 존재하지 않는 경우는 그 값을 0으로 했다. 각 위치에 있어서 전단 잔류 응력의 절대값을 각각 구하고, 이들의 최대값을 상기의 본 발명에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값으로 했다.
또한, 표 3 중의 관 축방향의 잔류 응력 및 관 둘레 방향의 잔류 응력은, 각각 전단 잔류 응력의 절대값이 최대가 되는 경우의 값이다.
또한, 각 위치에 있어서 관 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값을 각각 구하고, 그들의 최소값이, 10㎫ 이상인지 어떤지를 확인했다.
〔4점 굽힘 부식 시험〕
5㎜ 두께×15㎜ 폭×115㎜ 길이의 4점 굽힘 부식 시험편을, 당해 부식 시험편의 폭방향이 전봉 강관의 관 둘레 방향에 대하여 평행이 되도록, 또한 당해 부식 시험편의 길이 방향이 전봉 강관의 관 축방향에 대하여 평행이 되도록, 전봉 강관으로부터 채취했다.
굽힘 외측면 즉 부식면은, 표층의 상태를 그대로 남겨 채취했다. EFC16 규격에 준거하여, 채취한 시험편의 부식면에, 상기의 인장 시험에서 얻어진 전봉 강관의 항복 강도의 90％의 인장 응력을 부하하고, NACE 규격 TM0177 Solution A 용액을 이용하여, 황화 수소 분압: 1bar로 4점 굽힘 부식 시험을 실시했다. 시험편을 720시간, 상기 용액에 침지한 후에, 균열이 발생하고 있는지 어떤지를 확인했다. 또한, 시험 후의 시험편의 폭방향 1/3 위치 및 2/3 위치에 있어서, 관찰면이 두께 방향 및 길이 방향에 평행한 단면이 되도록 관찰용의 시험편을 채취했다.
얻어진 관찰용의 시험편을 경면 연마하여 광학 현미경을 이용하여 관찰하고, 인장 응력을 부하한 부분에 있어서 발생한 모든 공식(pitting corrosion)의 깊이 및 폭을 측정하여, 공식의 최대 깊이 및 공식의 (깊이/폭)비의 최대값을 구했다.
얻어진 결과를 각각 표 3에 나타낸다.
Figure pct00003
표 3 중, No.1∼6은 본 발명예이고, No.7∼13은 비교예이다.
본 발명예의 전봉 강관은, 모두 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 90％ 이상이고, 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고, 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜ 위치에 있어서의 강 조직은, 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상이고, 관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 10㎫ 이상이고, 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 300㎫ 이하였다.
또한, 이들 본 발명예의 전봉 강관은, 어느 인장 시험에 있어서도 모재부에 있어서의 항복 강도가 400㎫ 이상이고, 4점 굽힘 부식 시험에 있어서도 균열이 발생하지 않고, 또한 발생한 공식의 깊이가 250㎛ 미만이고, (깊이/폭)의 최대값이 3.0 미만이었다.
한편, 비교예의 No.7의 전봉 강관은, 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 낮았기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도가 낮아져, 두께 중앙 및 0.1㎜ 위치에 있어서, 다량의 경질 조직이 생성되어 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 본 발명의 범위를 하회하고, 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No.8의 전봉 강관은, 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 냉각 정지 온도가 높았기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도가 높아져, 두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경이 본 발명의 범위를 상회하고, 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No.9의 전봉 강관은, 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 지나치게 빨랐기 때문에, 0.1㎜ 위치에 있어서, 다량의 경질 조직이 생성되어 페라이트와 베이나이트의 합계의 체적률이 본 발명의 범위를 하회하고, 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No.10의 전봉 강관은, 냉각 공정에 있어서의 판두께 중심의 평균 냉각 속도가 지나치게 느렸기 때문에, 판 표면의 냉각 정지 온도가 상한을 벗어나, 두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경이 본 발명의 범위를 상회하고, 그 결과, 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않았다.
비교예의 No.11의 전봉 강관은, 사이징 공정에 있어서 사용한 사이징 롤의 직경이 (1)식의 범위를 하회했기 때문에, 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 본 발명의 범위를 상회하고, 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No.12의 전봉 강관은, 내압 부하 공정에 있어서의 내압 p가 (2)식의 범위를 하회했기 때문에, 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 본 발명의 범위를 상회하고, 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.
비교예의 No.13의 전봉 강관은, 내압 부하 공정에 있어서의 내압 p가 (2)식의 범위를 상회했기 때문에, 관 내면에 있어서의 둘레 방향 잔류 응력의 절대값이 본 발명의 범위를 하회하고, 그 결과, 소망하는 내SSC성이 얻어지지 않았다.

Claims (4)

  1. 모재부와 전봉 용접부를 갖는 전봉 강관으로서,
    상기 전봉 강관의 관 내면에 있어서의 둘레 방향의 잔류 응력의 절대값이 10㎫ 이상이고,
    상기 관 내면에 있어서의 전단 잔류 응력의 절대값이 300㎫ 이하이고,
    상기 모재부의 두께 중앙에 있어서의 강 조직은,
    페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률이 90％ 이상이고,
    상기 두께 중앙에 있어서의 평균 결정 입경이 9.0㎛ 이하이고,
    상기 모재부의 관 내면으로부터 관의 지름 방향 외측으로 0.1㎜의 위치에 있어서의 강 조직은,
    페라이트 및 베이나이트의 합계의 체적률이 95％ 이상인,
    전봉 강관.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 모재부의 성분 조성은, 질량％로,
    C: 0.020％ 이상 0.150％ 이하,
    Si: 0.01％ 이상 0.50％ 이하,
    Mn: 0.30％ 이상 2.00％ 이하,
    P: 0.050％ 이하,
    S: 0.0200％ 이하,
    Al: 0.005％ 이상 0.100％ 이하 및
    N: 0.0100％ 이하
    를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물인, 전봉 강관.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 성분 조성이, 추가로, 질량％로,
    Nb: 0.100％ 이하,
    V: 0.100％ 이하,
    Ti: 0.150％ 이하,
    Cr: 1.00％ 이하,
    Mo: 1.00％ 이하,
    Cu: 1.00％ 이하,
    Ni: 1.00％ 이하,
    Ca: 0.0100％ 이하 및
    B: 0.0100％ 이하
    중으로부터 선택한 1종 또는 2종 이상을 포함하는, 전봉 강관.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 전봉 강관의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상 850℃ 이하인 열간 압연을 실시하는 열간 압연 공정과,
    당해 열간 압연 공정 후, 판두께 중심의 평균 냉각 속도: 10℃/s 이상 60℃/s 이하, 판두께 중심의 냉각 정지 온도: 450℃ 이상 650℃ 이하, 판 표면의 냉각 정지 온도: 250℃ 이상 500℃ 이하인 냉각을 실시하여 열연 강판으로 하는 냉각 공정과,
    당해 냉각 공정 후, 상기 열연 강판을 냉간 롤 성형에 의해 원통 형상으로 성형하고, 당해 원통 형상의 둘레 방향 양 단부를 맞대어 전봉 용접하는 조관 공정과,
    당해 조관 공정 후, 이하의 (1)식을 충족하는 사이징 롤에 의해 전봉 강관 소재로 하는 사이징 공정과,
    당해 사이징 공정 후, 상기 전봉 강관 소재의 내면에 이하의 (2)식을 충족하는 내압 p(㎫)를 부하하여 전봉 강관으로 하는 내압 부하 공정
    을 포함하는 전봉 강관의 제조 방법.
    사이징 롤의 직경(㎜)≥열연 강판의 판두께(㎜)/0.020 ···(1)
    X＜p≤X×1.5 ···(2)
    또한, X＝(전봉 강관 소재의 두께(㎜)/전봉 강관 소재의 반경(㎜))×전봉 강관 소재의 항복 강도(㎫)
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