KR101940872B1

KR101940872B1 - 유정관용 열연강판, 이를 이용한 강관 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR101940872B1
Application number: KR1020160176115A
Authority: KR
Inventors: 주민성; 노경민
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-21
Filing date: 2016-12-21
Publication date: 2019-01-21
Also published as: US20180171443A1; KR20180072493A; CN108265222A

Abstract

본 발명은 석유 또는 천연가스 개발용 유정관 등에 사용되는 열연강판과 이를 이용하여 제조된 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

유정관용 열연강판, 이를 이용한 강관 및 이들의 제조방법{HOT ROLLED STEEL SHEET FOR USE IN OIL WELL PIPE, STEEL PIPE USING THE SAME AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

현재, 석유 또는 천연가스 개발을 위해 사용되는 유정관용 강관은 이음매 없는 강관(seamless steel pipe)이 주로 사용되며, 이들 강관은 규격에 따라 API-5CT(H40, J55, K55, N80) 강관으로 분류된다.

통상 유정관용 강관은 고강도, 내외압 압괴강도, 인성, 내지연 파괴성 등이 요구되며, 일부 지역에서는 0℃에서 30J 이상의 충격 에너지가 요구된다. 보통, 유정관용으로 사용되는 이음매 없는 강관을 제조하는 방법은, 고온에서 가열된 빌릿(billet)을 천공 압연기로 천공한 뒤, 플러그밀(plug mill), 맨드릴밀(mandrel mill) 등의 압연기를 이용하여 압연한 후, 레듀사(reducer) 또는 사이저(sizer)를 이용하여 축경 또는 두께를 가공한 뒤, 담금질하고 템퍼링 열처리를 행함으로써 제조된다.

그러나, 상기 방법은 담금질 및 템퍼링 열처리를 수행하기 위한 가열로, 균열로의 설치가 필요하고, 고비용이 소모된다는 단점이 있다.

이러한 이유로, 최근에는 유정관용으로서 이음매 없는(Seamless) 강관 대신 저가의 열연강판을 조관한 강관으로 대체하고 있는 실정이다. 상기 강관은 레벨링(leveling)을 통해 둥근 코일을 평탄화하고, 양끝을 잘라낸 후, 롤러를 이용하여 파이프의 둥근 모양으로 성형할 시 맞닿는 끝 부분을 용접하여 파이프 모양의 용접강관을 제조한다(특허문헌 1).

한편, 용접강관에 사용되는 강재는 각 목적에 따라 항복강도가 규격(API-5CT)에 정의되어 있다. 예를 들어, 55ksi급 J55 강재, 110ksi급 P110 강재 등 각각의 항복 강도 레벨에 따라 다른 제조방법을 이용하여 강관용 강재를 제조하고 최종적으로 용접강관으로 제조된다.

그러나, 최근 유정이나 가스정(이하, 유정이라 총칭함)을 개발하기 위한 환경이 점점 가혹화되고 있으며, 채산성을 향상시키기 위하여 생산원가를 낮추기 위한 노력들이 더욱더 가속화되고 있다. 특히 채산성 향상을 위해, 상술한 예와 달리 최근에는 한 종류의 강재를 이용하여 여러 목적으로 사용할 수 있도록 요구되고 있는 실정이다.

예를 들어 J55와 같은 항복강도 55ksi급의 강재의 경우에는 저합금강으로써 보통 열처리 없이 사용되는 강재이고, 항복강도 110ksi급의 강재인 P110의 경우에는 합금을 추가적으로 첨가하여 경화능을 확보한 후, Quenching and Tempering의 열처리를 통해 강도를 확보하는 강재이나, J55와 P110을 하나의 강종으로 통합할 경우 효율적이고 유연하게 수요를 감당할 수가 있게 되므로 경제적이기 때문이다.

상술한 바와 같이 J55와 통합강종으로 사용될 P110의 경우 경화능 확보를 위해 합금 원소를 첨가하여야 하므로, 단일 강종으로 사용되는 비열처리 J55에 비해 고가의 제조원가를 가질 수 있다. 이를 극복하기 위해 합금 원소를 줄이고 냉각 등 제조조건을 정밀 제어하는 것이 필요하지만, 냉각 중 복잡한 상변태 현상이 발생하여, 열연 코일 길이 및 폭방향 편차, 형상 문제 등이 발생하는 문제가 있다.

일본 공개특허 특개2011-246793호

본 발명의 일측면은 조관 후 API 규격에 맞는 항복강도, 인장강도 등을 갖는 유정관용 열연강판과 조관 후 열처리 전에는 항복강도 55Ksi급인 용접강관 및 열처리 후에는 110Ksi급을 갖는 용접강관, 그리고 이들을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않는 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자가 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

표면 직하 1㎜의 미세조직은 면적분율로 60~80%의 페라이트와 20~40%의 펄라이트를 포함하는 유정관용 열연강판을 제공한다.

본 발명의 또다른 일태양은 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 800~900℃의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계;

상기 열간압연 후 15℃/s 이하의 냉각속도로, 저밀도 라미나 스프레이(low density laminar spray) 방식을 이용하여 냉각하는 단계; 및

상기 냉각 후 620~660℃의 온도범위에서 하기 관계식 1의 조건으로 권취하는 단계를 포함하는 유정관용 열연강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1]

4 < 100((C/12)+(10Ti/48)+(100B/11)) + (660-CT) < 40

(여기서 C, Ti 및 B는 각 성분의 중량 함량을 의미하며, CT는 권취 온도(℃)를 의미함)

본 발명의 또다른 일태양은 중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면 직하 1㎜의 미세조직은 면적분율로 60~80%의 페라이트와 20~40%의 펄라이트를 포함하며,

조관 후 열처리 전에는 379~552MPa의 항복강도 및 517MPa 이상의 인장강도를 갖는 유정관용 강관을 제공한다.

상기 열간압연 후 15℃/s 이하의 냉각속도로, 저밀도 라미나 스프레이(low density laminar spray) 방식을 이용하여 냉각하는 단계;

상기 냉각 후 620~660℃의 온도범위에서 하기 관계식 1의 조건으로 권취하여 열연강판을 제조하는 단계; 및

상기 제조된 열연강판을 전기저항용접하여 조관하는 단계를 포함하는 유정관용 강관의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1]

4 < 100((C/12)+(10Ti/48)+(100B/11)) + (660-CT) < 40

본 발명에 의하면, 강관으로 성형 및 용접 후에, 열처리 전에는 API 규격 5CT J55상당(항복강도 55Ksi급)의 강도를 가지고, 열처리 후에는 API 규격 5CT P110상당(항복강도 110Ksi급)의 강도를 갖는 용접강관을 제공할 수 있고, 유정용 강관으로 적합하게 적용할 수 있다.

도 1은 본 발명 실시예 중 발명예 1의 조관 후 열처리 전 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명 실시예 중 발명예 1의 조관 후 열처리 후 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명에서 제안하는 조관 후 열처리 조건(QT, Quenching & Tempering)을 나타낸 모식도이다.

본 발명의 발명자들은 오일이나 가스 채굴 등에 있어서, 지속적으로 수요가 증가하고 있는 유정관용 통합강종에 적합한 소재의 물성을 향상시키기 위해 깊이 연구하였다. 특히, 용접강관으로 제조한 후 열처리 전에는 API 규격 5CT J55 상당(55Ksi급)의 강도를 가지고, 열처리 후에는 API 규격 5CT P110 상당(110Ksi급)의 강도를 갖는 유정관용 열연강판과 이를 이용하여 제조한 용접강관을 제공하고자 한다.

이하, 본 발명의 열연강판과 이를 이용하여 제조된 용접강관에 대해 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명 열연강판의 조성에 대해 상세히 설명한다(이하, 중량%), 본 발명의 열연강판은 탄소(C): 0.2~0.3%, 실리콘(Si): 0.10~0.50%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 붕소(B): 0.001~0.005%, 칼슘(Ca): 0.001~0.006%, 질소(N): 0.008% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

탄소(C): 0.2~0.3%

탄소(C)는 강도, 인성 및 용접부 인성에 영향을 미치는 원소이다. 또한, 강재의 경화능을 증가시키는 원소로서, 열간 마무리 압연 후 냉각시 페라이트 변태를 지연시켜 펄라이트의 분율을 증가시킴으로써, 항복강도 뿐만 아니라 인장강도를 증가시킨다. 다만, 그 함량이 0.2% 미만인 경우에는 펄라이트 형성이 부족하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며, 0.3%를 초과하는 경우에는 인성의 저하 및 전기저항용접(Electric Resistance Welding, ERW)시 용접성의 저하를 초래하므로, C의 함량을 0.2~0.3%로 하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.10~0.50%

실리콘(Si)은 페라이트 상 중에서 C의 활동도를 증가시키고, 페라이트 안정화를 촉진시키고, 고용강화에 의한 강도확보에 기여하는 원소이다. 또한, 전기저항용접시 Mn₂SiO₄ 등의 저융점 산화물을 형성시켜, 용접시에 산화물이 쉽게 배출되도록 한다. 이러한 Si의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 제강상의 비용 문제가 발생하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 Mn₂SiO₄ 이외의 고융점 산화물인 SiO₂의 형성량이 많아져 전기저항용접시 용접부의 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Si의 함량은 0.1~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~2.0%

망간(Mn)은 오스테나이트/페라이트 변태 개시 온도에 큰 영향을 미치며, 변태 개시 온도를 저하시키는 원소로서, 파이프 모재부 및 용접부의 인성에 영향을 미친다. 또한, 고용강화 원소로서 강도 증가에 기여한다. Mn의 함량이 1.0% 미만인 경우에는 상술한 효과를 기대하기 어려우며, 반면 2.0%를 초과하는 경우에는 편석대가 발생할 가능성이 높다. 따라서, Mn의 함량은 1.0~2.0%로 하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.01~0.03%

티타늄(Ti)은 C 및 N와 반응하여, Ti(C,N)을 형성함으로써, 슬라브 재가열시 뿐만 아니라, 용접 열영향부(HAZ)의 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 강도를 증대시키는 역할을 한다. 이를 위해서, Ti는 3.4N 첨가량을 초과하여 함유하여야 하므로, 0.01% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Ti이 지나치게 많을 경우에는 TiN의 조대화 등으로 인성을 저하시킬 수 있으므로, 그 상한은 0.03%로 하는 것이 바람직하다.

붕소(B): 0.001~0.005%

붕소(B)는 오스테나이트 결정립에 편석되어 결정립계 에너지를 낮춤으로써 오스테나이트를 안정화시키며 결정립계의 페라이트 핵생성을 늦추어 강의 경화능을 향상시키는 원소이다. 다만, B의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 기대하기 어려우며, 0.005%를 초과하게 되면 보라이드(boride) 형성이 용이하게 되어 강의 취성을 급격히 증가시키므로, 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다.

칼슘(Ca): 0.001~0.006%

칼슘(Ca)은 유화물의 형태 제어를 위해 첨가되는 원소이다. 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 소강 중의 S 함량에 대하여 과잉 첨가되어, CaS 클러스터(cluster)가 발생하며, 반면 0.001% 미만인 경우에는 MnS가 발생하여 인성의 저하를 초래할 수 있다. 따라서, Ca 함량은 0.001~0.006%로 하는 것이 바람직하다.

더욱이 CaS 클러스터의 발생을 방지하기 위해서, Ca 함량 제어와 함께 S의 함량도 동시에 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 철 중의 S 및 O 함량에 따라 Ca 함량을 제어하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.008% 이하(0% 제외)

질소(N)는 고용 상태에서 시효 열화를 일으키는 원인이 되는 원소로서, 강중에서 Ti 또는 Al 등의 질화물로서 고정시킨다. 그 함량이 0.008%를 초과하게 되면 Ti, Al 등의 첨가량 증가가 불가피하므로, 상기 N의 함량은 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.025% 이하

상기 P은 불순물로서 인성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그 함유량이 적으면 적을수록 바람직하다. 단, 제강단계에서의 비용을 고려하여, 그 함량은 0.025% 이하로 하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.005% 이하

상기 S은 조대한 개재물을 형성하기 쉬운 원소이고, 인성 저하나 크랙 진전을 조장하므로, 가능한 낮게 함유하는 것이 바람직하다. 단, 제강단계에서의 비용을 고려하여 상한을 0.005%로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.01~0.05%

상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로, 0.01% 미만 첨가되면 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05%를 초과하여 첨가되면 알루미나 집합체를 증가시켜 인성을 저하시키므로, 그 함량을 0.01~0.05%로 하는 것이 바람직하다.

상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위에서, 다른 합금원소의 첨가를 배제하는 것은 아니다.

일예로, 상술한 합금조성 이외에 니오븀(Nb)를 더 포함할 수 있다. 상기 Nb는 석출물을 형성하여 강의 강도의 큰 영향을 주는 원소로써, 강 중에 탄질화물을 석출하거나, Fe 내 고용강화를 통하여 강의 강도를 향상시킨다. 특히, Nb계 석출물들은 슬라브 재가열시 고용된 후 열간압연 중 미세하게 석출하여 강의 강도를 효과적으로 증가시킨다. 다만, 이러한 Nb는 고가의 원소로서 다량 첨가할 경우에 제조원가를 크게 상승시키는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명 열연강판의 미세조직에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명 열연강판의 미세조직은 페라이트와 펄라이트의 복합조직만으로 이루어지는 것이 바람직하다.

보다 구체적으로, 본 발명의 열연강판은 표면 직하 1㎜ 부위의 미세조직이 면적분율로, 60~80%의 페라이트와 20~40%의 펄라이트만을 포함하는 것이 바람직하다. 상기 미세조직을 이루는 경우에 강도를 확보함과 동시에 조관시 우수한 성형성을 확보하여 실수율 측면에서도 유리하다. 또한, 조관 후 열처리 전에 J55급의 목표 강도를 갖고, 조관 후 열처리 후에는 P110급의 강도를 갖는 유정관용 강관을 제조할 수 있는 조직으로서, 본 발명에 의도하는 유정관용 강관을 제조하는데 적합하다. 통상적인 조건으로 제조하여, 표면 직하에 침상형 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트와 같은 저온 변태조직을 포함하는 경우에는 본 발명의 목적을 달성할 수 없다.

본 발명에서 표면 직하 1㎜ 이하의 부위는 강판의 극표면부를 의미하는 것으로서, 상기 극표면부의 미세조직을 전술한 바와 같이 조절하는 경우에, 조관을 위한 우수한 가공성을 확보하기 유리하다.

본 발명의 또다른 일태양인 용접강관은 상기 열연강판을 조관하여 제조한다. 상기 용접강관은 전술한 합금성분과 조성범위를 만족하며, 조관 후 열처리 전의 용접강관은 전술한 미세조직의 조건을 만족한다.

상기 조관 후 열처리 전의 용접강관은 J55급의 강도를 가지며, 구체적으로 379~552MPa의 항복강도 및 517MPa 이상의 인장강도를 갖는다.

한편, 상기 조관 후에 소정의 열처리를 완료한 후의 용접강관은 P110급의 강도를 가지며, 구체적으로 758~965MPa 항복강도 및 862MPa 이상의 인장강도를 갖는다. 상기 조관 후 열처리의 일예로는 후술하는 도 3의 QT(Quenching and Tempering) 열처리를 통해 행할 수 있으며, 상기 열처리 후의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)로 변하게 된다.

이하, 본 발명의 열연강판과 이를 이용하여 제조된 용접강관의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명의 열연강판은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열하고, 열간압연한 후 냉각하고 권취하는 과정을 거쳐 제조되며, 이하에는 각 공정에 대해 상세히 설명한다.

상기 강 슬라브 재가열은 1000~1300℃의 온도범위로 행하는 것이 바람직하다. 슬라브의 재가열 공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 슬라브 가열시 가열온도가 1000℃ 미만이면 슬라브를 균일하게 가열하는데에 어려움이 있으며, 반면 1300℃를 초과할 경우에는 초기 결정립이 너무 커져 입도 미세화가 어려워진다.

상기 열간압연은 조압연 후 미재결정 온도영역인 800~900℃에서 마무리 압연하는 것이 바람직하다. 상기 조압연은 900~1100℃에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 조압연이 900℃ 미만의 온도에서 종료되면 압연기 설비부하 문제가 발생할 위험성이 높아지는 문제가 있다. 상기 조압연에 후속하는 마무리 압연은 800~900℃에서 행하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 800℃ 미만이면 압연 부하로 오작이 발생할 위험성이 있으며, 900℃를 초과하게 되면 최종 조직이 조대해져 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

상기 열간압연 후 냉각은 15℃/s 이하의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도는 강판의 인성과 강도를 향상시키는 중요한 요소일 뿐만 아니라, 본 발명에서 미세조직을 결정하는데 매우 중요한 역할을 한다. 냉각속도가 빠를수록 강판의 내부조직의 결정립이 미세화되어 인성을 향상시키며, 내부에 경질조직이 발달하여 강도를 향상시킬 수 있다. 상기 냉각속도가 15℃/s을 초과할 경우에는 저온 변태조직이 형성되어 목표하는 강도를 초과하거나 충격인성이 저하된다. 본 발명에서는 저밀도 라미나 스프레이(low density laminar spray)를 활용하여 15℃/s이하의 냉각속도로 제어하여 표면직하 1mm에서도 오직 페라이트와 펄라이트 상만 포함하게 하는 것이 바람직하다.

상기 저밀도 라미나 스프레이(low density laminar spray)는 통상적인 냉각과정에서 적용되는 라미나 스프레이(laminar spray) 방식에 비해, 수압이나 노즐의 크기를 작게 하여, 냉각속도를 낮출 수 있는 것뿐만 아니라, 폭방향과 두께방향으로 부분적인 과냉이 일어나지 않고, 표면직하까지의 균일한 냉각을 수행할 수 있다.

한편, 강판의 내부조직을 제어하기 위해서는 냉각속도의 효과가 충분히 발현되는 온도까지 냉각하여 줄 필요가 있다. 상기 냉각은 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직한다. 본 발명에서는 상기 권취 온도는 620~660℃를 만족하는 것이 바람직하다.

상기 권취 온도는 적정량의 페라이트와 펄라이트를 확보하기 위함이며, 상기 권취 온도가 너무 높을 경우에는 조대한 페라이트 및 펄라이트가 생성되어 강도 확보가 어렵다. 만일 권취 온도가 660℃를 초과할 경우에는 조대립의 형성으로 항복비는 감소하나 인성이 저하되고 목표하는 강도에 미달될 문제가 발생할 수 있는 반면, 권취온도가 620℃ 미만으로 저온일 경우에는 조직이 미세하게 되어, 강도와 인성은 증가할 수 있으나, 강관으로 조관 후에 항복강도가 크게 증가하여 목표하는 항복강도 상한점을 초과하고, 결국 항복비가 증가하게 된다.

한편, 본 발명의 C, Ti 및 B의 성분 조성과 권취 온도는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

4 < 100((C/12)+(10Ti/48)+(100B/11)) + (660-CT) < 40

(여기서 C, Ti 및 B는 각 성분의 중량 함량을 의미하며, CT는 권취 온도(℃)를 의미한다.)

상기 C, Ti 및 B 는 모두 강재의 열처리 전후 강도 향상에 효과적인 원소들로써, 이들의 함량이 적으면 목표 수준의 강도보다 낮아질 수 있으므로 권취 온도가 크게 낮아져야 하며, 반대로 이들의 함량이 과도해지면 권취 온도가 상향되어야만 한다.

특히 C와 B의 과도한 편석을 억제하며, 적절한 Ti량에 따라 강도를 확보하며 동시에 적절한 권취온도를 확보해야 한다. 따라서, 상기 C, Ti 및 B 는 제안되는 권취 온도 범위에서 상기 관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

한편, 이와 같이 제조된 열연강판을 이용하여 강관을 제조한다. 상기 강관의 제조하는 방법은 특별히 한정되지 않으나, 전기저항용접(ERW)를 이용하여 조관하는 것이 바람직하다. 전기저항용접시 어떠한 용접 방식도 이용할 수 있으므로 용접 방법에 대해 특별히 한정하지는 않는다.

강관 제조시 두께 13mm 이하의 열연강판을 이용하는 것이 바람직한데, 이는 통상적으로 두께가 높을수록 본 발명에서 제안하는 성분계로 고강도 및 인성을 확보하는 것이 어려워지고, 제조공정과 생산원가 측면에서 크게 무리가 없도록 하기 위해 강판의 두께를 13mm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 제조된 열연강판을 조관 후, 용접하여 얻은 강관은 QT(Quenching and Tempering) 열처리를 할 수 있다. 도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 유정관용 강관 제조 방법 중 열처리(QT, Quenching & Tempering)에 대하여 도시하고 있다. 도 3을 참조하면, QT 열처리에서는 850~950℃에서 오스테나이트화(Austenizing)하여 오스테나이트를 형성한 후 담금질(Quenching)하여 마르텐사이트로 변태시킨다. 이후, 450~750℃에서 뜨임(Tempering)하여, 인성을 향상시킨다. 여기에서 상기 오스테나이트화와 템퍼링을 실시하는 시간은 특별히 한정하지 않으나, 생산성 등을 고려할 때 오스테나이트화는 5분 이내로 실시하고, 뜨임은 3분 이내로 실시하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 실시예에 대해서 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐 본 발명을 한정하는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1의 성분 조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 강 슬라브를 1180℃에서 재가열한 후, 1000℃에서 조압연하고, 850℃에서 마무리 압연하여, 열간압연을 수행하였다. 이후, 15℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하고, 표 1의 조건으로 권취를 행하여, 열연강판을 제조하였다.

이렇게 제조된 열연강판의 표면 직하 1㎜의 미세조직의 분율과 항복강도 및 인장강도를 측정하여 그 결과를 표 2에 나타내었다. 상기 항복강도와 인장강도는 통용되는 ASTM A370에 준하는 시험으로 실시하였다.

한편, 제조된 열연강판을 전기저항용접(Electric Resistance Welding, ERW) 방식으로 조관하여 직경 4~10인치의 강관을 제조하였다. 조관 후에 열처리를 수행하였다. 이때 열처리는 950℃까지 가열처리 후 급냉한 다음, 550℃에서 뜨임(템퍼링)처리 하였다.

상기 열처리 전후의 항복강도와 인장강도를 측정하여, 그 결과를 표 2에 함께 나타내었다.

구분	성분(wt%)											CT(℃)	템퍼링(℃)	관계식 1
구분	C	Si	Mn	Ti	B	Ca	N	P	S	Al	Nb	CT(℃)	템퍼링(℃)	관계식 1
발명예 1	0.23	0.19	1.08	0.018	0.0016	0.0014	0.0042	0.0098	0.0013	0.029	0.001	659	560	4.7
발명예 2	0.23	0.19	1.08	0.018	0.0016	0.0014	0.0042	0.0098	0.0013	0.029	0.001	659	575	4.7
비교예 1	0.25	0.2	1.4	0.002	0.0001	0.0014	0.0045	0.0051	0.001	0.031	0.009	615	560	47.2
비교예 2	0.25	0.2	1.4	0.002	0.0001	0.0014	0.0045	0.0051	0.001	0.031	0.009	615	575	47.2
발명예 3	0.24	0.19	1.28	0.010	0.0010	0.0016	0.0048	0.011	0.0014	0.031	0.002	649	560	14.1
발명예 4	0.25	0.2	1.4	0.025	0.0019	0.002	0.0034	0.0085	0.001	0.03	0.012	628	550	36.3
비교예 3	0.24	0.2	1.1	0.02	0.002	0.002	0.0046	0.0098	0.0013	0.029	-	620	575	44.2
비교예 4	0.24	0.2	1.1	0.02	0.002	0.002	0.0046	0.0098	0.0013	0.029	-	610	575	54.2

상기 표 1에서 CT는 권취온도를 의미하고, 관계식 1은 100((C/12)+(10Ti/48)+(100B/11)) + (660-CT)의 값을 의미한다.

구분	표면 직하 1㎜의 미세조직	열연강판(조관전)		조관 후 열처리 전		조관 후 열처리 후
구분	표면 직하 1㎜의 미세조직	YS(MPa)	TS(MPa)	YS(MPa)	TS(MPa)	YS(MPa)	TS(MPa)
발명예 1	68F+32P	340	554	523	573	834	888
발명예 2	68F+32P	340	554	523	573	820	867
비교예 1	78F+20P+2B	432	643	454	659	760	812
비교예 2	78F+20P+2B	432	643	431	660	724	780
발명예 3	70F+30P	387	563	512	584	831	875
발명예 4	79F+21P	394	625	439	654	912	972
비교예 3	65F+25P+10B	430	618	570	642	818	877
비교예 4	67F+18P+15B	478	632	640	702	823	882

상기 표 2에서 'F'는 페라이트, 'P'는 펄라이트, 'B'는 베이나이트를 의미하고, YS는 항복강도, TS는 인장강도를 의미한다.

상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 조건을 만족하는 발명예 1 내지 4는 용접강관을 제조한 후 열처리 전후의 항복강도와 인장강도가 모두 목표하는 값을 만족하는 것을 확인할 수 있다.

특히, 도 1은 상기 발명예 1의 조관 후 열처리 전, 표면 직하 1㎜의 지점의 미세조직을 관찰한 것으로서, 백색의 페라이트 영역이 면적분율로 68%이고, 흑색의 펄라이트 영역이 32%를 차지하고 있는 것을 확인할 수 있다. 상기 발명예 1의 조관 후 열처리 후의 미세조직은 도 2에 나타내었으며, 열처리 후의 미세조직은 모두 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 것을 알 수 있다.

그러나, 본 발명의 범위를 벗어난, 비교예 1 내지 2의 경우에는 조관 후 열처리 후에 경화능이 부족하여, P110급의 강도 확보에 실패하였으며, 비교예 3 내지 4의 경우에는 열연강판에서 베이나이트 조직이 형성됨에 따라, 조관 후 열처리 전의 용접강관에서 목표한 값에 만족시키지 못했다.

Claims

중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면 직하 1㎜의 미세조직은 면적분율로 60~80%의 페라이트와 20~40%의 펄라이트를 포함하는 유정관용 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 Nb: 0.03% 이하를 추가적으로 포함하는 유정관용 열연강판.
삭제
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 두께 13㎜ 이하인 유정관용 열연강판.
중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~900℃의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 15℃/s 이하의 냉각속도로, 저밀도 라미나 스프레이(low density laminar spray) 방식을 이용하여 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 620~660℃의 온도범위에서 하기 관계식 1의 조건으로 권취하는 단계
를 포함하는 유정관용 열연강판의 제조방법.
[관계식 1]
4 < 100((C/12)+(10Ti/48)+(100B/11)) + (660-CT) < 40
(여기서 C, Ti 및 B는 각 성분의 중량 함량을 의미하며, CT는 권취 온도(℃)를 의미함)
청구항 5에 있어서,
상기 강 슬라브는 Nb: 0.03% 이하를 추가적으로 포함하는 유정관용 열연강판의 제조방법.
삭제
청구항 5에 있어서,
상기 재가열된 강 슬라브를 900~1100℃의 온도범위에서 조압연하는 유정관용 열연강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면 직하 1㎜의 미세조직은 면적분율로 60~80%의 페라이트와 20~40%의 펄라이트를 포함하며,
조관 후 열처리 전에는 379~552MPa의 항복강도 및 517MPa 이상의 인장강도를 갖는 유정관용 강관.
청구항 9에 있어서,
상기 강관은 Nb: 0.03% 이하를 추가적으로 포함하는 유정관용 강관.
청구항 9 또는 10에 있어서,
상기 강관을 열처리를 행한 후, 758~965MPa의 항복강도 및 862MPa 이상의 인장강도를 갖는 유정관용 강관.
청구항 11에 있어서,
상기 강관의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 포함하는 유정관용 강관.
중량%로, C: 0.2~0.3%, Si: 0.10~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.005%, Ca: 0.001~0.006%, N: 0.0.008% 이하, Al: 0.01~0.05%, P: 0.025% 이하, S: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~900℃의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 15℃/s 이하의 냉각속도로, 저밀도 라미나 스프레이(low density laminar spray) 방식을 이용하여 냉각하는 단계;
상기 냉각 후 620~660℃의 온도범위에서 하기 관계식 1의 조건으로 권취하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
상기 제조된 열연강판을 전기저항용접하여 조관하는 단계
를 포함하는 유정관용 강관의 제조방법.
[관계식 1]
4 < 100((C/12)+(10Ti/48)+(100B/11)) + (660-CT) < 40
(여기서 C, Ti 및 B는 각 성분의 중량 함량을 의미하며, CT는 권취 온도(℃)를 의미함)
청구항 13에 있어서,
상기 조관 후 850~950℃ 온도로 가열한 후 급냉하고, 450~750℃에서 템퍼링하는 열처리를 행하는 유정관용 강관의 제조방법.