KR101546154B1 - 유정용 강관 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

합금성분 조절 및 QT(Quenching and Tempering) 열처리 조건의 제어를 통해 템터드 마르텐사이트 조직을 형성시켜 인장강도 1000MPa 이상을 가지면서 우수한 내식성을 확보할 수 있는 유정용 강관 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 유정용 강관 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 800 ~ 880℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 20 ~ 30℃/sec의 속도로 600 ~ 650℃까지 냉각하여 권취하는 단계; 및 (d) 상기 권취된 판재를 언코일링하여 QT(Quenching and Tempering) 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

유정용 강관 및 그 제조 방법{OIL TUBULAR COUNTRY GOODS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 유정용 강관 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 QT(Quenching and Tempering) 열처리 조건의 제어를 통해 템퍼드 마르텐사이트 단상 조직을 형성시켜 인장강도(TS) 1000MPa 이상을 가지면서 우수한 내부식성을 확보할 수 있는 유정용 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
유정용 강관은 심해 및 오일샌드에서 석유나 가스의 시추를 위하여 사용된다. 이러한 유정용 강관은 통상 열연강판을 조관한 후, 사용목적에 따라 QT(Quenching & Tempering) 열처리를 통하여 강도를 업그레이드하고 있다.
관련 선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제2001-0062875호(2001.07.09 공개)가 있다.
본 발명의 목적은 합금성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여, 템퍼드 마르텐사이트(full tempered martensite) 단상 조직을 형성시켜 인장강도(TS) 1000MPa 이상을 가지면서 우수한 내부식성을 갖는 유정용 강관을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격에너지 : 70J 이상을 나타내는 유정용 강관을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 유정용 강관 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 판재를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 800 ~ 880℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 판재를 20 ~ 30℃/sec의 속도로 600 ~ 650℃까지 냉각하여 권취하는 단계; 및 (d) 상기 권취된 판재를 언코일링하여 QT(Quenching and Tempering) 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 유정용 강관은 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(temperd martensite) 단상 조직을 갖고, 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa 및 0℃에서의 충격에너지 : 70J 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.
본 발명은 강도 보증을 위해 탄소(C)의 함량을 0.3 중량% 이상으로 첨가하는 방식에서 벗어나, 탄소(C)의 함량을 0.23 ~ 0.29 중량%로 낮추는 대신 QT(Quenching and Tempering) 열처리 조건을 엄격히 제어하는 것을 통해 풀 템퍼드 마르텐사이트(full tempered martensite) 조직을 형성시켜 인장강도(TS) 1000MPa 이상을 가지면서 우수한 내부식성을 갖는 유정용 강관을 제조할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 유정용 강관은 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격에너지 : 70J 이상을 나타낸다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 유정용 강관 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 실시예 1에 따른 시편의 조관 전 상태의 열연조직을 나타낸 사진이다.
도 3은 실시예 2에 따른 시편의 조관 전 상태의 열연조직을 나타낸 사진이다.
도 4는 비교예 1에 따른 시편의 조관 전 상태의 열연조직을 나타낸 사진이다.
본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 유정용 강관 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
유정용 강관
본 발명에 따른 유정용 강관은 합금성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여, 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격흡수에너지 : 70J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.
이를 위해, 본 발명에 따른 유정용 강관은 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
삭제
이때, 본 발명에 따른 유정용 강관은 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 조직만으로 이루어지는 풀 템퍼드 마르텐사이트(full tempered martensite) 조직을 갖는다.
이하, 본 발명에 따른 유정용 강관에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가되며, 조관 후 고강도의 항복강도를 가지는 열연강판을 제조하기 위해서 니오븀(Nb), 바나듐(V)과의 석출물 형성을 통한 강도 증가를 위하여 첨가된다.
상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.23 ~ 0.29 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.23 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.29 중량%를 초과할 경우에는 펄라이트 다량 생성으로 인한 저온인성 저하 및 파이프 제조 후 공사시 크랙이 발생할 우려가 크다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다. 이러한 실리콘의 경우, 오스테나이트 온도까지 열처리시 탄소(C)의 확산을 증대시켜 침상형 형태의 세멘타이트 형성을 억제시켜 우수한 인성 및 내부식성을 나타내는 역할을 한다.
상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.2 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강의 용접성을 떨어뜨리고 재가열 및 열간압연 시에 적스케일을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며 용접 후 도금성을 저해할 수 있다. 다만, Mn 함량의 다량 첨가로 인하여 ERW용접(Electirc Resistance Welding)시 높은 온도에서의 작업이 필요하므로 용접온도를 내리기 위하여 Mn/Si 비율을 6 ~ 9 사이로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 고용강화 원소로써 매우 효과적이며, 강의 경화능을 향상시켜서 강도확보에 효과적인 원소이다. 또한, 망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로써 페라이트, 펄라이트 변태를 지연시킴으로써 결정립 미세화에 기여한다.
상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.3 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 0.3 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.0 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 크게 떨어뜨리며 MnS 게재물 생성 및 중심편석 등을 발생시킴으로써 강의 내부식성을 크게 저하시킨다.
니켈(Ni)
니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성 개선에 유효한 원소이다.
상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.2 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 강의 가공성을 저하시키며, 제조 비용을 상승시키는 문제가 있다.
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 슬라브 제조시 망간(Mn)의 확산을 증대시켜 중심편석을 억제시키는 효과를 가지며, 냉각/권취시 저온 변태상을 형성하여 우수한 강도 및 내부식성을 가지도록 하는 원소이다.
상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.4 ~ 1.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.4 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 1.2 중량%를 초과할 경우에는 용접 열영향부(HAZ) 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 표면에 산화막을 형성하여 내부식 특성을 향상시킨다. 특히 구리는 단독으로 첨가시 낮은 용융점으로 인하여 판재의 표면으로 매우 빠르게 확산하여 적열취성(Hot shotness)를 야기하므로 니켈(Ni)과 동반하여 첨가하여야 한다.
상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.05 ~ 1.05 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 1.05 중량%를 초과할 경우에는 가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제가 있다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강도를 향상시키고, 또한 강의 경화능을 향상시킨다.
상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.05 ~ 0.80 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 몰리브덴(Mo) 첨가 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.80 중량%를 초과할 경우에는 다른 합금 원소에 비해 고가인 관계로 제조 단가를 상승시키는 문제가 있다.
티타늄(Ti)
티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 용접부 조직을 미세화 시킴으로써 열연 제품의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.005 ~ 0.020 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하며, 불순물인 질소 함량과의 비율(Ti/N)이 3.4 이상으로 첨가되는 것이 보다 바람직하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 석출을 하지 않고 남은 고용탄소와 고용질소로 인해 시효경화가 발생하는 문제가 있다. 반대로, 티타늄(Ti)의 함량이 0.020 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 내부식성을 저하시킬 수 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트 결정립을 청정화하여 연신율을 향상시키며, 오스테나이트내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.005 ~ 0.060 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 알루미늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 있다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.060 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 연주성을 저하시키며 슬라브내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강판의 강도를 향상시키는 역할을 한다.
상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.05 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.05 중량% 미만일 경우에는 석출강화 효과를 제대로 발휘하기 어려울 수 있다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 0.10 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다.
니오븀(Nb)
니오븀(Nb)은 강도에 큰 영향을 주는 원소 중에 하나로써, 강 중에 탄질화 석출물인 Nb(C,N)을 석출하거나, 또는 Fe내 고용강화를 통해 강도를 향상시키는 역할을 한다. 특히, 니오븀(Nb)은 열간압연시 재결정온도를 상승시켜 재결정을 억제함으로 미재결정역 압화를 증대시키며, Mn 저감에 따른 γ→α 변태온도가 증가하는 효과를 억제시켜 충분한 압연영역을 확보하며, 아울러 최종 미세조직의 결정립을 미세화시켜 저온인성을 크게 향상시킨다. 이때, 정출역에서 석출되는 Nb계 석출물들은 1200℃ 이상의 고온 재가열을 통해서 완전히 고용시킨 후 열간압연 중 미세하게 석출하여 강의 강도를 효과적으로 증가시킨다.
상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.02 ~ 0.04 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.04 중량%를 초과하여 다량 첨가되는 경우, 탄소(C) 함량의 증가에 따라 니오븀(Nb)의 고용도가 감소하여 니오븀(Nb)이 완전히 고용되지 않고 정출될 우려가 있다.
질소(N)
질소(N)는 니오븀(Nb) 등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써, 결정립을 미세화시키는 역할을 하나, 다량 첨가 시 고용 질소가 증가하여 강의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부 인성을 크게 저해한다.
따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 유정용 강관 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.006 중량% 이하의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P)
인(P)은 강도 향상에 기여하는 원소이다. 다만, 본 발명에서 인(P)의 함량이 0.015 중량%를 초과할 경우에는 슬라브 중심 편석에 의해 내부식성을 저하시키며, 또한 용접성을 악화시킨다.
따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 유정용 강관 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.003 중량% 이하의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S)
황(S)은 가공성 향상에 일부 기여하나, 다량 첨가시 강의 인성 및 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 강의 내부식성을 저하시킨다.
따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 유정용 강관 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.001 중량% 이하의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca)
칼슘(Ca)은 황(S)과의 결합력이 높아 CaS 개재물을 형성함으로써, 내부식성 및 용접성에 저해를 주는 MnS의 생성을 방해하는 역할을 한다.
상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 유정용 강관 전체 중량의 0.001 ~ 0.003 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우에는 MnS 제어 효과가 떨어진다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.003 중량%를 초과할 경우에는 연주성이 저하되는 문제가 있다.
이러한 칼슘(Ca)은 반응성이 좋아 제강시 래들의 내화물과 반응하여 Mg-O-Ca계 개재물을 생성시킬 수 있다. 따라서, 칼슘(Ca)을 첨가하지 않을 시에는 MnS 생성을 효과적으로 방지하기 위해서는 황(S)의 함량을 0.001 중량% 이하의 극저로 관리해야 한다.
유정용 강관 제조 방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 유정용 강관 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 유정용 강관 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 냉각/권취 단계(S130) 및 QT 열처리 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.
본 발명에 따른 유정용 강관 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
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슬라브 재가열
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1250℃에서 120 ~ 200분 동안 재가열한다. 이때, 슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분을 재고용한다.
슬라브 재가열 온도(SRT)가 1200℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
열간압연
열간압연 단계(S120)는 재가열된 판재를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 800 ~ 880℃ 조건으로 마무리 열간압연한다.
압연종료온도(FDT)가 800℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다. 반대로, 압연종료온도(FDT)가 880℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 또한, 압연종료온도가 880를 초과할 경우, 펄라이트 결정립 조대화로 인해 조관 후 가공경화로 인하여 항복강도의 상승을 야기할 수 있다.
이때, 본 발명에서는 각 패스마다 충분한 압연이 이루어질 수 있도록, 각 패스당 평균 압하율은 5 ~ 15%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 각 패스당 평균 압하율이 5% 미만으로 실시될 경우에는 두께 중심부까지 스트레인이 충분히 가해지지 못하여 냉각 후 미세한 결정립을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 각 패스당 평균 압하율이 15%를 초과할 경우에는 압연기의 부하로 인하여 제조가 불가능해지는 문제가 있다.
냉각/권취
냉각/권취 단계(S130)에서는 열간압연된 판재를 20 ~ 30℃/sec의 속도로 600 ~ 650℃까지 냉각하여 권취한다. 이때, 20 ~ 30℃/sec의 속도로 냉각해야 오스테나이트를 펄라이트로 상변태가 충분히 이루어지도록 유도하기 위함이다.
따라서, 냉각속도가 20℃/sec 미만일 경우에는 오스테나이트를 펄라이트로의 상변태가 충분히 이루어지지 않는 문제가 있다. 반대로, 냉각속도가 30℃/sec를 초과할 경우에는 조직이 경해져서 인성이 급격히 저하되는 문제가 있다.
이때, 권취 온도가 600℃ 미만일 경우에는 강도 확보에는 유리하나, 연성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 권취 온도가 650℃를 초과할 경우에는 충분한 강도 확보에 어려움이 따른다.
QT 열처리
QT 열처리 단계(S140)에서는 권취된 판재를 언코일링하여 QT(Quenching and Tempering) 열처리한다.
이때, QT 열처리는 권취된 판재를 조관하여 강관을 형성한 후, 상기 강관을 900 ~ 950℃에서 20 ~ 40분 동안 열처리하는 과정과, 열처리된 강관을 20 ~ 150℃/sec의 속도로 마르텐사이트 온도역까지 급냉하는 과정과, 급냉된 강관을 600 ~ 650℃에서 400 ~ 800sec 동안 템퍼링하는 과정으로 세분화될 수 있다.
이때, 열처리는 재결정과 결정립 성장을 통하여 (111) 집합조직을 발달시켜 드로잉성을 향상시키고 미세한 복합 석출물을 재용해시켜 고용탄소를 용출하도록 한다. 열처리 온도가 900℃ 미만이거나, 열처리 시간이 20분 미만일 경우에는 연성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 열처리 온도가 950℃를 초과하거나, 열처리 시간이 40분을 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 크기 증가로 인하여 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다.
이때, 급냉 속도가 20℃/sec 미만일 경우에는 마르텐사이트 단상 조직을 확보하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 급냉 속도가 150℃/sec를 초과할 경우에는 강도 확보에는 유리하나, 충격 인성이 급격히 저하시키는 문제가 있다.
또한, QT 열처리 과정에서 형성된 오스테나이트를 냉각과정에서 냉각속도를 제어하여 마르텐사이트로 변태시키게 되며, 이때 냉각능을 조절하여 풀 마르텐사이트 단상조직을 만들게 된다. 이와 같이, 담금질한 마르텐사이트는 취성을 지니고 저항력이 약하므로 이것을 다시 가열, 적당한 경도를 만들어 주는 템퍼링(tempering)을 실시함으로써, 경화된 소재의 취성을 줄이거나 인성을 높여 줄 수 있게 된다.
이때, 템퍼링 온도가 400℃ 미만일 경우에는 템퍼드 마르텐사이트 단상 조직을 확보하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 템퍼링 온도가 600℃를 초과할 경우에는 고온 조직의 생성으로 인해 인성은 향상되나, 강도가 급격히 저하되는 문제가 있다. 또한, 템퍼링 시간이 400sec 미만일 경우에는 템퍼링 효과를 제대로 발휘하는 것이 어려워 강한 취성으로 인해 굽힘 가공성이 급격히 저하되는 문제가 있다. 반대로, 템퍼링 시간이 800sec을 초과할 경우에는 과도한 템퍼링으로 인하여 기계적 물성이 오히려 저하될 우려가 있다.
상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 유정용 강관은 탄소(C)의 함량을 0.3 중량% 이상으로 첨가하는 방식에서 벗어나, 탄소(C)의 함량을 0.23 ~ 0.29 중량%로 낮추는 대신 QT(Quenching and Tempering) 열처리 조건을 엄격히 제어하는 것을 통해 풀 템퍼드 마르텐사이트(full tempered martensite) 조직을 형성시켜 인장강도 1000MPa 이상을 가지면서 우수한 내부식성을 가질 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 유정용 강관은 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격흡수에너지 : 70J 이상을 나타낸다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 시편의 제조
표 1 및 표 2의 조성 및 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편을 제조하였다. 이후, 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따른 시편들에 대하여 인장시험과 샤르피(charpy) 충격시험을 각각 수행하였다.
[표 1] (단위 : 중량%)
Figure 112013098823031-pat00001

[표 2] (단위 : 중량%)
Figure 112013098823031-pat00002

[표 3]
Figure 112013098823031-pat00003

2. 기계적 물성 평가
표 4는 실시예 1 ~ 2 및 비교예 1에 따라 제조된 시편에 대한 기계적 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.
[표 4]
Figure 112013098823031-pat00004
표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, QT 열처리 후 물성이 목표 값에 해당하는 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격에너지 : 70J 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.
반면, 비교예 1에 따른 시편의 경우, QT 열처리 후의 물성이 연신율 및 0℃에서의 충격에너지 값은 목표값을 만족하였으나, 인장강도 및 항복강도가 목표값에 미달하는 것을 알 수 있다.
도 2 및 도 3은 실시예 1 및 2에 따른 시편의 조관 전 상태의 열연조직을 나타낸 사진이고, 도 4는 비교예 1에 따른 시편의 조관 전 상태의 열연조직을 나타낸 사진이다.
도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 실시예 1 ~ 2에 따른 시편들의 경우, 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(temperd martensite) 단상 조직을 갖는 것을 볼 수 있다.
반면, 도 4에 도시된 바와 같이, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 조직에 제2상 조직이 다량 분포하고 있는 것을 볼 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 냉각/권취 단계
S140 : QT 열처리 단계

Claims (7)

  1. (a) 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1200 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 판재를 FDT(Finish Delivery Temperature) : 800 ~ 880℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계;
    (c) 상기 열간압연된 판재를 20 ~ 30℃/sec의 속도로 600 ~ 650℃까지 냉각하여 권취하는 단계; 및
    (d) 상기 권취된 판재를 언코일링하여 QT(Quenching and Tempering) 열처리하는 단계;를 포함하며,
    상기 (d) 단계는,
    (d-1) 상기 권취된 판재를 조관하여 강관을 형성한 후, 상기 강관을 900 ~ 950℃에서 20 ~ 40분 동안 열처리하는 단계와,
    (d-2) 상기 열처리된 강관을 마르텐사이트 온도역까지 급냉하는 단계와,
    (d-3) 상기 급냉된 강관을 600 ~ 650℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하며,
    상기 (d-3) 단계 이후, 상기 강관은 최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(temperd martensite) 단상 조직을 갖고, 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격에너지 : 70J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    상기 (d-2) 단계에서,
    상기 급냉은
    20 ~ 150℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
  5. 중량%로, C : 0.23 ~ 0.29%, Si : 0.2 ~ 0.4%, Mn : 0.3 ~ 1.0%, Ni : 0.2 ~ 0.5%, Cr : 0.4 ~ 1.2%, Cu : 0.05 ~ 1.05%, Mo : 0.05 ~ 0.80%, Ti : 0.005 ~ 0.020%, Al : 0.005 ~ 0.060, V : 0.05 ~ 0.10%, Nb : 0.02 ~ 0.04%, P : 0% 초과 ~ 0.003% 이하, S : 0% 초과 ~ 0.001% 이하, Ca : 0.001 ~ 0.003%, N : 0% 초과 ~ 0.006% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    최종 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트(temperd martensite) 단상 조직을 갖고, 인장강도(TS) : 1000 ~ 1300MPa, 항복강도(YS) : 1050 ~ 1250MPa, 연신율(EL) : 6 ~ 8% 및 0℃에서의 충격에너지 : 70J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 유정용 강관.
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Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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