KR101431939B1 - 전봉 강관 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

항복비가 낮고, 내 시효 특성이 우수한 전봉 강관의 제조 방법이며, C:0.03 내지 0.12％, Si:0.03 내지 0.5％, Mn:0.5 내지 2.0％, P:0.03％ 이하, S:0.003％ 이하, Al:0.10％ 이하, Nb:0.003％ 이상 0.01％ 미만, Ti:0.005 내지 0.03％, N:0.006％ 이하를 각각 함유하는 동시에, Ti>3.4N 및 용접 균열 감수성 조성 Pcm≤0.21％를 각각 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 열간 압연하고, 60O℃ 이하에서 권취하여 열연 강판으로 한 후, 이 열연 강판을 관상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 하고, 이 전봉 강관을 가열 온도 400 내지 720℃의 범위 내에서 가열하는 것을 특징으로 한다.

Description

전봉 강관 및 그 제조 방법{ELECTRIC RESISTANCE WELDED STEEL TUBE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은, 전봉 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 주로 원유나 천연 가스의 장거리 수송 수단으로서, 라인 파이프의 중요성이 보다 높아지고 있다. 그러나, 라인 파이프의 부설 환경이 다양화되고, 예를 들어, 한랭 지대에 있어서의 계절마다의 지반 변동에 수반하는 굽힘, 해저에서의 해류의 영향에 의한 굽힘 변형, 지진에 의한 지층 변동 등에 의한 라인 파이프의 변위 및 굽힘이 문제가 되어 왔다. 그로 인해, 높은 내압에 대하여 충분히 견딜 수 있을 정도의 강관 둘레 방향의 강도에 더하여, 강관의 축 방향으로 작용하는 변형에 대한 내 변형 성능이 요구되고 있다.

특허 문헌 1, 2에서는, 이러한, 변형 성능이 우수한, 저 항복비의 파이프 라인용 고강도 강관이 제안되고 있다.

또한, 최근에는, 해저 라인 파이프의 부설 방법으로서, 미리 육상에서 조관하고, 용접으로 연결하여, 완성된 장척의 파이프를 해상의 릴 바지선의 스풀 상에 권취하고, 해상에서, 스풀로부터 파이프를 풀면서 해저에 부설하는 방법이 사용되는 경우가 있다. 이 방법에 따르면 매우 효율적으로 해저 라인 파이프의 부설 작업을 행할 수 있다.

그러나, 이 방법에서는, 파이프를, 일단 스풀에 권취하고, 그 후, 풀기 때문에, 파이프의 일부에 굽힘-굽힘으로부터의 복귀에 의한 인장 및 압축의 응력이 작용한다. 부설되는 파이프(전봉 강관)의 변형 성능이 불충분하면, 국부 버클링이나, 그것을 기점으로 하는 파이프의 파괴가 염려된다.

그로 인해, 파이프가 버클링되지 않도록, 저 항복비인 강관이 요망되고 있다. 항복비(Y/T)는 인장 강도(TS)에 대한 항복 강도(YS)의 비이다.

특허 문헌 3에서는, 이러한 문제에 대하여, 켄칭성을 제어하고, 석출 강화 원소를 제한함으로써 원주 용접부의 용접 열영향부(HAZ부)에 있어서의 연화를 방지하여, 부설성을 향상시킨 전봉 강관이 제안되고 있다.

또한, 특허 문헌 3에는, Nb+V+Ti를 0.040％ 이하로 제한함으로써, 파이프 라인 부설 시에 파이프에 발생하는 국부 버클링을 방지하는 기술이 개시되어 있다. 이 방법에 따르면, 용접 열영향부의 연화를 실질상 문제가 없는 정도까지 억제하고, 나아가, 용접부의 항복비를 85％ 이하로 할 수 있다.

그러나, 라인 파이프용 강관은, 방식 등의 관점에서, 조관 후에 수지 코팅, 가열이 실시되므로, 조관 시의 가공 변형과 가열에 의해 변형 시효가 발생하여, 항복 강도가 상승한다. 그로 인해, 조관 후에 저 항복비를 달성해도, 도장 가열 후에 있어서의 저 항복비를 달성하는 것은 곤란했다.

특허 문헌 4 및 특허 문헌 5에서는, 이러한 문제에 대하여, 강편을 열간 압연한 후에 가속 냉각을 행하고, 그 후, 즉시 템퍼링하는 방법이 제안되고 있다. 이들은, 변형 시효의 원인인 고용 C, N을 미세 석출물로서 고정시킴으로써, 도장 가열 후의 변형 시효 특성을 향상시키는 방법이다. 이들은, UOE 동관을 대상으로 한 것으로, 조관 변형이 작으므로, 강판 단계에서 템퍼링함으로써 효과가 있었다고 추정된다.

특허 문헌 6은, 조관 전의 소재인 띠강에 변형을 부여하여, 바우싱거 효과(소성 변형시킨 방향과 역방향의 항복 강도가 저하하는 현상)를 유기시킴으로써 항복비를 저하시키는 기술이 개시되어 있다.

특허 문헌 7은, 전봉 강관의 외형 치수 형상을 정렬하는 사이징 공정에 있어서, 전봉 강관의 길이 방향으로 적정량의 압축 변형을 부가함으로써, 바우싱거 효과를 이용해서 항복비를 저하시키는 기술이 개시되어 있다.

일본 특허 출원 공개 제2005-15823호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003-293089호 공보 일본 특허 출원 공개 평3-211255호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-60838호 공보 일본 특허 출원 공개 제2005-60840호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-122932호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-289482호 공보

특허 문헌 4 및 특허 문헌 5의 방법은, 탄화물을 석출시켜서, 고용 C를 감소시키기 위한 재가열(템퍼링)을, 열간 압연 후 즉시 행하는 것이다. 즉, 이들의 방법에서는, 조관 전에 템퍼링을 행해 미세 석출물을 석출시키고, 그 후에 조관한다. 그로 인해, 잔존하고 있었던 미량의 고용 C가, 조관에 의해 도입된 전위 상에, 가열에 의해 탄화물이 석출되고, 그 결과, 변형 시효의 억제가 불안정해진다.

특허 문헌 6 및 특허 문헌 7에서는, 모두 바우싱거 효과를 이용한 저 항복비화에 대해서 언급되어 있다. 그러나, 도장 가열 후의 내 변형 시효 특성에 대해서는 전혀 언급되어 있지 않고, 도장 가열 후는, 전위는 피닝되어서 항복비는 상승하는 것이라고 추정되며, 저 항복비의 유지를 고려한 것은 아니다.

본 발명은, 상기의 실정에 감안해서 이루어진 것이며, 도장 가열에 의한 항복비의 상승을 억제하여, 변형 특성을 향상시킨 내 변형 시효성이 우수한 전봉 강관의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 상술한 바와 같은 과제를 해결하도록, 예의 연구를 거듭한 결과, 이하에 나타내는 지식을 얻을 수 있었다.

통상, 강판을 조관한 후, 도장 가열 전에 템퍼링을 행하면, 전위가 합체해서 소멸하고, 항복 강도 및 인장 강도가 저하한다. 이 경우, 조관에 의한 가공 경화에 의해, 항복 강도가 높아져 있기 때문에, 템퍼링에 의해, 인장 강도보다도 항복 강도가 보다 저하하여, 항복비가 저하한다.

그러나, Nb량이 많은 종래의 전봉 강관에서는, 조관 시에 도입된 가공 변형에 의해 Nb 탄화물의 석출이 진행되고, 항복 강도 및 인장 강도가 상승한다. 이러한 석출 강화에서는, 특히 항복 강도의 상승은 크고, 그 결과, 항복비가 오히려 상승하는 것을 해명했다.

따라서, 우선, Nb량을 저감시킨 강편을, 열간 압연에 의해 강판으로 한 후, 소정의 권취 온도에서 권취함으로써, Nb 탄화물을 석출시킨다. 그리고, 강판을 조관하고, 변형을 도입한 후에, 소정의 온도 범위에서 재가열(템퍼링)함으로써, 고용 탄소를 시멘타이트나 Nb 탄화물 등의 탄화물로서 더 석출시킨다. 이에 의해, 성형전의 템퍼링의 경우보다도, 고용 C량은 더욱 낮아진다.

즉, Nb량을 저감시킴으로써, 조관 후의 템퍼링에 의한 Nb 탄화물의 석출을 억제할 수 있다. 또한, 강관의 성형 과정에서 도입된 전위는, 석출한 미세 탄화물이나 탄소 원자 클러스터, Nb 탄화물에 의해 피닝된다. 동시에, 전위는 합체, 소멸한다. 그 결과, 항복 강도가 인장 강도보다도 크게 저하한다. 또한, 조관 후의 템퍼링에 의해 시멘타이트 등의 탄화물의 석출이 촉진되어, 고용 탄소량이 현저하게 감소하고, 도장 가열 후에 있어서의 항복비의 상승을 방지할 수 있어, 내 변형 시효성이 향상된다.

도 1에, 0.9％C-1.2％Mn 강을 베이스로 한 강관 중의 Nb량과 인장 강도(TS)의 관계, 도 2에 Nb량과 항복 강도(YS)의 관계, 도 3에 Nb량과 항복비(Y/T)의 관계를 나타낸다. 도면 중의 흰 환형은 성형 상태의 강관, 검은 환형은 성형 후 600℃, 180초의 템퍼링 처리를 실시한 강관의 결과이다.

이들 도면으로부터, Nb량이 높아지면, 템퍼링 후의 항복 강도(YS)의 상승이 커지고, 그 결과, 항복비(Y/T)도 크게 상승하는 것을 알 수 있다. 이 경향은, Nb량이 0.02％ 이상이 되면 현저히 드러난다. 따라서, 도장 가열에 의한 항복비(Y/T)의 상승을 억제하기 위해서는, Nb를 0.02％ 미만으로 저감할 필요가 있는 것을 알았다.

본 발명자들은, 이들 지식에 기초하는 기술적 사상에 의해, 본 발명에 이른 것이다.

상기 과제를 해결하는 것을 목적으로 한 본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 질량％로, C:0.03 내지 0.12％, Si:0.03 내지 0.5％, Mn:0.5 내지 2.0％, P:0.03％ 이하, S:0.003％ 이하, Al:0.01 내지 0.10％, Nb:0.003％ 이상 0.02％ 미만, Ti:0.005 내지 0.03％, N:0.002 내지 0.006％를 각각 함유하는 동시에, Ti>3.4N 및 수학식 1에서 계산되는 용접 균열 감수성 조성 Pcm(％)이 Pcm≤0.21％를 각각 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 열간 압연하여, 600℃ 이하에서 권취하여 열연 강판으로 한 후, 이 열연 강판을 관상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 하고, 이 전봉 강관을 가열 온도 400 내지 720℃의 범위 내에서 가열하는 것을 특징으로 하는 전봉 강관의 제조 방법.

[수학식 1]

여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V는, 각각의 원소의 함유량(질량％)이며, 첨가하지 않은 원소에 대해서는 O으로서 계산한다.

(2) 질량％로, 또한 Ni:1％ 이하, Cu:1％ 이하, Mo:0.3％ 이하, Cr:0.8％ 이하, V:0.1％ 이하, Ca:0.0060％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 전봉 강관의 제조 방법.

(3) 상기 전봉 강관을 가열할 때, 가열 시간을 30s 내지 120min으로 하는 것을 특징으로 하는 상기(1) 또는 (2)에 기재된 전봉 강관의 제조 방법.

(4) 질량％로, C:0.03 내지 0.12％, Si:0.03 내지 0.5％, Mn:0.5 내지 2.0％, P:0.03％ 이하, S:0.003％ 이하, Al:0.01 내지 0.10％, Nb:0.003％ 이상 0.02％ 미만, Ti:0.005 내지 0.03％, N:0.002 내지 0.006％를 각각 함유하는 동시에, Ti>3.4N 및 하기 수학식 1로 계산되는 용접 균열 감수성 조성 Pcm(％)이 Pcm≤0.21을 각각 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 성형 과정에서 도입된 전위가 탄소 원자 클러스터, 미세 탄화물 및 Nb 탄화물에 의해 피닝되어 있는 것을 특징으로 하는 전봉 강관.

[수학식 1]

여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V는, 각각의 원소의 함유량(질량％)이며, 첨가하지 않은 원소에 대해서는 0으로 하여 계산한다.

(5) 질량％로, 또한 Ni:1％ 이하, Cu:1％ 이하, Mo:0.3％ 이하, Cr:0.8％ 이하, V:0.1％ 이하, Ca:0.0060％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (4)의 전봉 강관.

본 발명에 따르면, 템퍼링 후도 저 항복비가 유지되어, 도장 가열에 의한 항복비의 상승을 억제하고, 파이프 라인에 적합한 변형 특성이 우수한 전봉 강관의 제조 방법을 제공할 수 있어, 산업상의 공헌이 지극히 현저하다.

도 1은 강관 중의 Nb량과 인장 강도(TS)의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 강관 중의 Nb량과 항복 강도(YS)의 관계를 도시하는 도면이다.
도 3은 강관 중의 Nb량과 항복비(Y/T)의 관계를 도시하는 도면이다.

이하, 본 발명의 전봉 강관의 제조 방법에 대해서 상세하게 설명한다.

본 발명의 전봉 강관의 제조 방법은, 질량％로, C:0.03 내지 0.12％, Si:0.03 내지 0.5％, Mn:0.5 내지 2.0％, P:0.03％ 이하, S:0.003％ 이하, Al:0.01 내지 0.10％, Nb:0.003％ 이상 0.02％ 미만, Ti:0.005 내지 0.03％, N:0.002 내지 0.006％를 각각 함유하는 동시에, Ti>3.4N 및 용접 균열 감수성 조성 Pcm≤0.21％를 각각 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 열간 압연하고, 600℃ 이하에서 권취하여 열연 강판으로 한 후, 이 열연 강판을 관상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 하고, 이 전봉 강관을 가열 온도 400 내지 720℃의 범위 내에서 가열하는 것이다.

여기서, 성분 조성에 대해서 하한의 규정이 없는 것에 대해서는, 불가피적 불순물 레벨까지 포함하는 것을 나타낸다.

이하, 본 발명의 강재의 성분 조성을 한정한 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하, ％의 표기는, 특별히 언급이 없는 경우에는, 질량％를 의미한다.

(C:0.03 내지 0.12％)

C는, 강도 향상에 지극히 유효한 원소이다. 본 발명에서는, 강도를 확보하기 위해서, C 함유량의 하한을 0.03％로 한다. 한편, C의 함유량이 지나치게 많으면, 모재의 저온 인성이나 용접 균열 감수성이 증대하는 등 현지 용접성이 현저하게 열화될 우려가 있으므로, 그 상한을 0.12％로 한다.

또한, C는, 탄화물을 형성해서 석출 강화에 기여하는 원소이다. 그로 인해, C의 함유량은, 바람직하게는, 0.05 내지 0.1％이다. 또한, 균일 신장은 C량이 많은 쪽이 높아지고, 저온 인성이나 용접성은 C량이 적은 쪽이 양호하여, 요구 특성의 수준에 따라 밸런스를 생각할 필요가 있다.

(Si:0.03 내지 0.5％)

Si는, 탈산이나 강도 향상에 유용한 원소이다. Si 함유량의 하한은, 탈산의 효과를 충분히 확보하기 위해서, 0.03％로 한다. 한편, Si가 다량으로 함유되면, 인성이나 ERW 용접성을 열화시키므로, 상한을 0.5％로 한다. 바람직하게는, 0.07 내지 0.3％이다.

(Mn:0.5 내지 2.0％)

Mn은 강도, 저온 인성 향상에 유용한 원소이다. Mn 함유량의 하한은, 강도, 저온 인성의 향상의 효과를 충분히 발휘시키기 위해서, 0.5％로 한다. 한편, Mn도, 다량으로 함유하면 Si와 마찬가지로, 인성이나 용접성이 열화될 우려가 있기 때문에, 상한을, 2.0％로 한다. 바람직하게는, 0.5 내지 1.6％이다.

(P:0.03％ 이하)

P는, 불순물이며, 저온 인성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그 함유량은 적으면 적을수록 바람직하다. 단, 제강 단계에서의 비용과, 상기와 같은 특성의 밸런스를 도모할 필요가 있어, 본 발명에 있어서는, 상한을, 0.03％로 한다.

(S:0.003％ 이하)

S는, P와 마찬가지로, 불순물로서 존재하고 있는 원소이다. S의 함유량도 또한, 적으면 적을수록 바람직하고, S의 함유량이 저감됨으로써 MnS를 저감시켜서, 인성을 향상시키는 것이 가능해진다. 단, 제강 단계에서의 비용을 고려하여, 상한을, 0.003％로 한다.

(Al:0.10％ 이하)

Al는, 통상 탈산재로서 강재 중에 포함되는 원소이지만, 함유량이 0.1O％를 초과하면 Al계 비금속 개재물이 증가하여 강재의 청정도를 저해하고, 인성이 열화될 우려가 있으므로 상한을 0.10％로 한다. 안정된 탈산 효과의 확보와 인성의 밸런스를 고려하면, 바람직하게는, 0.01 내지 0.06％이다.

(Nb:0.003％ 이상 0.02％ 미만)

Nb는, 본 발명에 있어서, 강도 및 인성을 확보하고, 또한, 변형 시효를 억제하기 위해서 중요한 원소이다. Nb는, 압연시에 있어서 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화할 뿐만 아니라, 켄칭성의 증대에도 기여하여, 강재를 강인화하는 효과를 갖는다.

본 발명에서는, 특히, 재결정을 억제하고, 열간 압연 후의 가속 냉각으로, 페라이트 변태를 촉진시키기 위해서, 0.003％ 이상의 Nb를 첨가한다. 한편, Nb의 함유량이 지나치게 많으면, 조관 후의 가열(템퍼링)에 의해 석출 경화를 억제하여 항복비를 충분히 저감시키는 것이 곤란해지는 동시에, Nb 함유량의 상한을 0.02％ 미만으로 한다.

내 변형 시효성을 안정되게 확보하기 위해서는, 0.004 내지 0.012％로 하는 것이 바람직하다.

(Ti:0.005 내지 0.03％, 또한, Ti>3.4N)

Ti는, 미세한 TiN을 형성하고, 슬래브 재가열 시 및 HAZ부의 오스테나이트립의 조대화를 억제하여 마이크로 조직을 미세화하고, 모재 및 HAZ부의 저온 인성을 개선하는 역할을 갖는다. 또한, 고용 N을 TiN으로서 고정하는 역할도 갖는다. 이들의 목적을 위해, Ti량은, 3.4N(각각 질량％) 초과 첨가한다.

이들의 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.005％ 이상의 Ti 첨가가 필요하다. 한편, Ti 함유량이 지나치게 많으면, TiN의 조대화나 TiC에 의한 석출 경화가 발생하여, 저온 인성을 열화시킬 우려가 있으므로, 그 상한을 0.03％로 한다. 바람직하게는, 0.01 내지 0.02％이다.

(N:0.OO6％ 이하)

N은, 강재 중에 고용 N으로서 존재하면, C와 마찬가지로, 변형 시효의 원인이 되는 원소이다. 본 발명에서는, 변형 시효에 의한 변형 성능의 저하를 억제하기 위해서, TiN으로서 고용 N을 고정한다. 그러나, N의 함유량이 지나치게 많으면 TiN이 과도하게 증대하고, 표면 흠집, 인성 열화 등의 폐해가 발생할 우려가 있으므로, 그 상한을 0.006％로 한다. 한편, 강 중에 형성되는 미세한 TiN은, 슬래브 재가열 시 및 HAZ부의 오스테나이트립의 조대화를 억제하여 마이크로 조직을 미세화하고, 모재 및 HAZ부의 저온 인성의 개선에 기여한다. 바람직하게는, 0.002 내지 0.004％이다.

본 발명에서는, 상기의 원소에 더하여, Ni:1％ 이하, Cu:1％ 이하, Mo:0.3％ 이하, Cr:0.8％ 이하, V:0.1％ 이하, Ca:0.0060％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상의 원소를 첨가해도 된다.

Ni는, 강도 및 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, Ni는 고가의 원소이며, 첨가량이 지나치게 많으면, 경제성을 손상시키기 때문에, 함유량의 상한을1％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은, 0.3％이다.

Ni의 첨가는, 연속 주조시 및 열간 압연시에 있어서의 Cu 균열의 방지에도 유효하다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni량을 Cu량의 1/3 이상으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, Ni는 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기의 Ni 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.1％로 하는 것이 바람직하다.

Cu는, 모재나 용접부의 강도 향상에 유효한 원소이지만, 다량으로 지나치게 첨가하면, HAZ부의 인성이나 현지 용접성을 현저하게 열화시킬 우려가 있다. 그로 인해, Cu량의 상한을 1％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은, 0.5％이다.

본 발명에 있어서, Cu는 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기의 Cu 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.3％로 하는 것이 바람직하다.

Mo를 첨가하는 이유는, 강재의 켄칭성을 향상시켜서, 고강도를 얻기 위해서이다. 또한, Mo는, Nb와 공존해서 압연시에 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 오스테나이트 조직의 미세화에 기여한다. 그러나, Mo는 고가의 원소이며, 과잉으로 첨가하면 경제성을 손상시키므로, 그 상한을 0.3％로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, Mo는 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기의 Mo 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.1％로 하는 것이 바람직하다.

Cr은, 모재나 용접부의 강도 향상에 유효한 원소이지만, 다량으로 지나치게 첨가하면, HAZ부의 인성이나 현지 용접성을 현저하게 열화시킬 우려가 있다. 그로 인해, Cr량의 상한을 0.8％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은, 0.5％이다.

본 발명에 있어서, Cr은 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기의 Cr 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.2％로 하는 것이 바람직하다.

V는, Nb와 거의 동일한 효과를 갖지만, 그 효과는 Nb에 비교해 낮다. 또한, V는 용접부의 연화를 억제하는 효과도 갖는다. 단, V량의 상한은, HAZ부의 인성, 현지 용접성의 점으로부터 0.1％로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에 있어서, V는 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 그 함유량의 하한을 0.04％로 하는 것이 바람직하다.

Ca는, 황화물계 개재물의 형태를 제어하여, 저온 인성을 향상시키는 원소이다. Ca량이 0.006％를 초과하면, Ca0-CaS가 대형의 클러스터나 개재물로 되어, 인성에 악 영향을 끼칠 우려가 있다. 그로 인해, Ca 첨가량의 상한을 0.006％로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.004％이다.

본 발명에 있어서, Ca는, 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기의 Ca 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.001％로 하는 것이 바람직하다.

상기의 원소 이외의 잔량부는, Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다. 상기의 원소 이외에, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 원소를 미량으로 첨가해도 된다.

또한, 본 발명에 있어서는, 용접 균열 감수성 조성 Pcm을 0.21％ 이하로 한다. 상기의 성분계에 있어서는, 이 Pcm이 0.21％를 초과하면, 현저하게 용접 균열 감수성이 높아져, 용접부의 인성이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, Pcm을 0.21％ 이하로 한다.

Pcm은 다음 수학식으로 주어진다.

다음에, 본 발명에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법은, 상기의 성분 조성을 갖는 강편을 열간 압연하고, 600℃ 이하에서 권취하여 열연 강판으로 한 후, 이 열연 강판을 관상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 한다. 그리고, 이 전봉 강관을 가열 온도 400 내지 720℃의 범위 내에서 가열한다.

이하, 제조 조건의 한정 이유 등에 대해서 상세하게 설명한다.

우선, 상기의 성분 조성을 갖는 강편을 사용하고, 바람직하게는, 가열 온도를 1050 내지 1250℃, 압연 종료 온도를 750 내지 900℃의 범위 내로 하여, 열간 압연을 행한다.

가열 온도는, 탄화물을 충분히 고용시키고, 또한, 결정립의 조대화를 방지하기 위해서, 상기의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 강도를 충분히 확보할 수 있어, 필요한 항복비를 얻을 수 있다.

압연 종료 온도는, 오스테나이트 결정 입경을 미세화하여 페라이트로의 변태를 충분히 진행시키기 위해서, 상기의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 권취 상태의 열연 강판의 항복비를 저하시킬 수 있다.

그 후, 바람직하게는, 1O℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각하여, 냉각 종료 후, 즉시 권취한다. 또한, 권취 온도는, 가속 냉각의 종료 온도보다도 10 내지 30℃ 정도 낮지만, 대략 동등하다. 여기서, 냉각 속도는 강편 판 두께 중앙에 있어서의 평균 속도로 하고, 각 온도는 강편의 평균 온도로 한다.

가속 냉각의 냉각 속도는, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 경질상을 생성시키므로, 상기의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 강도를 충분히 확보할 수 있다. 냉각 속도는 빠를수록 바람직하고, 상한은 규정하지 않지만, 설비상의 제약으로부터, 100℃/s를 초과하는 것은 곤란하다. 본 발명의 강판의 판 두께에서는, 통상, 50℃/s가 상한이다.

또한, 본 발명에 있어서, 열간 압연 후의 강판의 판 두께는 한정되는 것은 아니지만, 10 내지 25㎜에서 특히 유효하다.

가속 냉각 후의 권취 온도는, 변형 특성의 관점에서, 중요하다. 권취 온도를 60O℃ 이하로 함으로써, 페라이트를 생성시켜서, Nb 탄화물을 충분히 석출시킬 수 있다. 또한, 권취 온도의 하한은 특별히 한정하지 않고, 실온이라도 된다.

다음에, 상기의 열연 강판을 관상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접하여 전봉 강관으로 한다.

본 발명에 있어서 열연 강판을 관상으로 성형 가공할 때는, 열연 강판을 연속적으로 오픈 파이프로 성형할 수 있으면 되고, 공지의 성형 방법이 모두 적용될 수 있고, 특별히 한정되지 않는다.

본 발명에 있어서 전봉 용접할 때는, 용접 수단에 의해 오픈 파이프의 원주 방향 단부를 가열하고, 이 가열된 단부끼리를 맞대서 압착 접합한다. 용접 방법으로서는, 공지의 고주파 전류를 이용한 전기 저항 용접법이나, 유도 가열 용접법을 모두 적용할 수 있고, 특별히 한정되지 않는다.

오픈 파이프의 원주 방향 단부끼리가 용접된 전봉 강관은, 계속해서, 비드 절삭에 의해 용접부에 형성된 비드를 절삭하고, 그 후에, 조인트부(시임부)를 고주파 열처리에 의해 오스테나이트 영역에 가열하는 것이 바람직하다. 시임부를 고주파 열처리에 의해 가열함으로써, 용접부의 경도를 제어할 수 있어, 용접부의 인성의 열화를 방지할 수 있다.

시임부를 가열한 후, 바람직하게는 사이징 롤에 의해 외경 치수를 정렬하는 사이징 공정을 실시한 후, 절단기에 의해 소정의 길이로 절단한다. 이 사이징 공정에서는, 복수단의 사이징 롤에 의해 소정의 치수·형상의 전봉 강관으로 한다.

다음에, 상술한 공정을 거친 전봉 강관을, 가열 온도 400 내지 720℃의 범위 내까지 재가열한다. 즉, 성형 가공 및 용접 공정으로 이루어지는 조관 후에, 전봉 강관의 템퍼링을 행한다. 그 후, 전봉 강관 표면에 대하여 수지 코팅을 실시한다. 도장 처리의 조건은, 특별히 한정되지 않고, 통상 행해지는 도장 방법을 적용하는 것이 가능하고, 도장 가열의 온도는, 200 내지 250℃가 일반적이다.

이하, 본 발명에 있어서의, 조관 후의 템퍼링 공정에 대해서 상세하게 설명한다.

본 발명에 있어서는, 상기의 권취 온도에서 권취하여 열연 강판으로 하고, 조관하여 전봉 강관으로 한 후에, 이 전봉 강관을 재가열 온도 400 내지 720℃의 범위까지 재가열하여 템퍼링을 실시한다. 이와 같이, Nb량을 저감시킨 전봉 강관에 쌍(對)을 조관한 후에 템퍼링함으로써, 고용 C는, 시멘타이트나 Nb 탄화물 등의 탄화물로서 더 석출한다. 그러나, Nb 첨가량이 저감되어 있으므로, Nb 탄화물의 석출량은 적어, 석출에 의한 강화는 억제된다.

또한, 강관의 성형 과정에서 도입된 전위는, 석출한 미세 탄화물이나 탄소 원자 클러스터, Nb 탄화물에 의해 피닝된다. 또한, 피닝을 직접 관찰하는 것은 일반적으로는 곤란하지만, 강관 길이 방향의 인장 시험에 의해 항복 신장이 발생하는 경우에는, 전위가 피닝되어 있다고 판단할 수 있다.

본 발명에 있어서는, 재가열 온도(템퍼링 온도)를 400 내지 720℃로 한다. 종래의 전봉 강관은, 강편을 권취할 때에 Nb 탄화물을 충분히 석출시키고 있었지만, 그 후의 조관에 의해 변형이 도입되기 때문에, 재가열에 의해 Nb 탄화물의 석출이 더 진행되어, 항복비가 상승하고 있었다.

그러나, 본 발명의 전봉 강관은 Nb량을 저감시키고 있으므로, 종래보다도 Nb 탄화물 석출에 의한 석출 경화가 억제되는 동시에, 보다 저온측에서 Nb 탄화물은 포화한다. 그로 인해, 종래에는 상기의 템퍼링 온도에서 템퍼링하면, Nb 탄화물의 석출에 의해 경화하고, 항복 강도가 상승하고 있었지만, 본 발명에 있어서는, Nb 탄화물의 석출을 억제할 수 있다. 즉, 템퍼링에 기인하는 석출 경화를 억제할 수 있어, 템퍼링 후의 항복 강도의 상승을 억제할 수 있다

단, 템퍼링 온도가 지나치게 낮으면, 마르텐사이트 등의 경질상이 충분히 연화되지 않고, 인성을 향상시키는 효과가 불충분해진다. 또한, 조관에 의해 도입된 변형에 의한 전위를 피닝하고, 그 후에 실시하는 도장 가열에 의해, 변형 시효가 발생하지 않도록, 고용 탄소를 고정시키기 위해서 템퍼링 온도를 400℃ 이상으로 한다.

한편, 본 발명의 강편의 성분 범위에서는, 720℃는 Ac1점에 상당하고, 이것을 초과하면, 오스테나이트 변태가 발생하고, 그 결과, 냉각 후, 페라이트가 생성해서 YS가 대폭으로 저하하여, 원하는 강도가 얻어지지 않게 될 우려가 있으므로, 템퍼링 온도의 상한은 720℃ 이하로 한다. 인성 향상의 관점에서는, 템퍼링 온도는, 650℃ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

전봉 강관을 템퍼링할 때, 재가열 시간을 30s 내지 120min으로 하는 것이 바람직하다. 이 범위에서 템퍼링을 실시함으로써, 본 발명의 효과를 보다 유효하게 향수할 수 있다. 본 발명의 효과를 보다 확실하게 향수하기 위해서는, 재가열 시간의 하한을 60s로 하는 것이 보다 바람직하다.

재가열 후의 냉각 방법은 특별히 한정되지 않는다. 예를 들어, 공냉에서도 수냉이라도 된다.

냉각 후는, 전봉 강관의 방식 등의 관점에서, 도장 처리를 실시한다. 이 경우의 도장 가열 온도는 특별히 한정되지 않지만, 200 내지 300℃로 하는 것이 바람직하다.

이상 설명한 본 발명에 관한 전봉 강관의 제조 방법에 따르면, Nb량을 저감시킨 강편을 사용해서 조관하고, 그 후에 템퍼링을 행함으로써, Nb 탄화물의 석출에 의한 석출 경화를 억제하고, 항복 강도의 상승을 억제하여, 저 항복비를 확보할 수 있다. 또한, Nb량을 저감한 강편을 사용하므로, 템퍼링 시에 Nb 탄화물의 포화하는 온도가 종래보다도 저온측으로 되고, 그 결과, 최적 템퍼링 온도가 Ac1점 이하로 된다.

또한, 본 발명에 관한 전봉 강관의 제조 방법에 따르면, 강판을 조관한 후, 템퍼링을 행하기 때문에, Nb 탄화물은 석출하지만, Nb를 저감한 강이기 때문에, 석출에 의한 강화를 억제할 수 있다. 동시에, 조관 변형에 의해 도입된 전위는 피닝된다. 또한, 조관에 의해 도입된 변형에 의해, 템퍼링 시에, 고용 탄소의 고정이 촉진된다. 그 결과, 템퍼링 후의 도장 처리 때문에 가열되어도, 변형 시효성은 일어나지 않는다.

[실시예]

이하, 실시예에 의해 본 발명의 효과를 설명하지만, 본 발명은, 이하의 실시예에서 사용한 조건에 한정되는 것은 아니다.

본 실시예에서는, 우선, 표 1에 나타내는 용접 균열 감수성 Pcm으로 되도록 성분을 조절한 강을 용제하고, 상법에 따라 연속 주조에 의해 슬래브로 했다. 이 슬래브를 사용하여, 가열로에서 가열하고, 표 2에 나타내는 두께가 되도록 열간 압연을 행하고, 수냉에 의해 냉각한 후에 코일 형상으로 권취하여 열연 강판으로 했다. 이때의 가열 온도, 압연 종료 온도, 냉각 속도 및 권취 온도의 각각은 표 2에 나타낸 바와 같다.

다음에, 코일 형상으로 한 열연 강판을 풀면서, 표 2에 나타내는 강관 외경으로 되도록 관상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접하여 전봉 강관으로 했다. 또한, 본 실시예에서는, 전기 저항 용접법을 사용해서 용접했다.

다음에, 용접부에 형성된 비드를 절삭하고, 후에, 시임부를 고주파 열처리에 의해 가열 처리했다. 본 실시예에서는, 900℃까지 가열 후, 가속 냉각을 행했다.

다음에, 시임부를 가열한 후, 사이징 롤에 의해 소정의 치수·형상이 되도록 사이징 공정을 실시한 후, 절단기에 의해 원하는 길이로 절단했다.

전봉 강관을 원하는 길이로 한 후, 표 2에 나타내는 템퍼링 온도 및 재가열 시간으로 템퍼링을 행했다. 시험 번호 13 및 17에 대해서는, 템퍼링은 실시하지 않았다.

다음에, 상기의 템퍼링을 실시한 전봉 강관에 대하여, 도장 가열 상당의 열처리를 실시했다. 이 열처리는, 열처리 온도를 250℃, 열처리 시간을 1h로 하여 행했다.

이상과 같이 해서 제조한 열처리 전후에 있어서의 전봉 강관의 특성을 측정했다.

우선, 도장 가열 상당의 열처리 전에 있어서의 전봉 강관에 대해서 강관 특성을 측정했다. 구체적으로는, 템퍼링 후, 동관의 축 방향(압연 방향)의 전체 두께 시험편을 인장 시험편으로서 상기의 전봉 강관의 시임으로부터 90도 위치로부터 채취하여, 인장 시험을 행하고, 항복 강도(YS) 및 인장 강도(TS)를 측정했다. 또한 얻어진 YS 및 TS로부터 항복비(Y/T)를 구했다. 또한, 항복비(Y/T)가 90％ 이하를 양호로 하여 평가했다.

또한, 열처리 전의 전봉 강관의 인성에 대해서 측정했다. 인성에 대해서는, 둘레 방향(압연 수직 방향)의 풀 사이즈 V 노치 샤르피 시험편을 전봉 강관의 시임으로부터 90도 위치로부터 채취하고, V 노치 샤르피 시험을 행하고, -40℃에서의 흡수 에너지(CVN값)를 측정하여, 평가했다. 또한 -40℃에서의 흡수 에너지가 120J 이상의 것을 양호로 했다.

다음에, 도장 가열 상당의 열처리 후에 있어서의 강관 특성(이하 「시효 후 강관 특성」이라고 함)에 대해서 측정했다.

우선, 상기의 인장 시험편과 마찬가지로, 열처리를 실시한 전봉 강관으로부터 강관의 축 방향의 전체 두께 시험편을 채취하고, 인장 시험을 행하여, 열처리 후의 항복 강도(YS') 및 인장 강도(TS')를 측정하여, 항복 강도 상승량 △YS를 구했다. △YS는 열처리 전후에서의 항복 강도의 차(YS'-YS)이다. 내 변형 시효성의 평가로서, △YS가 30MPa 이하를 양호로 했다.

또한, 얻어진 YS' 및 TS'로부터 항복비(Y'/T')를 구하고, 항복비(Y'/T')가 90％ 이하를 양호로 하여 평가했다.

이상의 측정 결과를 하기 표 2에 나타낸다.

[표1]

[표2]

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 본 발명 예에서는 어느 것에 있어서도, 열처리 전후에 있어서의 전봉 강관의 항복비는 90％ 이하의 저 항복비가 확보되고, 또 내 변형 시효성 각각에 있어서 양호한 결과를 얻을 수 있었다.

시험 번호 12에서는, 템퍼링 온도가 본 발명에 있어서의 범위보다 낮았기 때문에, 미세 탄화물이나 탄소 원자 클러스터, Nb 탄화물의 석출이 충분하지 않아, 조관 변형에 의해 도입된 전위가 충분히 피닝되지 않고, 열처리 후의 항복비가 상승하여, 양호한 내 변형 시효성을 얻을 수 없었다.

시험 번호 13 및 17에서는, 조관 후에 템퍼링을 실시하지 않고, 도장 가열을 실시했기 때문에, 양호한 시효 후 강관 특성을 얻을 수 없었다. 이것은, 조관 후에 템퍼링을 행하지 않았기 때문에, 고용 C가 많이 잔존하고 있어서, 조관 후의 열처리에 의한 Nb 탄화물의 석출이 촉진되고, 그 결과, 항복 강도가 상승하여, 열처리 후의 항복비가 크게 상승한 것이다.

시험 번호 14 및 15에서는, Nb의 함유량이 본 발명의 범위를 초과했기 때문에, 템퍼링에 의해 석출하는 Nb 탄화물에 의한 석출 경화를 충분히 억제할 수 없어, 항복비를 저감시킬 수 없었다.

시험 번호 16에서는, Nb의 함유량을 본 발명의 범위 미만으로 했기 때문에, 열간 압연시에 있어서, 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 충분히 미세화할 수 없어, CVN값이 대폭으로 저하했다.

이들의 결과로 부터, 전술한 지식을 확인할 수 있고, 또한, 전술한 강편의 성분 조성을 한정하여, 제조 방법을 한정하는 근거를 뒷받침할 수 있다

Claims (5)

1. 질량％로,
   C:0.03 내지 0.12％,
   Si:0.03 내지 0.5％,
   Mn:0.5 내지 2.0％,
   P:0.03％ 이하,
   S:0.003％ 이하,
   Al:0.01 내지 0.1O％,
   Nb:0.003％ 이상 0.02％ 미만,
   Ti:0.005 내지 0.03％,
   N:0.002 내지 0.006％,
   를 각각 함유하는 동시에, Ti>3.4N 및 하기 수학식 1에서 계산되는 용접 균열 감수성 조성 Pcm(％)이 Pcm≤0.21을 각각 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을 열간 압연하고,
   600℃ 이하에서 권취하여 열연 강판으로 한 후,
   이 열연 강판을 관상으로 성형 가공하는 동시에, 상기 열연 강판의 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 하고,
   이 전봉 강관을 가열 온도 400 내지 720℃의 범위 내에서 가열하는 것을 특징으로 하는, 전봉 강관의 제조 방법.
   [수학식 1]
   

   

   
   여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V는, 각각의 원소의 함유량(질량％)이며, 첨가하지 않는 원소에 대해서는 0으로 하여 계산한다.
2. 제1항에 있어서,
   질량％로,
   Ni:1％ 이하,
   Cu:1％ 이하,
   Mo:0.3％ 이하,
   Cr:0.8％ 이하,
   V:0.1％ 이하,
   Ca:0.0060％ 이하
   로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 전봉 강관의 제조 방법.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 전봉 강관을 가열할 때, 가열 시간을 30s 내지 120min으로 하는 것을 특징으로 하는, 전봉 강관의 제조 방법.
4. 질량％로,
   C:0.03 내지 0.12％,
   Si:0.03 내지 0.5％,
   Mn:0.5 내지 2.0％,
   P:0.03％ 이하,
   S:0.003％ 이하,
   Al:0.01 내지 0.10％,
   Nb:0.003％ 이상 0.02％ 미만,
   Ti:0.005 내지 0.03％,
   N:0.002 내지 0.006％,
   를 각각 함유하는 동시에, Ti>3.4N 및 수학식 1에서 계산되는 용접 균열 감수성 조성 Pcm(％)이 Pcm≤0.21을 각각 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   성형 과정에서 도입된 전위가 탄소 원자 클러스터, 미세 탄화물 및 Nb 탄화물에 의해 피닝되어 있는 것을 특징으로 하는, 전봉 강관.
   [수학식 1]
   

   

   
   여기서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V는, 각각의 원소의 함유량(질량％)이며, 첨가하지 않는 원소에 관해서는 0으로 하여 계산한다.
5. 제4항에 있어서,
   질량％로,
   Ni:1％ 이하,
   Cu:1％ 이하,
   Mo:0.3％ 이하,
   Cr:0.8％ 이하,
   V:0.1％ 이하,
   Ca:0.0060％ 이하
   로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 전봉 강관.
   

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