KR102274267B1 - 코일드 튜빙용 전봉 강관 및 그의 제조 방법 - Google Patents

Abstract

전봉 용접 후의 전관 퀀칭 처리 및 재가열 템퍼링 처리는 실시하지 않고, 항복 강도가 896㎫ 이상인 내저사이클 피로 특성이 우수한 코일드 튜빙용 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공한다. 질량％로, C, Si, Mn, P, S, Al, Cr, Cu, Ni, Mo, Nb, V, Ti, N을 특정의 함유량으로 갖고, 체적 분율로, 2∼10％의 잔류 오스테나이트, 20％ 이하의 마르텐사이트와, 잔부 베이나이트로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도가 896㎫ 이상이고, 균일 신장이 9.0％ 이상이도록 한다.

Description

코일드 튜빙용 전봉 강관 및 그의 제조 방법

본 발명은, 내피로 특성이 우수한 코일드 튜빙(coiled tubing)용 전봉 강관 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

코일드 튜빙은, 외경 20∼100㎜ 정도의 소경 장척의 강관을 릴에 권취한 것이다. 코일드 튜빙은 여러 가지의 갱정(坑井) 내 작업에 널리 이용되고 있으며, 작업 시에 릴로부터 풀어내어 갱정 내에 삽입되고, 작업 후는 갱정으로부터 인양하여 릴에 되감아진다. 특히 최근에는, 셰일 가스(shale gas) 채굴에 있어서 셰일층의 수압 파쇄에 이용된다. 종래의 갱정 내 회수·굴삭 설비와 비교하면, 코일드 튜빙은 장치가 소형이기 때문에 부지 면적이나 작업 인원을 절약할 수 있고, 파이프를 접속할 필요가 없어 연속 양강(continuous tripping)이 가능하기 때문에 작업 효율이 높다는 이점이 있다.

코일드 튜빙은, 소재가 되는 열연 강판을 길이 방향으로 슬릿하여 적절한 폭을 갖는 강대가 되고, 이것을 관 형상으로 롤 성형하고 전봉 용접하여 제조한 강관이다. 그 후, 용접부의 품질 향상이나 소망하는 기계 특성을 얻기 위해, 전관(whole-pipe) 열처리가 실시된다.

갱정 내에서의 파단 방지의 관점에서, 코일드 튜빙은 특히 길이 방향으로 고강도일 것이 요구된다. 최근에는 보다 길고, 보다 깊은 갱정에 대응하기 위해 코일드 튜빙의 고강도화가 진행되고 있으며, 특히 항복 강도가 130ksi(896㎫) 이상일 것이 요구되고 있다.

한편으로, 코일드 튜빙은, 조업시에 자신의 외경과 릴경 또는 주변 기기 호상(弧狀) 가이드부의 곡률 반경에 의해 결정되는, 최대 2∼3％ 정도의 소성 변형을 복수회 받으면서 반복 사용되기 때문에, 내저사이클 피로 특성(low-cycle fatigue resistance)이 요구된다.

특허문헌 1에는, 주체가 되는 조직이 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 중 어느 하나인 것을 특징으로 하는, 코일드 튜빙용 열연 강판 및 그의 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술에서는, 열간 압연에 있어서 코일드 튜빙용 강관의 주체가 되는 베이나이트 등의 조직이 형성된다. 즉, 주체가 되는 조직을 열간 압연 후의 열처리로 형성할 필요가 없다. 단, 이 기술은 코일드 튜빙용 열연 강판에 관한 것으로, 조관(tube making) 후의 항복 강도 및 내저사이클 피로 특성에 관한 상세한 기술은 없다.

특허문헌 2에는, 강 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 하여, 체적 분율 2％ 이상의 잔류 오스테나이트를 함유시킴으로써 내저사이클 피로 특성을 향상시킨 코일드 튜빙용 스테인리스강이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술은 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 한 조직을 얻기 위해, 열간 압연 후에 퀀칭 처리와 재가열 템퍼링 처리를 필요로 하여, 생산성 및 제조 비용에 문제가 있다. 또한, 항복 강도가 높아도 800㎫ 정도이고, 특히 항복 강도 130ksi(896㎫) 이상의 코일드 튜빙의 제조에는 적합하지 않다.

특허문헌 3에는, 강 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 한, 항복 강도가 140ksi(965㎫) 이상의 내저사이클 피로 특성이 우수한 코일드 튜빙용 전봉 강관 및 그의 제조 방법이 제안되어 있다. 그러나, 이 기술은 특허문헌 2와 동일하게 열연 강판을 전봉 용접한 후에 전관 퀀칭 처리와 재가열 템퍼링 처리를 필요로 하기 때문에, 생산성 및 제조 비용에 문제가 있다.

일본재공표특허공보 2013-108861호 일본공개특허공보 2001-303206호 일본공개특허공보 2014-208888호

상기의 특허문헌 2, 3에 기재된 기술과 같이, 코일드 튜빙용 강관의 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 하는 경우, 전봉 용접 후의 열처리에 의해 템퍼링 마르텐사이트를 형성할 필요가 있다. 이는 이하의 이유에 의한다.

(ⅰ) 열간 압연 그대로의 조직을 마르텐사이트 주체로 하면, 롤 성형에 필요한 가공성이 부족하다.

(ⅱ) 롤 성형 전의 열처리에 의해 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 하면, 롤 성형은 가능하지만, 전봉 용접부의 품질 향상을 위해 재차 전관 열처리가 필요해진다.

상기의 이유로부터, 조직을 템퍼링 마르텐사이트 주체로 한 코일드 튜빙용 강관은, 특허문헌 3 등에서 제안되어 있는 바와 같이, 전봉 용접 후의 전관 퀀칭 처리에 더하여 재가열 템퍼링 처리를 실시함으로써 제조되기 때문에, 생산성 및 제조 비용에 문제가 있다.

이와 같이, 생산성의 향상 및 제조 비용의 억제를 고려하여, 전봉 용접을 실시한 후에 전관 퀀칭 처리 및 재가열 템퍼링 처리는 실시하지 않고, 항복 강도가 130ksi(896㎫) 이상이고, 내저사이클 피로 특성이 우수한 코일드 튜빙용 전봉 강관을 제공하는 기술은 아직 확립되어 있지 않았다.

본 발명은 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로서, 전봉 용접 후의 전관 퀀칭 처리 및 재가열 템퍼링 처리는 실시하지 않고, 항복 강도가 130ksi(896㎫) 이상인 내저사이클 피로 특성이 우수한 코일드 튜빙용 전봉 강관 및 그의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

여기에서, 내저사이클 피로 특성이 우수하다는 것은, 변형비 0(편진(pulsating)), 전(全)변형 범위 2.5％로 변형을 제어한 인장 피로 시험에 있어서의 파단까지의 반복수가 250회 이상인 것을 가리킨다. 또한, 여기에서는 최대 하중의 75％까지 시험 하중이 저하된 시점을 파단으로 한다.

본 발명자들은, 상기 목적을 달성하기 위해, 전봉 용접 후에 전관 퀀칭 처리 및 재가열 템퍼링 처리는 실시하지 않고, 강 조직에 대해서는 열간 압연에 있어서 형성 가능한 베이나이트를 주체로 하고, 항복 강도를 130ksi(896㎫) 이상으로 하여, 우수한 내저사이클 피로 특성을 얻기 위한 검토를 행했다. 그 결과, 내저사이클 피로 특성의 개선에는 균일 신장(uniform elongation)의 향상이 중요한 것을 발견했다. 구체적으로는, 9.0％ 이상의 균일 신장이 필요하다.

저사이클 피로에서는, 균열 선단 근방에 있어서의 네킹(necking)과, 그에 의한 균열 진전이 반복되면서 재료가 파단에 이른다. 그 때문에 균일 신장이 큰 재료의 쪽이, 가공 경화능이 높고 네킹 발생이 느려져 균열 진전이 억제되기 때문에, 내저사이클 피로 특성이 우수하다.

그리고, 베이나이트를 주체 조직으로 하면서, 항복 강도를 130ksi(896㎫) 이상으로 하고, 또한 우수한 내저사이클 피로 특성을 얻기 위해서는, 강의 성분 조성을 소정의 범위로 함과 함께, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율을 소정의 범위로 하는 것이 필요한 것을 인식했다.

본 발명은 상기 인식에 기초한 것으로서, 이하의 [1]∼[3]을 제공한다.

[1] 질량％로, C: 0.10％ 초과 0.16％ 이하, Si: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Mn: 1.6％ 이상 2.5％ 이하, P: 0.02％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하, Cr: 0.5％ 초과 1.5％ 이하, Cu: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Ni: 0.1％ 이상 0.3％ 이하, Mo: 0.1％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.01％ 이상 0.05％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Ti: 0.005％ 이상 0.05％ 이하, N: 0.005％ 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

체적 분율로, 2％ 이상 10％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 20％ 이하의 마르텐사이트와, 잔부로서 베이나이트로 이루어지는 조직을 갖고,

항복 강도가 896㎫ 이상이고, 균일 신장이 9.0％ 이상인, 코일드 튜빙용 전봉 강관.

[2] 상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Sn: 0.001％ 이상 0.005％ 이하, Ca: 0.001％ 이상 0.003％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는, 상기 [1]에 기재된 코일드 튜빙용 전봉 강관.

[3] 상기 [1] 또는 [2]에 기재된 코일드 튜빙용 전봉 강관의 제조 방법으로서, 강대를 관 형상으로 롤 성형하고 전봉 용접하여 제조한 강관을, 650℃ 이상 850℃ 이하의 온도로 가열하는 공정을 포함하는, 코일드 튜빙용 전봉 강관의 제조 방법.

또한, 본 발명에서 필요로 하지 않는 전봉 용접 후의 전관 퀀칭 처리 및 재가열 템퍼링 처리란, 각각, 강관을 전둘레 전길이에 걸쳐 Ac₃점 이상의 온도로 가열하여 오스테나이트화한 후에 30℃/s 이상의 냉각 속도로 냉각하는 것, 전관 퀀칭 처리 후에 강관을 전둘레 전길이에 걸쳐 500℃ 이상 800℃ 이하의 온도로 가열하여 공랭(air-cooled)하는 것을 가리키고, 상기의 본 발명의 전봉 용접 후의 650℃ 이상 850℃ 이하의 온도로 가열하는 처리와는 상이한 처리이다.

본 발명에서, 균일 신장은, 크로스 헤드 속도(cross-head speed) 10㎜/min으로 인장 시험을 행하여, 항복 후의 최대 하중에 있어서의 공칭 변형으로서 측정할 수 있다.

또한, 본 발명에서, 항복 강도는, 크로스 헤드 속도 10㎜/min으로 인장 시험을 행하여, API-5ST 규격에 준거한 0.2％ 내력으로서 측정할 수 있다.

본 발명에 의하면, 항복 강도가 130ksi(896㎫) 이상인 내저사이클 피로 특성이 우수한 코일드 튜빙용 전봉 강관을, 생산성이 높고 또한 저비용으로 제조하는 것이 가능해진다.

도 1은, 잔류 오스테나이트의 체적 분율과 인장 피로 시험에 있어서의 파단까지의 반복수의 관계를 나타낸 그래프이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

본 발명의 코일드 튜빙용 전봉 강관은, 질량％로, C: 0.10％ 초과 0.16％ 이하, Si: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Mn: 1.6％ 이상 2.5％ 이하, P: 0.02％ 이하, S: 0.005％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하, Cr: 0.5％ 초과 1.5％ 이하, Cu: 0.1％ 이상 0.5％ 이하, Ni: 0.1％ 이상 0.3％ 이하, Mo: 0.1％ 이상 0.3％ 이하, Nb: 0.01％ 이상 0.05％ 이하, V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, Ti: 0.005％ 이상 0.05％ 이하, N: 0.005％ 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 체적 분율로, 2％ 이상 10％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 20％ 이하의 마르텐사이트와, 잔부로서 베이나이트로 이루어지는 조직을 갖고, 항복 강도가 896㎫ 이상이고, 균일 신장이 9.0％ 이상이다.

우선, 본 발명에 있어서, 전봉 강관의 강 소재의 성분 조성을 한정한 이유를 이하에 설명한다. 본 명세서에 있어서, 특별히 언급이 없는 한, 강 조성을 나타내는 「％」는 「질량％」이다.

C: 0.10％ 초과 0.16％ 이하

C는 강의 강도를 상승시키는 원소이고, 또한 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소인 점에서, 소망하는 강도 및 잔류 오스테나이트 분율을 확보하기 위해 0.10％ 초과로 C를 함유하는 것을 필요로 한다. 그러나, C 함유량이 0.16％를 초과하면 용접성(weldability)이 악화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.10％ 초과 0.16％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.11％ 이상이고, 바람직하게는 0.13％ 이하이다.

Si: 0.1％ 이상 0.5％ 이하

Si는 탈산제로서 작용함과 함께, 열간 압연시의 스케일(scales) 형성을 억제하여, 스케일 오프량(amount of scale-off)의 저감에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.1％ 이상의 Si의 함유를 필요로 한다. 한편, Si 함유량이 0.5％를 초과하면 용접성이 악화된다. 이 때문에, Si 함유량은 0.1％ 이상 0.5％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.2％ 이상이고, 바람직하게는 0.4％ 이하이다.

Mn: 1.6％ 이상 2.5％ 이하

Mn은 강의 강도를 상승시키는 원소이고, 또한 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이고, 또한 마무리 압연 후의 냉각에 있어서 페라이트 변태를 지연시켜 베이나이트 주체 조직의 형성에 기여하는 원소이다. 소망하는 강도 및 조직을 확보하기 위해 1.6％ 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 그러나, Mn 함유량이 2.5％를 초과하면 용접성이 악화되는데다가, 잔류 오스테나이트 분율이 높아져 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 이 때문에, Mn 함유량은 1.6％ 이상 2.5％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.8％ 이상이고, 바람직하게는 2.1％ 이하이다.

P: 0.02％ 이하

P는, 입계에 편석하여 재료의 불균질을 초래하기 때문에, 불가피적 불순물로서 가능한 한 저감하는 것이 바람직하지만, 0.02％ 정도의 함유량까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 함유량은 0.02％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.01％ 이하이다.

S: 0.005％ 이하

S는, 강 중에서는 통상, MnS로서 존재하지만, MnS는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되어, 연성에 악영향을 미친다. 이 때문에, 본 발명에서는 가능한 한 저감 하는 것이 바람직하지만, 0.005％ 정도의 S 함유량까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, S 함유량은 0.005％ 이하로 한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.003％ 이하이다.

Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하

Al은, 강력한 탈산제로서 작용하는 원소로, 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상 Al을 함유할 필요가 있다. 그러나, Al 함유량이 0.07％를 초과하면 알루미나계 개재물이 많아져, 표면 성상(surface properties)이 악화된다. 이 때문에, Al 함유량은 0.01％ 이상 0.07％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.02％ 이상이고, 바람직하게는 0.05％ 이하이다.

Cr: 0.5％ 초과 1.5％ 이하

Cr도, 내식성을 부여하기 위해 첨가되는 원소이다. 또한, 템퍼링 연화 저항을 높이기 때문에, 조관 후의 전관 열처리시의 연화를 억제한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr을 0.5％ 초과로 함유할 필요가 있다. 그러나, Cr 함유량이 1.5％를 초과하면 용접성이 악화된다. 이 때문에, Cr 함유량은 0.5％ 초과 1.5％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cr 함유량은 0.5％ 초과 1.0％ 이하이다. 보다 바람직하게는, Cr 함유량은 0.8％ 이하이다.

Cu: 0.1％ 이상 0.5％ 이하

Cu도, Cr과 동일하게 내식성을 부여하기 위해 첨가되는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu를 0.1％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, Cu 함유량이 0.5％를 초과하면 용접성이 악화된다. 이 때문에, Cu 함유량은 0.1％ 이상 0.5％ 이하로 한다. 바람직하게는, Cu 함유량은 0.2％ 이상이고, 바람직하게는 0.4％ 이하이다.

Ni: 0.1％ 이상 0.3％ 이하

Ni도, Cr, Cu와 동일하게 내식성을 부여하기 위해 첨가되는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ni를 0.1％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, Ni 함유량이 0.3％를 초과하면 용접성이 악화된다. 이 때문에, Ni 함유량은 0.1％ 이상 0.3％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ni 함유량은 0.1％ 이상 0.2％ 이하이다.

Mo: 0.1％ 이상 0.3％ 이하

Mo는, 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소인 점에서, 본 발명에서는 소망하는 강도 및 잔류 오스테나이트 분율을 확보하기 위해 0.1％ 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 그러나, Mo 함유량이 0.3％를 초과하면 용접성이 악화되는데다가, 마르텐사이트 분율이 높아져 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 이 때문에, Mo 함유량은 0.1％ 이상 0.3％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mo 함유량은 0.2％ 이상 0.3％ 이하이다.

Nb: 0.01％ 이상 0.05％ 이하

Nb는, 열간 압연에 있어서 미세한 NbC로서 석출하여 고강도화에 기여하는 원소인 점에서, 소망하는 강도를 확보하기 위해 0.01％ 이상 Nb를 함유하는 것을 필요로 한다. 그러나, Nb 함유량이 0.05％를 초과하면, 열간 압연 가열 온도에서 고용되기 어려워져, 함유량에 알맞은 고강도화가 이루어지지 않는다. 이 때문에, Nb 함유량은 0.01％ 이상 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는, Nb 함유량은 0.03％ 이상 0.05％ 이하이다.

V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하

V는, 열간 압연에 있어서 미세한 탄질화물로서 석출하여 고강도화에 기여하는 원소인 점에서, 소망하는 강도를 확보하기 위해 V를 0.01％ 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 그러나, V 함유량이 0.10％를 초과하면 조대한(coarse) 석출물이 형성되어, 용접성이 저하한다. 이 때문에, V 함유량은 0.01％ 이상 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, V 함유량은 0.04％ 이상이고, 바람직하게는 0.08％ 이하이다.

Ti: 0.005％ 이상 0.05％ 이하

Ti는 TiN으로서 석출하고, Nb와 N의 결합을 억제함으로써 미세한 NbC를 석출시킨다. 전술과 같이, Nb는 강의 고강도화의 관점에서 중요한 원소이지만, Nb가 N과 결합하면 Nb(CN)를 핵으로 하여 NbC가 석출하여, 고강도가 얻어지기 어려워진다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ti를 0.005％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Ti 함유량이 0.05％를 초과하면, TiC의 양이 많아져, 미세한 NbC가 적어진다. 이 때문에, Ti 함유량은 0.005％ 이상 0.05％ 이하로 한다. 바람직하게는, Ti 함유량은 0.010％ 이상이고, 바람직하게는 0.03％ 이하이다.

N: 0.005％ 이하

N은, 불가피적 불순물이지만, Nb 질화물이 형성되면 미세한 NbC가 적어진다. 이 때문에, N의 함유량은 0.005％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는 0.003％ 이하이다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 불가피적 불순물로서는, Co: 0.1％ 이하, B: 0.0005％ 이하를 허용할 수 있다.

상기의 성분이 본 발명에 있어서의 전봉 강관의 강 소재의 기본의 성분 조성이지만, 이들에 더하여 추가로, Sn: 0.001％ 이상 0.005％ 이하, Ca: 0.001％ 이상 0.003％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유시켜도 좋다.

Sn: 0.001％ 이상 0.005％ 이하

Sn은, 내식성을 위해 필요에 따라서 첨가한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상 Sn을 함유한다. 그러나, Sn 함유량이 0.005％를 초과하면, 편석하여 강도 불균일을 일으키는 경우가 있다. 이 때문에, Sn을 함유하는 경우는, Sn 함유량은 0.001％ 이상 0.005％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.001％ 이상 0.003％ 이하

Ca는, 열간 압연 공정에서 얇게 연신되는 MnS 등의 황화물을 구상화(spheroidize)함으로써 강의 인성 향상에 기여하는 원소로서, 필요에 따라서 첨가한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상 Ca를 함유한다. 그러나, Ca 함유량이 0.003％를 초과하면, 강 중에 Ca 산화물 클러스터가 형성되어 인성이 악화되는 경우가 있다. 이 때문에, Ca를 함유하는 경우는, Ca 함유량은 0.001％ 이상 0.003％ 이하로 한다.

다음으로, 본 발명의 전봉 강관의 조직을 한정한 이유를 설명한다.

본 발명의 전봉 강관은, 체적 분율로, 2％ 이상 10％ 이하의 잔류 오스테나이트, 20％ 이하의 마르텐사이트, 나머지는 베이나이트로 이루어지는 조직을 갖는다.

조직을 베이나이트 주체(70％ 이상)로 한 것은, 소망하는 항복 강도를 얻기 위해서이다.

마르텐사이트는 베이나이트보다도 경질이고, 생성시에 주변의 베이나이트에 가동 전위를 도입하기 때문에 항복 강도를 저하시키고, 균일 신장을 향상시킨다. 단, 체적 분율이 20％를 초과하면 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 본 발명에서는, 마르텐사이트의 체적 분율은 15％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 체적 분율은 3％ 이상인 것이 바람직하고, 체적 분율은 5％ 이상인 것이 보다 바람직하다.

잔류 오스테나이트는, 재료가 네킹될 때까지의 사이에, 단계적으로 경질인 마르텐사이트로 변태하기 때문에 항복 강도를 저하시키고, 균일 신장을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 2％ 이상의 체적 분율이 필요하고, 또한, 평균 결정 입경 1㎛ 이하인 것이 바람직하다. 단, 체적 분율이 10％를 초과하면 소망하는 항복 강도가 얻어지지 않는다. 또한, 체적 분율은 4％ 이상 8％ 이하가 바람직하다.

여기에서, 잔류 오스테나이트의 체적 분율은, X선 회절에 의해 측정한다. 또한, 마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율은, 주사형 전자 현미경(SEM, 배율: 2000∼5000배)을 이용하여, 얻어진 SEM상으로부터 측정한다. 또한, SEM상에서는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 식별이 어렵기 때문에, 얻어진 SEM상으로부터 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하고, 그것을 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 하고, 그로부터 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 뺀 값을 마르텐사이트의 체적 분율로 한다. 또한, 베이나이트의 체적 분율은, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부로서 산출한다.

다음으로, 본 발명의 전봉 강관의 제조 방법을 설명한다.

본 발명에서는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들면, 상기한 화학 성분을 갖는 슬래브(slab) 등의 강 소재를, 1150℃ 이상 1280℃ 이하의 온도로 가열한 후, 마무리 압연 종료 온도를 840℃ 이상 920℃ 이하, 권취 온도를 500℃ 이상 600℃ 이하의 조건으로 하여 열간 압연을 실시한다.

열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도가 1150℃ 미만인 경우, 조대한 Nb, V 탄질화물의 재용해가 불충분해져, 강도 저하의 원인이 된다. 한편, 가열 온도가 1280℃를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하고, 열간 압연에 있어서의 석출물 형성 사이트가 감소하기 때문에, 강도 저하의 원인이 된다. 이 때문에, 열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도는 1150℃ 이상 1280℃ 이하인 것이 바람직하다.

마무리 압연 종료 온도가 840℃ 미만인 경우, 연질인 페라이트가 생성되기 때문에 강도 저하의 원인이 된다. 또한, 잔류 응력에 의한 슬릿(slitting) 후의 형상 악화가 현저해진다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 920℃를 초과하면, 오스테나이트 미재결정역에서의 압하량이 부족하여, 미세한 오스테나이트립이 얻어지지 않고 석출물 형성 사이트가 감소하기 때문에, 강도 저하의 원인이 된다. 이 때문에, 마무리 압연 종료 온도는 840℃ 이상 920℃ 이하인 것이 바람직하다.

권취 온도가 500℃ 미만인 경우, Nb, V 석출물의 생성이 억제되어, 강도 저하의 원인이 된다. 한편, 권취 온도가 600℃를 초과하면, 연질인 페라이트가 생성되는데다가, 조대한 Nb, V 석출물이 생성되기 때문에 강도 저하의 원인이 된다. 이 때문에, 권취 온도는 500℃ 이상 600℃ 이하인 것이 바람직하다.

상기한 열연 강판은, 표층의 산화 스케일 제거를 목적으로 하여, 산 세정 또는 쇼트 블래스팅 처리(shot-blasted)를 해도 좋다.

계속해서, 상기한 열연 강판(강대)을 관 형상으로 롤 성형, 전봉 용접하여 강관으로 하고, 이것을 650℃ 이상 850℃ 이하의 온도로 가열한다. 이하에서는, 이 가열 처리를 「어닐링」이라고 칭한다. 이 어닐링에 의해, 전봉 용접부의 품질을 향상시킴과 함께, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 증가시키고, 체적 분율로, 2％ 이상 10％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 20％ 이하의 마르텐사이트와, 잔부로서 베이나이트로 이루어지는 조직으로 할 수 있다.

어닐링 온도가 650℃ 미만인 경우, 온도가 Ac₁점 이하이기 때문에, 소망하는 체적 분율의 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않는다. 한편, 어닐링 온도가 850℃를 초과하면 오스테나이트가 다량으로 생성되고, 오스테나이트로의 충분한 C 농축이 이루어지지 않아 냉각시에 마르텐사이트 변태해 버리기 때문에, 소망하는 체적 분율의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 얻어지지 않는다. 그 때문에, 어닐링 온도는 650℃ 이상 850℃ 이하로 한다. 바람직하게는 680℃ 이상이고, 바람직하게는 750℃ 이하이다.

어닐링 후의 냉각에 대해서는, 펄라이트 생성을 회피하기 위해, 냉각 개시 온도에서 400℃까지의 사이의 평균 냉각 속도를 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하고, 예를 들면 수랭이 바람직하다. 본 발명에서는, 열연 강판을 전봉 용접하여 강관을 제조할 때에는, 전관 퀀칭 처리와 재가열 템퍼링 처리는 필요로 하지 않아, 생산성의 향상 및 제조 비용의 억제를 실현할 수 있다.

실시예

이하, 실시예에 기초하여, 추가로 본 발명에 대해서 설명한다.

표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 용강을 전로(converter)로 용제하고, 연속 주조법으로 슬래브(강 소재)로 했다. 이것들을 1200℃로 가열한 후, 표 1에 나타내는 마무리 압연 종료 온도 및 권취 온도에서 열간 압연하여, 마무리 판두께 3.3㎜의 열연 강판으로 했다. 얻어진 열연 강판으로부터 JIS5호 인장 시험편(게이지 길이 50㎜, 평행부폭 25㎜)을 압연 방향(이하, L 방향)과 인장 방향이 평행이 되도록 잘라내고, L 방향 조관 변형에 상당하는 6％ 인장 변형을 인장 시험기에 의해 부여하여, 전관 가열을 모의한 어닐링을 여러 가지의 온도에서 30초간 행하여 냉각한 후, 인장 시험을 실시했다. 또한, 상기 조건으로 열처리를 실시한 샘플의 조직 관찰, 잔류 오스테나이트의 체적 분율 측정, 저사이클 피로 특성 평가를 행했다.

인장 시험은 크로스 헤드 속도 10㎜/min으로 행하고, API-5ST 규격에 준거하여 0.2％ 내력을 항복 강도로 했다. 인장 강도는, 항복 후의 최대 하중에 있어서의 공칭 응력으로 했다. 균일 신장은, 항복 후의 최대 하중에 있어서의 공칭 변형으로 했다.

마르텐사이트 및 베이나이트의 체적 분율은, 주사형 전자 현미경(SEM, 배율: 2000∼5000배)을 이용하여, 얻어진 SEM상으로부터 측정했다. 또한, SEM상에서는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 식별이 어렵기 때문에, 얻어진 SEM상으로부터 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트로서 관찰된 조직의 면적률을 측정하여, 그것을 마르텐사이트 혹은 잔류 오스테나이트의 체적 분율로 하고, 그로부터 후술하는 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 뺀 값을 마르텐사이트의 체적 분율로 했다. 또한, 베이나이트의 체적 분율은, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 이외의 잔부로서 산출했다. 또한, 페라이트 및 펄라이트의 체적 분율도, 동일하게 SEM상으로부터 구했다. 관찰용 시료는, 관찰면이 열간 압연시의 압연 방향 단면이 되도록 채취하여, 연마한 후, 나이탈 부식(nital etching)하여 제작했다. 또한, 조직의 면적률은, 판두께1/2위치에서 5시야 이상 관찰을 행하고, 각 시야에서 얻어진 값의 평균값으로서 산출했다.

잔류 오스테나이트의 체적 분율 측정은, X선 회절에 의해 행했다. 측정용 시료는, 회절면이 판두께 1/2 위치가 되도록 연삭한 후, 화학 연마를 하여 표면 가공층을 제거하여 제작했다. 측정에는 Mo의 Kα선을 사용하고, fcc철의 (200), (220), (311)면과 bcc 철의 (200), (211)면의 적분 강도로부터 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 구했다.

또한, 어닐링 전의 열연 강판의 조직에 대해서도, 상기 측정 방법에 기초하여 측정했다.

저사이클 피로 특성은, 인장 피로 시험에 있어서의 파단까지의 반복수에 의해 평가했다. 시험편은 상기 열연 강판과 동일한 화학 성분·열연 조건에서 용제·압연한 마무리 판두께 15㎜의 열연 강판으로 제작하고, 평행부 지름 4.5㎜, 평행부 길이 12㎜의 둥근 막대로 했다. 시험은 변형 제어로, 변형비 0(편진), 전변형 범위 2.5％로 행했다.

표 2에, 표 1 중의 강 No.1∼22의 기계 특성을 각각 나타낸다. 항복 강도 YS에 대해서, 130ksi(896㎫) 이상인 경우를 합격으로 하고, 인장 피로 시험에 있어서의 파단까지의 반복수에 대해서, 250회 이상인 경우를 합격으로 했다. 또한, 균일 신장에 대해서는, 9.0％ 이상인 경우를 합격으로 했다.

표 1 및 표 2 중, No.1, 4, 5, 9∼11, 20은 본 발명예, No.2, 3, 6∼8, 12∼19, 21, 22는 비교예이다. 표 1에 있어서, 이들 중 No.1∼3은, 동일한 열연 강판으로부터 채취한 샘플을 각각 상이한 온도에서 어닐링한 예이다. 본 발명예 중, No.4는 Ca를 첨가한 예, No.5는 Sn 및 Ca를 첨가한 예이다. 이들 조직은 모두 베이나이트를 주체로 하고, 잔류 오스테나이트 분율이 2％ 이상 10％ 이하, 마르텐사이트 분율이 20％ 이하이고, 균일 신장은 9.0％ 이상이었다. 이들 본 발명예는 모두 항복 강도가 130ksi(896㎫) 이상, 인장 피로 시험에 있어서의 파단까지의 반복수가 250회 이상이고, 130ksi(896㎫) 이상의 항복 강도와, 비교예보다도 우수한 내저사이클 피로 특성을 나타냈다. 또한, 본 발명예에서는, 전관 퀀칭 처리 및 재가열 템퍼링 처리는 실시하지 않고, 생산성의 향상 및 제조 비용의 억제도 실현할 수 있었다.

한편으로, 비교예의 No.2, 3은 어닐링 온도 및 어닐링 후 조직이 본 발명의 범위 외이고, 모두 균일 신장이 9.0％ 미만이고, 본 발명예와 비교하여 내저사이클 피로 특성이 뒤떨어져 있었다. No.6은 Nb, V의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다. No.7은 Mn, Mo의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 어닐링 후의 조직이 본 발명의 범위 외였기 때문에, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다. No.8, 19는 C의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 어닐링 후의 조직이 본 발명의 범위 외이고, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않고, 균일 신장이 9.0％ 미만으로, 본 발명예와 비교하여 내저사이클 피로 특성이 뒤떨어져 있었다.

No.12, 13은 어닐링 온도 및 어닐링 후 조직이 본 발명의 범위 외이고, 모두 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다. No.14는 Mn의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 어닐링 후의 조직이 본 발명의 범위 외이고, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다. No.15는 Mo의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 어닐링 후의 조직이 본 발명의 범위 외이고, 균일 신장이 9.0％ 미만으로, 본 발명예와 비교하여 내저사이클 피로 특성이 뒤떨어져 있었다. No.16은 Nb의 함유량이, No.17은 V의 함유량이, No.18은 Ti의 함유량이 각각 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다. No.21은 Cr의 함유량이 본 발명의 범위를 하회하고 있고, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다. No.22는 Ti의 함유량이 본 발명의 범위를 상회하고 있고, 항복 강도가 130ksi에 도달하고 있지 않았다.

도 1은, 본 발명예 및 비교예 중, 조직이 베이나이트 주체이고, 나머지가 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 강에 대해서, 인장 피로 시험에 있어서의 파단까지의 반복수를 잔류 오스테나이트 분율에 대하여 플롯한 것이다.

도 1로부터, 강조직을 베이나이트 주체로 하여, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 본 발명의 범위 내로 함으로써, 내저사이클 피로 특성을 대폭으로 향상할 수 있는 것을 알 수 있다.

이상으로부터, 강조직을 베이나이트 주체로 함으로써 고생산성 또한 저비용으로 코일드 튜빙용 전봉 강관을 제조하는 것이 가능해지고, 추가로 이 강의 조성 및 조직을 본 발명의 범위 내로 함으로써, 130ksi(896㎫) 이상의 항복 강도와 우수한 내저사이클 피로 특성을 얻을 수 있다.

Claims (3)

1. 질량％로, C: 0.10％ 초과 0.16％ 이하,
   Si: 0.1％ 이상 0.5％ 이하,
   Mn: 1.6％ 이상 2.5％ 이하,
   P: 0.02％ 이하,
   S: 0.005％ 이하,
   Al: 0.01％ 이상 0.07％ 이하,
   Cr: 0.5％ 초과 1.5％ 이하,
   Cu: 0.1％ 이상 0.5％ 이하,
   Ni: 0.1％ 이상 0.3％ 이하,
   Mo: 0.1％ 이상 0.3％ 이하,
   Nb: 0.01％ 이상 0.05％ 이하,
   V: 0.01％ 이상 0.10％ 이하,
   Ti: 0.005％ 이상 0.05％ 이하,
   N: 0.005％ 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
   체적 분율로, 2％ 이상 10％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 20％ 이하의 마르텐사이트와, 잔부로서 베이나이트로 이루어지는 조직을 갖고,
   항복 강도가 896㎫ 이상이고, 균일 신장이 9.0％ 이상인, 코일드 튜빙용 전봉 강관.
2. 제1항에 있어서,
   상기 성분 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Sn: 0.001％ 이상 0.005％ 이하,
   Ca: 0.001％ 이상 0.003％ 이하 중으로부터 선택된 1종 또는 2종을 함유하는, 코일드 튜빙용 전봉 강관.
3. 제1항 또는 제2항에 기재된 코일드 튜빙용 전봉 강관의 제조 방법으로서, 강대를 관 형상으로 롤 성형하고 전봉 용접하여 제조한 강관을, 650℃ 이상 850℃ 이하의 온도로 가열하는 공정을 포함하는, 코일드 튜빙용 전봉 강관의 제조 방법.

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