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Korean Journal of Metals and Materials > Volume 61(9); 2023 > Article
항복강도 70 ksi급 전기저항용접 강관의 입열량 및 심 어닐링 온도에 따른 미세조직과 저온충격인성 상관관계 고찰

Abstract

In this study, the influence of heat input and post-seam annealing (PSA) temperature on the microstructure and impact toughness of electric resistance welded (ERWed) API X70 steel pipe was investigated. The ERW seam welds of pipes were fabricated with low, moderate, and high heat inputs, and followed by the PSA process at 950 ℃. Regardless of heat input, the API X70 steel pipe exhibited good weldability, resulting in similar microstructure factors, i.e., metal flow angle (~70o), bondline width (~22 μm), and ferrite grain size (~4.4 μm). Although (Mn, Si)-rich oxide penetrators which are known to impair impact toughness were observed at the bondline, the area fraction was estimated to be as low as 0.011% in all the ERW seam welds. The impact toughness was not affected by these penetrators because of their minimal fraction, leading to ductile fracture at -20 ℃. However, different PSA temperatures (870, 950, and 1040 ℃) resulted in the different grain sizes of the seam welds. The ERW seam weld annealed at 1040 ℃ (PSA1040) exhibited the largest ferrite grain size near the bondline, whilst the smallest grain size was found in the ERW weld annealed at 870 ℃ (PSA870). In spite of having the smallest grain size, PSA870 exhibited the lowest impact toughness value, showing brittle fracture at –20 ℃. It was observed that the difference in residual stresses was not macroscopically detectable by the hole drilling method. The kernel average misorientation (KAM) maps indicated that the highest level of residual stress was observed near the bondline of PSA870, as evidenced by a high density of dislocations. This study provides instructive results, indicating that the impact toughness of ERW seam welds are significantly more affected by residual stresses than by the grain refinement effect.

1. 서 론

전 세계적으로 천연자원의 수요 증가에 따른 공급확대를 위해 극저온에 노출되거나 황화수소(H2S)가 다량 함유된 sour 환경까지 자원채굴 영역이 확장되면서 이러한 환경에서 대응할 수 있는 파이프 소재의 특성 요구가 점차 강화 되고 있다[1-4]. 소재가 극한의 환경에 적용되기 위해서는 sour 환경의 경우 H2S로 인한 수소 유기 균열(Hydrogen Induced Cracking, HIC) 및 응력부식균열에 대한 저항성, 극저온 환경의 경우 우수한 저온충격인성이 요구된다[2,3,5-7]. 천연가스와 석유의 수송을 위한 소재로는 원거리에서도 저비용으로 효과적인 수송이 가능한 라인파이프강이 적용되고 있으며[7,8], API(American Petroleum Institute) 5L 규격을 따른다[9].
중·소구경용 강관의 조관 용접방법으로 생산성과 가격경쟁력이 우수한 전기저항용접(Electric Resistance Welding, ERW) 공정이 주로 적용되며, 별도의 용접재료 없이 저항 발열을 이용하여 압접되어 생산된다[10-12]. ERW 공정은 고주파 전류에 의해 유도된 저항발열을 통해 가열된 코일의 표면이 용융된 후 압접에 의해 액상이 밖으로 배출되면서 두 고체상이 만나 고상 접합(solid-state forging)되는 것이 특징이다. 아크 용접부와 달리 평면형 접합부위인 bondline이 형성되며, 접합이 산화분위기에서 진행되고, 배출된 액상이 다시 접합부에 유입되어 산화개재물과 같은 페네트레이터(penetrator)가 bondline에 생성될 수 있다[3,11,13,14]. 이러한 bondline내에 존재하는 페네트레이터는 내HIC 특성에 치명적이며 균열의 시발점으로 작용하므로 저온충격인성의 저하를 초래한다[3,12-15]. 페네트레이터는 입열량이 높을 수록 발생확률이 높아지는데, 입열량이 낮을 경우는 불충분한 열에너지로 인해 접합이 어려워지므로 적정 수준의 입열량(heat input)을 설정하는 것이 필수적이다. 고주파 출력이 부족하거나 용접속도가 빠르면, 입열량이 적정수준 보다 낮아져 접합면에 연속적인 FeO 산화물로 구성된 냉접결함(cold weld)이 발생하게 된다. 반면, 출력이 과다하거나 용접속도가 느려서 입열량이 과할 경우, 전자기력(electromagnetic force)의 증가로 narrow gap 끝단 최종 용접점(welding point)이 넓게 벌어지고 배출속도(sweeping speed)가 느려지기 때문에 배출된 용융금속이 접합면으로 다시 유입되어(refilled) Fe3O4-MnO2 형태의 페네트레이터가 발생한다고 알려져 있다[13,15-17]. 상기 논문들은 입열량에 따라 ERW 용접현상을 모니터링하고, bondline내에 존재하는 페네트레이터의 생성기구에 주로 초점을 맞추어 연구를 진행하여, 미세조직 정량적 인자와 저온충격인성과의 상관성 고찰의 연구는 미흡하다. 한편, 고주파 전류가 인가되는 ERW 용접동안 표피효과(skin effect)와 근접효과(proximity effect)에 의해 저항발열이 이음부 끝단에만 집중되어 용융이 발생하기 때문에, 이후 냉각하는 동안 주변의 금속벌크로 열전도가 급속도로 이루어져 냉각속도가 매우 빠른 것이 특징이다. 이러한 빠른 냉각속도에 의해 생성된 저온변태조직과 업셋에 의한 잔류응력 등을 최소화하기 위해 용접직후 적정 용접 후 열처리(Post Seam Annealing, PSA) 적용이 요구된다[18]. 아크용접의 경우, 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에 따른 기계적 특성 연구가 많이 수행되었으나[19-21], ERW 용접의 PSA 조건에 따른 미세조직 변화와 저온충격인성 상관성 연구는 드문 실정이다.
따라서, 본 연구에서는 항복강도 70 ksi급 API X70 강관을 실제 ERW 조관라인에서 입열량 및 PSA 조건에 따라 제조하였으며, 이들에 따른 미세조직을 정성·정량분석 하여, 페네트레이터의 크기 및 형상과 분포를 분석하였다. 이를 기반으로 저온충격인성 시험을 진행한 후 미세조직과 저온충격인성 거동의 상관관계를 해석하였다. 본 논문은 저자의 학위논문[22] 결과를 기본으로 하여 추가적인 분석과 보충을 통해 연구결과를 완성하였다. 이를 통해 ERW 강관의 저온충격인성에 미치는 공정변수를 파악하여 최적 미세조직과 저온충격 특성을 보증할 수 있는 조건에 대해 논의하고자 한다.

2. 실험 방법

본 연구에서 사용된 항복강도 70 ksi급(API X70) 저온석유수송용 ERW 강관은 두께가 9.2 mm인 열연코일로 실제 ERW 조관 라인에서 제조되었다. 열연코일의 합금성분은 표 1에 나타내었으며 저온인성과 내식성을 고려하여 P와 S의 함량은 최소화하고 Nb, V, Ti이 미량(Nb + V + Ti ≤ 0.15) 첨가된 Fe–0.05C 탄소강이 사용되었다. 전기저항용접은 표 2에 나타낸 바와 같이 전압 310–335 V, 전류 901–958 A로 입열량이 낮은 수준(279 kW), 중간 수준(292 kW), 높은 수준(320 kW)으로 총 3가지로 실시되었고, PSA는 870, 950 그리고 1040 °C 3가지 온도에서 진행되었다. PSA 시 일정 속도로 조관되는 ERW 강관은 단계별로 승온된 후 목표온도에서 약 10초간 유지되었으며, 공냉으로 상온까지 냉각되었다. 용접속도(12.5 m/min), 업셋량(2.6 mm) 그리고 Vee-angle(5.3 °)은 모두 동일한 조건에서 강관을 제조하였다. 조관 및 용접이 완료된 강관은 외경이 508 mm, 두께가 9.2 mm이며, 실험을 위해 용접부 중심으로 원주 200 mm와 길이 300 mm 시험편을 채취하여 분석을 수행하였다.
ERW 용접부의 미세조직 분석을 위해 #200–2000 SiC sandpaper와 1–3 μm 연마천을 이용하여 기계적 연마를 실시한 후 100 ml 에탄올 + 5 ml 질산 용액으로 에칭하였다. 미세조직의 정성정량분석을 위해 광학현미경(Optical Microscopy, OM; MITUTOYO社 810-127K)과 주사전자현미경(Scanning Electron Microscopy, SEM; JEOL社 JSM-5800, 20 keV), 그리고 전계방사형 주사전자현미경(Field Emission Scanning Electron Microscopy, FESEM; TESCAN CZ/MIRAI LMH, 20 keV)을 활용하였다. Bondline 용접부 주변의 원소들의 분포와 편석 유무를 파악하기 위해 전계방사형전자탐침미세분석기(Electron Probe Micro Analyzer, EPMA; JEOL社 (JXA8530F_5CH))를 활용하였다. 미세조직의 결정구조학적 분석을 위해 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD; TSL OIM program) 기법을 활용하였으며, 이를 위한 시험편은 sandpaper와 연마천을 이용하여 1 μm까지 기계적 연마를 실시한 후 colloidal silica suspension으로 시험편을 전처리하였다. 보다 미시적인 관찰을 위해 투과전자현미경(Transmission Electron Microscopy, TEM: JEOL社, JEM-2100F, 200 keV)을 활용하였으며, 시험편은 집속이온빔연마장치(Focused Ion Beam, FIB; THERMO FISHER SCIENTIFIC社 SCIOS2)를 이용하여 채취하였다.
ERW 강관의 저온충격인성 특성 확인을 위해 Charpy V-Notch(CVN) 충격시험을 수행하였다. 충격시험편은 강관의 두께가 9.2 mm의 제한된 크기로 인해 ASTM A370-17a [23] 규격에 따라 3/4 sub-size(10 mm × 7.5 mm × 55 mm) 시편으로 채취하여 시험을 진행하였다. 시험편의 Vnotch는 bondline 중앙에 위치하도록 가공되었다.
ERW 강관의 PSA 온도에 따른 용접부의 경도 분포를 확인하기 위해 비커스 경도계(Vickers hardness meter: Mitutoyo社, HM-122)를 사용하여 경도시험을 수행하였다. 경도값은 0.5 kg의 하중으로 각 영역을 10번 측정하여 평균값으로 나타내었다.

3. 결과 및 고찰

3.1 입열량에 따른 ERW 용접부 미세조직과 저온충격인성

ERW 강관 조관 시 입열량에 따른 미세조직을 확인하기 위해 저입열(279 kW), 중입열(292 kW), 고입열(320 kW) 3가지 조건으로 하였고, PSA 온도는 950 °C로 동일하게 적용하였다. OM을 통해 관찰한 결과(그림 1), 조관 시 메탈 플로우(metal flow) 각도는 모두 69.2–73o 수준으로 유사하게 나타났다. 메탈 플로우 각도는 동일한 업셋량 조건이 적용되었기 때문에 유사하게 나타났으며, 입열량에 따른 영향은 없는 것으로 확인되었다. ERW 용접동안 저항 발열이 이음부 끝단에 집중되어 용융이 발생하며, 탄소 용질원자들은 용해도가 높은 액상으로 빠져나가 고상 접합면에는 탈탄된 bondline이 형성된다[11]. 탄소가 고갈된 bondline에서는 이후 냉각 중에 백색의 ferrite로만 주로 변태되므로, 흰색 밴드(white band)가 관찰된다. Bondline 폭의 경우 18–26 μm 수준으로 유사하게 나타났는데, 이또한 입열량에 따른 영향은 미비한 것으로 확인되었다. 미세조직의 정밀분석을 위해 SEM을 통해 분석한 결과(그림 2), 모든 시험편에서 입열량에 관계없이 미세조직은 모두 granular ferrite와 pearlite(ferrite + Fe3C-cementite)로 구성되었으며, ferrite 결정립의 평균 크기는 약 4–4.8 μm로 모두 유사하게 나타났다. 이는 PSA가 AC3 온도(846 ℃) [24] 보다 높은 950 °C에서 진행되었기 때문에 austenite 단상에서 냉각 시 유사하게 상변태가 발생한 것에 기인한다. ERW 강관에서 요구되는 내 HIC 특성에 대한 예측을 위해 bondline에서의 페네트레이터 크기, 형상 및 분포를 관찰하였다. SEM을 통해 관찰한 결과, 그림 3의 SEM image에 나타낸 바와 bondline 방향으로 10–15 μm 크기로 연신된 형태로 확인되었다. 그림 3에서 보듯이, EPMA 분석을 통해 입열량에 관계없이 페네트레이터 개재물은 Al2O3와 Fe3O4(혹은 FeO)를 포함하고 있지 않다. 이로부터 배출된 용융금속이 산화되고 narrow gap 사이로 다시 유입되는(refilled) Fe3O4-MnO2 형태의 생성기구와는 다르다. 본 연구에서는 279-320 kW 입열량에서 페네트레이터 분율이 매우 낮고, 간헐적으로 관찰된다. 이로부터, 매우 적은 양의 액상이 용접 중 산화되고 접합면에 잔류하게 되는데, 이때 강탈산성 원소인 Mn, Si 등이 산화물을 형성한채 접합면에 남아있다가 업셋 압축응력에 의해 접합면 수직방향으로 늘어져 배열된 결과라고 해석할 수 있다. Yokoyama 등[24]은 페네트레이터의 조성은 소재성분과 연관되어 있다고 보고하였다. 가열단계에서 생성된 FeO가 소재내에 존재하는 Mn, Si과 환원반응(FeO + Mn → Fe + MnO, 2FeO + Si = 2Fe + SiO2)을 통하여 (Mn, Si)-rich 산화개재물을 형성한다고 하였다. MnO-SiO2 상태도[25]를 통해 Mn2SiO4와 MnSiO3가 매우 낮은 1251 °C에 공정반응을 할 수 있으며, 이때 이들의 산화개재물의 용융온도가 낮아 페네트레이터 생성확률이 낮아진다고 주장하였다. 공정반응을 할 수 있는 Mn/Si 비율이 7-9 사이 값이라고 보고하였다. 본 연구의 API X70 열연 코일의 Mn/Si 비율은 7.2 수준으로 페네트레이터의 생성 확률을 낮출 수 있는 성분 범위에 있다고 판단할 수 있다.
페네트레이터에 대한 정량분석을 위해 SEM 관찰결과를 바탕으로 그림 4의 모식도에서 나타낸 바와 같이, bondline 부근 폭 257 μm × 두께 9.2 mm 면적에서 페네트레이터의 면적분율을 측정하였다. 그 결과, 저입열량과 중입열량 조건에서는 모두 약 0.007 %로 확인되었다. 고입열량 조건에서는 0.011 %로 다소 높게 나타났다. 한편, Hong 등[3]에 따르면, bondline 내 페네트레이터의 면적분율로 정의되는 penetrator area ratio(PAR)가 0.03 % 이하일 때 HIC 저항성이 보증된다는 결과를 실험적으로 확인하였다. 본 연구에서 적용된 입열량에 따른 PAR은 0.007–0.011 % 수준으로 매우 낮아 페네트레이터에 의한 HIC 특성 및 저온충격인성의 뚜렷한 저하는 발생하지 않을 것으로 예상된다.
저온 에너지 수송용 강관에서 필수적으로 요구되는 저온 충격인성 특성을 확인하기 위해 –20 °C에서 CVN 충격시험을 수행하였다. 그 결과(그림 5), 저입열량: 112–129 J, 중입열량: 64–82 J, 고입열량: 164–191 J 수준으로 입열량이 높은 조건에서 가장 높게 나타난 반면, 중입열량 조건에서 가장 낮게 나타났다. SEM을 통한 파단면 관찰 결과(그림 6), 모든 시험편의 V-notch 부근에서 취성파괴의 특징인 flatness가 아닌 연성파괴의 특징인 딤플(dimple)들이 지배적으로 관찰되었다. 페네트레이터 주변에서 균열이 형성되거나 진전된 흔적이 나타나지 않고 딤플이 지배적으로 관찰된 것으로 보아 충격 시 페네트레이터에 대한 의존성 없이 충격에너지가 상당량 흡수되어 소성변형이 나타난 것으로 확인되었다. 그림 6(b)에 나타낸 바와 같이 충격에너지가 가장 낮은 중입열량 시험편에서도 충격 방향으로 연신된 파단조직이 관찰되었다. 이는 중입열량 조건의 시험편이 저입열량과 고입열량 조건의 시험편 대비 상대적으로 낮지만 –20 °C에서 취성이 나타나지 않음을 보여준다. 하지만, 중입열 조건에서 충격에너지 값이 가장 낮은 이유에 대해서는 마이크론 단위의 분석(예를 들어, 페네트레이터의 분율, 크기, 결정립 크기 등)에서는 확연한 차이점을 발견할 수 없어, 추후 원자 단위의 분석이 필요해 보인다.

3.2 중간 입열량 조건에서 PSA 온도에 따른 ERW 용접부 미세조직 특성 및 저온충격인성

입열량에 따른 저온충격특성은 상대적인 차이를 보였으나, –20 °C에서 모두 연성파단을 보였으며, 기계적 특성과 밀접한 관계가 있는 미세조직의 차이가 확연하게 나타나지 않았다. PSA 온도(TPSA)를 다소 낮은 온도(870 °C, PSA870), 중간온도(950 °C, PSA950), 그리고 높은 온도(1040 °C, PSA1040)로 분류하여 그 영향을 고찰하고자 하였다. OM을 통해 관찰한 결과, PSA870과 PSA950의 경우 메탈 플로우 각도는 각각 80.8o와 82.5o로 유사한 반면(그림 7(a), 7(b)), PSA1040은 높은 PSA온도로 인해 구분되지 않는 것으로 확인되었다(그림 7(c)). Bondline 폭은 각각 17, 18, 27 μm로 유사하게 나타났다. SEM을 통해 관찰한 결과, bondline 내부에서는 PSA 조건과 관계없이 펄라이트가 거의 존재하지 않고 다각형의 ferrite 결정립들이 주로 분포하였다(그림 8). 한편, 열영향부에서는 TPSA가 낮을 경우 가장 작은 ferrite 결정립이(그림 9(a)), 높을 경우 가장 큰 ferrite 결정립이 관찰되었다(그림 9(c)). 또한, 그림 9(a–c)에 노란 화살표로 나타낸 바와 같이 펄라이트가 관찰되었고, 그 크기는 TPSA와 비례하였다. TPSA가 높을수록 ferrite 결정립과 펄라이트 크기가 크게 나타나는 것은 열적 활성화에 의한 결정립 조대화 및 다소 느린 냉각속도에 의한 상변태 활성화가 원인으로 판단된다.
Bondline 부근에서의 미세조직 정량분석을 위해 EBSD 기법을 이용하여 분석하였다. EBSD grain size map 분석 결과, bondline 내부에서의 결정립 크기는 6.50–7.48 μm 수준으로 모두 유사한 반면, bondline 바로 측면 열 영향을 받은 영역(Heat-Affected-Zone, HAZ)의 ferrite 평균 결정립 크기는 각각 7.13, 8.47, 10.99 μm 로 TPSA가 높을 수록 더 크게 나타났다. 이러한 열적 활성화에 의한 결정립 조 대화로 미세 조직이 변화하여 그림 7(c)에서 확인된 바와 같이 PSA1040에서 메탈 플로우 각도가 구분되지 않는 것으로 판단된다. 한편, 모든 조건의 용접 부에서 bondline과 조다 결정립 HAZ(Coarse-Grained HAZ, CGHAZ) 영역 사이에 미세 결정립(Fine-Grained HAZ, FGHAZ) 영역이 구분되어 나타났다. 위치에 따른 결정립 크기의 분포를 측정한 결과, PSA870의 경우 CGHAZ와 FGHAZ에서의 결정립 크기 차이가 다소 작은 반면(그림 10(a)), PSA950에서 그 차이가 더 크게 나타나고(그림 10(b)), PSA1040에서 가장 확연하게 나타났다(그림 10(c)). 이는 TPSA에 따라 결정립 크기가 증가하는 결정립 조대화 경향과 유사한 결과이다.
일반적으로 열영향부에서는 열원과 가까워 결정립 조대화가 활발히 일어나는 CGHAZ에서부터 열원과 멀어질 수록 결정립 크기가 점차 미세한 영역이 나타난다. 한편, 본 연구에서는 FGHAZ가 CGHAZ보다 열원과 더 가까이 형성되었다. 이러한 일반적인 열영향부와 상이한 미세 결정립의 FGHAZ 분포 원인을 파악하고자 하였다. 결정립 미세화는 주로 2차상 또는 용질 원자들의 편석에 의한 pinning 효과에 의해 나타나는 것으로 알려져 있다[26-29]. 한편, 본 연구에서 적용된 ERW 공정에서 업셋 가압력(upset force)에 의한 접합 시 bondline과 그 근처에서 C와 Mn 원자들의 불균일한 분포가 예상되었다. 이러한 원자들의 분포차이로 인해 상변태 거동에 변화가 발생할 수 있는데, C는 MC 탄화물과 같은 2차 석출물의 형성을 유도하여 결정립 미세화를 발생시키고, Mn은 austenite 안정화를 통한 상변태 및 재결정 거동의 변화를 발생시킬 수 있다. 따라서, 비일반적인 FGHAZ의 형성이 C와 Mn 원자들의 불균일한 분포에 기인한 것인지 확인하고자 하였다. EPMA를 이용하여 PSA가 적용되지 않은 경우와 PSA950의 bondline 부근에서 C와 Mn 원자들의 분포를 관찰한 결과(그림 11), 용질원자의 편석은 나타나지 않는 것으로 확인되었다. 용질원자의 영향에 대해서는 보다 정밀한 분해능을 이용한 원자단위의 추가적인 분석이 필요하다. Bondline 바로 측면에FGHAZ 형성은 일반적이지 않은 현상이며, 이러한 원인에 대해서는 추후 연구를 통해 규명되어야 한다.
TPSA에 따른 ERW 용접부의 경도분포를 확인하기 위해 bondline에서부터 모재에 가까워지는 방향으로 FGHAZ, CGHAZ, HAZ 4가지 영역에서 비커스 경도를 측정하였다. 측정 결과(그림 12), 모든 PSA 조건에서 FGHAZ의 경도가 가장 높게 나타나고, 모재에 가까워질수록 경도가 낮아지는 것으로 관찰되었는데, 이는 결정립 크기 변화가 원인으로 판단된다. 한편, FGHAZ의 경도는 TPSA가 낮을수록 높게 나타나는데, 이는 TPSA가 높을수록 열적 활성화에 의한 결정립 조대화가 나타나는 반면, TPSA가 낮을수록 결정립이 미세화 되는 것에 기인한다. FGHAZ에서 모재에 가까워질수록 PSA1040의 경도 감소폭은 PSA870과 PSA950 대비 매우 작게 나타나는데, 이는 결정립 크기가 커짐에도 불구하고 펄라이트의 형성이 활성화된 것이 원인으로 보인다.
TPSA에 따른 저온인성특성을 평가하기 위해 –20 °C에서 CVN 충격 시험을 수행하였다. 그 결과(그림 13), PSA870의 경우 5–72 J 가장 낮게 나타나고 PSA970은 64–82 J, PSA1040는 121–160 J로 TPSA가 높을 수록 충격에너지 값이 높게 나타났다. SEM을 통한 파단면 관찰 결과, 29 J의 충격에너지를 보인 PSA870 시험편의 V-notch 부근에서 취성파괴의 특징인 cleavage 파 단면이 관찰되었다(그림 14(a)). 한편, 64 J의 충격에너지를 보인 PSA950 시편과 120 J의 충격에너지를 보인 PSA1040 시편의 경우 연성파괴의 특징인 덤프들이 지배적으로 관찰되었다(그림 6(b), 14(c)). 일반적으로 결정립 크기가 작을 수록 충격에너지를 흡수하기 유리하므로 모재 결정립 크기가 가장 작은 PSA870의 충격에너지가 가장 높을 것으로 예상되었으나, 오히려 치성하기를 보이며 충격에너지가 가장 낮게 나타났다. 이는 저온충격특성이 TPSA에 따른 결정립 크기가 아닌 다른 인자에 대한 영향이 지배적임을 의미한다.

3.3 PSA 온도에 따른 잔류응력

TPSA가 낮을 수록 결정립이 작음에도 불구하고 저온충격에너지가 가장 낮게 나타나며, 추상파다 거동을 보였다. 이는 결정립 크기가 아닌 다른 인자에 의해 더 큰 영향을 받는다는 것을 내포한다. TPSA가 낮을 경우 용접직후 급냉으로 인해 생성되는 베이나이트 등의 저온변태조직이 잔류할 수 있다. 하지만 앞서 언급한 바와 같이, PSA870에서도 그러한 저온변태조직은 관찰되지 않았다(그림 8(a)). 불충분한 열적 활성화로 인해 잔류응력이 완전히 해소되지 않을 수 있다[30]. EBSD 분석을 통해 잔류응력의 미시 분포를 확인하기 위해 kernel average misorientation (KAM) map을 적용하여 잔류응력에 대해 분석하고자 하였다. KAM map에서 strain level은 가장 낮을 경우 파란색에서 증가할 수록 초록색, 노란색, 빨간색으로 나타난다. 관찰 결과, 그림 15(a)에 나타난 바와 같이 PSA870 시험편의 경우 다소 높은 strain level이 균일하게 분포하는 반면, PSA950의 경우 PSA870 대비 strain level이 낮고(그림 15(b)), PSA1040에서 strain level이 가장 낮은 것으로 나타났다(그림 15(c)). 이는 TPSA가 870 °C일 경우 열적 활성화가 충분하지 못하므로 잔류응력이 해소되지 못하고 존재함을 의미한다.
특정 영역에 대한 분석을 위해 FIB를 이용하여 bondline에서 시편을 채취하여 TEM으로 관찰한 결과, PSA870 시험편에서 그림 16(a)에 나타난 바와 전위가 균일하고 좁은 간격으로 높은 밀도를 보이며 분포하는 것으로 확인되었다. 한편, PSA950의 경우 전위 간격이 더 넓고 밀도가 더 낮게 나타나고(그림 16(b)), PSA1040의 경우 전위 밀도가 아주 낮게 나타났다(그림 16(c)). EBSDKAM map과 TEM 전위 밀도 관찰로부터 확인된 바와 같이, TPSA가 높을 수록 전위밀도가 낮아지고, 1040 °C 열처리 시 전위밀도가 급격히 감소한 것으로 보아 TPSA에 따른 잔류응력의 정도가 결정립크기 이상으로 저온충격인성에 미치는 중요한 인자로 작용한 것으로 판단된다.

4. 결 론

API X70 전기저항용접 강관의 용접조건 및 PSA 온도에 따른 미세조직과 충격인성특성의 상관관계를 고찰하였다. 미세조직 정량화 및 충격인성특성 분석에 대한 결과를 다음과 같이 정리하여 나타내었다.
1) ERW API X70 강관의 메탈 플로우 각도와 bondline 폭은 279-320 kW 범위내에서의 입 열량과 관계없이 유사하게 나타났다. –20 °C 저온충격인성 시험 결과, 모두 높은 충격인성특성과 연성파괴를 보였다.
2) PSA 온도에 따라 ERW 강관의 bondline 부근 ferrite 결 정립의 크기가 상이하게 나타났으며, PSA 온도가 높을 수록 결정립 크기가 크게 나타났다. 이는 열적 활성화에 의한 결정립 성장에 기인한 것으로 판단된다.
3) PSA 온도에 따라 –20 °C 충격인성 특성이 상이하게 나타났다. PSA 온도가 낮은 경우 결정립 성장이 활발히 진행되지 않아 결정립 미세화에 의해 높은 충격 저항성을 나타낼 것이라는 예상과 달리 가장 낮은 충격인성 값과 취성파단을 보였다. 한편, PSA 온도가 높은 경우 모두 충격 에너지 값이 높고 연성파단을 보였다.
4) EBSD-KAM map과 TEM 관찰 결과, PSA 온도가 낮은 경우 잔류응력이 가장 높은 수준으로 관찰되었다. 이는 낮은 온도에 의해 잔류응력이 해소되지 못한 결과로, 결정립 미세화 효과보다 잔류응력의 정도가 저온충격인성에 주요 인자인 것으로 확인되었다.

Acknowledgments

This work was supported by the Development of Technology for Materials and Components (Package-Type) funded by the Ministry of Trade, Industry & Energy (MOTIE, Korea) (20016064, The development of ERW steel pipe manufacturing technology for oil/gas production and transportation with –45℃ low temperature and HIC sour service). The authors also acknowledge the financial support of the National Research Foundation of Korea (NRF) grant funded by the Korean government (Ministry of Science and ICT/MSIT, RS-2023-00208509).

Fig. 1.
OM images of ERW seam welds showing the width of bondline and metal flow angle depending on different heat inputs: (a) low heat input (279 kW), (b) moderate heat input (292 kW), and (c) high heat input (320 kW).
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Fig. 2.
SEM images of ERW seam welds with different heat inputs: (a) low heat input (279 kW), (b) moderate heat input (290 kW), and (c) high heat input (320 kW).
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Fig. 3.
Results of EPMA analysis of the penetrators in ERW bondline with different heat inputs: (a) low heat input (279 kW), (b) moderate heat input (292 kW), and (c) high heat input (320 kW).
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Fig. 4.
Schematic diagram showing the examined area for the calculation of PAR.
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Fig. 5.
Results of CVN impact tests at –20 °C for ERW bondline with different heat inputs (each test was conducted three times for the reproducibility).
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Fig. 6.
SEM normal directional images of impact-fractured ERW bondlines with different heat inputs: (a) low heat input (279 kW), (b) moderate heat input (292 kW), and (c) high heat input (320 kW).
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Fig. 7.
OM images showing the width of bondline and metal flow angle in the ERW seam welds subjected to different PSA temperatures: (a) 870 °C, (b) 950 °C, and (c) 1040 °C.
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Fig. 8.
SEM images showing ERW seam welds subjected to different PSA temperatures: (a) 870 °C, (b) 950 °C, and (c) 1040 °C.
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Fig. 9.
SEM images showing ERW HAZ subjected to different PSA temperatures: (a) 870 °C, (b) 950 °C, and (c) 1040 °C.
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Fig. 10.
EBSD-Grain size maps showing grain size distribution near the bondline subjected to different PSA temperatures: (a) 870vC, (b) 950 °C, and (c) 1040 °C.
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Fig. 11.
Results of EPMA analysis showing Mn and C distribution near bondlines of (a) non-PSAed and (b) PSAed (at 950 °C).
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Fig. 12.
The results of Vickers hardness measurement of ERW seam welds subjected to different PSA temperatures: 870 °C, 950 °C, and 1040 °C.
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Fig. 13.
Results of CVN impact tests at –20 °C of ERW bondline subjected to different PSA temperatures (each test was conducted three times for the reproducibility).
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Fig. 14.
SEM normal directional images of impact-fractured ERW bondline subjected to different PSA temperatures: (a) 870 °C and (b) 1040 °C.
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Fig. 15.
KAM maps of ERW seam welds subjected to different PSA temperatures: (a) 870 °C and (b) 1040 °C.
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Fig. 16.
TEM images of CGHAZs taken by FIB sampling of ERW seam welds subjected to different PSA temperatures: (a) 870 °C and (b) 1040 °C.
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Table 1.
Chemical composition of hot-rolled API X70 coil (all in wt %).
Fe C Si Mn Nb + V + Ti Cr Cu Ni P S
Bal. 0.05 0.16 1.15 ≤ 0.15 ≤ 0.3 ≤ 0.3 ≤ 0.3 0.0068 0.0008
Table 2.
ERW welding and PSA heat treatment conditions of API X70 ERW linepipe.
ERW Condition
PSA Temp. (°C)
Voltage (V) Current (A) Heat input (kW)
Low heat input 310 901 279 950
Moderate heat input 320 915 292
High heat input 335 958 320
Low PSA temperature 320 915 292 870
High PSA temperature 320 915 292 1040

REFERENCES

1. C. Boyer, B. Clark, V. Jochen, R. Lewis, and C. K. Miller, Oilfield Review. 23, 28 (2011).

2. T. Kushida, Y. Higuchi, M. Numata, A. Yamamoto, K. Ohnishi, A. Teraguchi, and J. Fujino, The Sumitomo Search. 58, 24 (1996).

3. H. U. Hong, J. B. Lee, and H. J. Choi, Met. Mater. Int. 15, 133 (2009).
crossref pdf
4. S. Y. Shin, K. J. Woo, B. Hwang, S. Kim, and S. Lee, Metall. Mater. Trans. A. 40, 867 (2009).
crossref pdf
5. C. Cho, S. Nam, S. Yu, M. Choi, and N. Kang, Korean J. Met. Mater. 60, 673 (2022).
crossref pdf
6. C. Hwang, M. Joe, S. Kim, D. Han, K. Yoo, S. Kim, Y. Kim, S. Lee, and J. Park, Korean J. Met. Mater. 60, 873 (2022).
crossref pdf
7. D.-S. Bae, U.-B. Baek, S.-H. Nahm, and I. Jo, Met. Mater. Int. 28, 466 (2022).
crossref pdf
8. Y. M. Kim, Y. J. Lim, and N. J. Kim, ISIJ Int. 42, 1571 (2002).
crossref
9. API Specification 5L, Specification for Line Pipe, 46th Edition, American petroleum institute. (2018).

10. H. U. Hong, C. M. Kim, J. B. Lee, and J. K. Kim, Korean J. Met. Mater. 43, 729 (2005).

11. N. K. Sharma, R. Kannan, L. Li, N. Anderson, M. Rashid, L. Collins, J. D. Poplawsky, and R. Unocic, Metall. Mater. Trans. A. 40, 867 (2009).

12. Ӧ. E. Güngör, P. Yan, P. Thibaux, M. Liebeherr, H. K. D. H. Bhadeshia, and D. Quidort, In: Proc. 8th Int. Pipeline Conf. (IPC2010); IPC2010-31372. 1ASME, Calgary, Canada (2010).

13. H. Haga, K. Aoki, and T. Sato, Weld. Res. Suppl. June. 104-s (1981).

14. C.-M. Kim and J.-K. Kim, J. Mater. Proc. Tech. 209, 838 (2009).
crossref
15. C.-M. Kim and J.-K. Kim, Met. Mater. Int. 15, 141 (2009).
crossref pdf
16. D. Kim, T. Kim, Y. W. Park, K. Sung, M. Kang, C. Kim, C. Lee, and S. Rhee, Weld. J. March. 72-s (2007).

17. N. Hasegawa, H. Hamatani, T. Fukami, T. Nakaji, Y. Takeda, T. Motoyoshi, M. Tanimoto, and T. Ohsawa, Nippon Steel & Sumitomo Metal Tech. Report. 107, 114 (2015).

18. P. C. Chung, Y. Ham, S. Kim, J. Lim, and C. Lee, Mater. Des. 34, 685 (2012).
crossref
19. A. G. Olabi and M. S. J. Hashmi, J. Mater. Process. Technol. 56, 88 (1996).
crossref
20. Y.-H. Jo, T.-H. Kim, C. Kim, J. Moon, C.-H. Lee, S.-J. Jung, and H.-U. Hong, J. Weld. Join. 40, 295 (2022).
crossref pdf
21. S.-H. Bae, S.-I. Kwon, J.-G. Yoon, J.-H. Lee, J.-H. Do, I.-S. Kim, B.-G. Choi, C.-Y. Jo, and H.-U. Hong, Metall. Mater. Trans. A. 45, 537 (2014).
crossref pdf
22. T.-H. Kim, Master Thesis. Changwon National University, Changwon (2023).

23. ASTM A370-17a: Standard test methods and definitions for mechanical testing of steel products (2017).

24. D. Liu, Y. Dong, R. Li, J. Jiang, X. Li, Z. Wang, and X. Zuo, Metals. 12, 1616 (2022).
crossref
25. E. Yokoyama, M. Yamagata, N. Kano, and S. Watanabe, Kawasaki Steel Giho. 10, 23 (1978).

26. L. Loodgard and N. Ryum, Mater. Sci. Eng. A. 283, 144 (2000).

27. J.-H. Sim, T.-Y. Kim, J.-Y. Kim, C.-W. Kim, J.-H. Chung, J. Moon, C.-H. Lee, and H.-U. Hong, Met. Mater. Int. 28, 337 (2022).
crossref pdf
28. E. Nes, N. Ryum, and O. Hunderi, Acta Metall. 33, 11 (1985).
crossref
29. B.-H. Park, C. Kim, K.-W. Lee, J.-U. Park, S.-J. Park, and H.-U. Hong, Metall. Mater. Trans. A. 52, 4191 (2021).
crossref pdf
30. D. Seong, G. An, and J.-U. Park, J. Weld. Join. 40, 16 (2022).

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