KR20130048796A

KR20130048796A - 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법

Info

Publication number: KR20130048796A
Application number: KR1020137008934A
Authority: KR
Inventors: 미츠루 사와무라; 히토시 아사히
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2011-04-19
Filing date: 2012-02-03
Publication date: 2013-05-10
Also published as: US20130092280A1; EP2634271A4; JP5131411B2; CA2808119A1; JPWO2012144248A1; CA2808119C; WO2012144248A1; US9126283B2; EP2634271B1; CN103069020B; EP2634271A1; CN103069020A; KR101368604B1

Abstract

본 발명의 과제는 강관 전체에 열 처리를 하지 않고, API 규격 5CTP110 상당의 강도를 갖고, 또한 인성이 우수한 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명에 따른 유정용 전봉 강관은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.03 내지 0.5%, Mn : 0.80 내지 2.2%, P : 0.03% 이하, S : 0.003% 이하, Al : 0.08% 이하, Nb : 0.01 내지 0.1%, Ti : 0.005 내지 0.03%, B : 0.0005 내지 0.003%, N : 0.008% 이하를 각각 갖고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, V_C90이 15 내지 40인 조성으로 하였다.

Description

유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법 {ELECTRIC RESISTANCE WELDED(ERW) STEEL PIPE FOR OIL WELL USE AND PROCESS FOR PRODUCING ERW STEEL PIPE FOR OIL WELL USE}

본 발명은 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 관한 것이다. 특히, API 규격 5CT P110 상당의 강도(항복 응력 YS : 758 내지 965MPa, 인장 강도TS : 862MPa 이상)를 갖고, 또한 인성이 우수한 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 관한 것이다.

최근 들어, 유정이나 가스정(이하, 총칭하여 유정이라 칭함)의 굴삭 심도는 점점 깊어지는 경향이 있고, 케이싱 등의 압궤 강도를 높이기 위해, 유정용 강관의 고강도화가 요구되고 있다.

종래, 유정용 강관으로서, 심리스 강관이나 전봉 강관이 사용되어 왔다. 고강도가 요구되는 강관의 경우, 조관 후에 강관 전체에 대하여 ?칭 템퍼링을 실시함으로써 강도를 확보하는 동시에 인성을 향상시키고 있다. 한편, 최근에는 굴삭 비용의 삭감을 목적으로 하여, 고강도이며, 조관 후의 열 처리를 하지 않는 조관 성형한 상태의 전봉 강관에 대한 요구가 강해지고 있다.

유정용 강관 중, 지표 부근의 케이싱 등, 비교적 저강도인 경우에는, 염가인 전봉 강관이 사용되고 있다. 또한, API 규격 Spec5CT K55 유정용 전봉 강관은, 조관 성형한 상태(?칭 템퍼링 생략)로 제조되고, API 규격 Spec5CT N80 상당 유정용 전봉 강관은, 조관 성형한 상태로 제조되는 경우도 있다. 그러나 그 이상의 강도, 예를 들어 API 규격 5CT P110 상당의 강도가 요구될 경우에는, 조관 후의 열 처리를 행하지 않고 제조를 행할 수는 없었다.

예를 들어, 특허 문헌 1이나 특허 문헌 2에서는, 조관 후에 있어서, 용접 열 영향부만을 재가열한 후 ?칭하고, 그 후 강관 전체를 템퍼링함으로써 강도를 확보하는 기술이 개시되어 있다.

그러나 전봉 강관의 경우, 강관 전체에 템퍼링을 실시하면, 제조 비용이 늘어난다. 또한, ?칭을 행하면, 열 변형에 의해 치수 정밀도가 악화되어, 다시 교정 등의 공정이 필요해진다.

이러한 문제에 대하여, 강관 전체의 열 처리를 생략할 수 있는 고강도 강관의 제조 기술이 제안되어 있다.

예를 들어 특허 문헌 3에는, 압연 후에 가속 냉각을 행하고, 250℃ 이하의 온도로 권취하여, 마이크로 조직을 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 혼재된 MA콘스티튜언트(constituent)와, 매우 미세한 페라이트와의 2상 조직으로 함으로써, 강관 전체의 열 처리를 행하지 않고, 강도와 저온 인성을 양립시킨 전봉 강관을 제조하는 방법이 개시되어 있다.

또한, 특허 문헌 4에는, 높은 C량으로 한 슬래브를, 열간 압연 후에 급랭함으로써, 강관 전체의 열 처리를 하지 않고, 강도를 향상시킨 전봉 강관을 제조하는 방법이 개시되어 있다.

일본 특허 공개 소61-272318호 공보 일본 특허 공개 소61-279623호 공보 일본 특허 공개 평6-145881호 공보 일본 특허 공개 평7-102321호 공보

API 규격 5CT P110에 요구되는 강도는, 항복 응력 Ys : 758 내지 965MPa, 인장 강도 Ts : 862MPa 이상이므로, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 얻기 위해서는, 인장 강도 862MPa 이상이 필요하다. ?칭 템퍼링을 생략하고, 이러한 고강도를 확보하기 위해서는, 조관 공정에 의한 가공 경화를 이용하여 강도를 향상시킬 필요가 있어, 항복 응력의 제약이 중요해진다. 예를 들어, 항복 응력이 동일한 경우, 항복비가 0.9인 경우에는 인장 강도 862MPa 이상, 항복비가 0.85인 경우에는 인장 강도 892MPa 이상이 된다. 인장 강도가 지나치게 높으면 성형이 곤란해지고, 인성이 저하되기 때문에, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 확보하기 위해서는, 높은 항복비가 요구된다. 또, 항복비(Y/T)라 함은, 인장 강도에 대한 항복 응력의 비이다.

그러나 특허 문헌 3의 방법에서는, 그 마이크로 조직이 페라이트＋MA 콘스티츄웬트의 2상 조직이며, 항복비가 낮고, 본 발명에 있어서 필요로 하는 API 규격 5CT P110 상당의 강도를 확보하는 것은 곤란하였다. 또한, 베이나이트 조직이 혼재되는 2상 조직에서는, 인성이 열화될 우려가 있었다.

또한, 특허 문헌 4의 방법에 있어서는, C 함유량이 많아 강도를 확보할 수는 있어도, 인성의 향상에는 한계가 있어, 강도와 인성을 양립시키는 것은 곤란하였다.

따라서, 본 발명은 상기 실정을 감안하여 이루어진 것이며, 강관 전체에 열 처리를 하지 않고, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 갖고, 또한 인성이 우수한 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

조관 공정의 가공 경화를 이용하여, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 확보하기 위해서는, 2상 조직과 같은 항복비가 낮은 강은 불리하다고 생각하여, 베이나이트의 균일 조직의 이용에 착안하였다. 또한, 항복비를 높이기 위해서는, C 함유량의 저감이 매우 유효하다. 그리고 이와 같이 C 함유량을 줄이고, 베이나이트의 균일 조직을 실현하기 위해서는, ?칭성을 확보하는 것이 중요하다.

본 발명에서는, C 함유량으로부터 추정되는 90% 마르텐사이트의 경도(90% 마르텐사이트 조직에 상당하는 경도)가 되는 냉각 속도인 V_C90[하기 식 (1), 참조]을 ?칭성의 지표로서 사용하였다. ?칭성의 지표인 V_C90이 작을수록 ?칭성은 높아지고, 지나치게 크면 ?칭성이 저하되어 강도가 불충분해진다. 한편, 본 발명자들은 V_C90이 지나치게 작으면 강도가 지나치게 커지는 것을 해명하였다.

logV_c90=2.94-0.75(2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45[Ni]＋0.45[Cu]＋0.8[Cr]＋2[Mo])…(1)

여기서, [C]는 C 함유량(%), [Si]는 Si 함유량(%), [Mn]은 Mn 함유량(%), [Ni]은 Ni 함유량, [Cu]는 Cu 함유량(%), [Cr]은 Cr 함유량(%), [Mo]은 Mo 함유량(%)이다.

일반적으로, 강편을 열간 압연하고, 여러 가지 냉각 속도로 냉각한 경우, 냉각 속도가 클수록, 얻게 된 강판의 강도는 상승한다. 여기서, 본 발명자들은 C 함유량을 동일하게 하고, V_C90이 작은 조성을 갖는 강편과 V_C90이 큰 조성을 갖는 강편의 각각을 사용하여, 열간 압연 후의 강판의 강도에 미치는 냉각 속도의 영향을 조사하였다. 그 결과, V_C90이 작은 조성, 즉 ?칭성이 높은 경우에는 강도의 상승량이 커지는 동시에, 냉각 속도의 변화에 의한 강도의 변화량도 커지는 것을 알 수 있었다.

도 1은, C 함유량을 동일하게 하고, V_C90을 변화시킨 2종류의 강편을 사용한 경우의, 강도 변화에 미치는 냉각 속도의 영향을 설명하기 위한 개략 그래프이다. 도 1의 곡선 (a)는 V_C90이 작은 강편을 사용한 경우, 도 1의 곡선 (b)는 V_C90이 큰 강편을 사용한 경우를 각각 나타낸다. 양 곡선으로 나타낸 바와 같이, 냉각 속도가 빨라질수록 강도가 상승하고, V_C90이 작은 곡선 (a)쪽이 보다 강도가 상승하고 있다. 그러나 곡선 (a)의 경우, 냉각 속도가 작은 영역, 특히 20℃/s 미만인 영역에서, 곡선의 기울기가 커, 강도의 변화가 현저한 것을 알 수 있다. 이와 같이, V_C90이 작을수록 ?칭성이 높아져, 냉각 속도의 변화에 대하여 강도의 상승이 현저해진다. 따라서, V_C90을 저하시키면, 냉각 속도의 변화에 대한 강도의 변화가 커져, 강도의 조정이 어려워진다.

이러한 지식으로부터, 본 발명자들은 V_C90의 값의 범위를 15 내지 40의 범위 내가 되도록 강 성분을 조정함으로써, 강도를 향상시킬 수 있어, 냉각 속도에 의한 강도의 제어가 용이해지는 것을 해명하였다.

이어서, 본 발명자들은 강도를 향상시키는 동시에, 양호한 인성을 확보하는 수단을 검토하였다.

본 발명에서는, ?칭 템퍼링을 생략하여 API 규격 5CT P110 상당의 강도를 확보하기 위해서, 냉간에서의 조관 공정에 의해 도입되는 변형을 이용하여, 가공 경화시킨다. 그로 인해, 상술한 바와 같이, C 함유량을 저감하는 동시에 베이나이트의 균일 조직으로 하여 항복비를 높이고, 합금의 첨가량을 조정하여 V_C90을 저하시키는 것이 매우 중요하다. 일반적으로, C 함유량을 많게 하면, 강도를 높일 수 있지만, 인성은 저하되어 버리므로, C 함유량의 제한은 인성의 확보에도 유효하다.

본 발명자들은, 필요한 강도를 확보하는 동시에, 고항복비 및 양호한 인성을 확보하기 위해, C의 함유량을 소정 범위로 제어함으로써, 강도를 열화시키지 않고 고항복비를 실현시키는 동시에, 우수한 인성을 확보할 수 있는 것을 해명하였다.

또한, 본 발명자들은, 상술한 바와 같이, V_C90의 제어를 행하는 동시에, 열간 압연 후의 권취 온도를 저하시킴으로써, 폴리고날·페라이트의 생성을 억제하여, 조직을 균일한 베이나이트 조직으로 할 수 있는 것을 해명하였다. 조직을 균일하게 함으로써, 전봉 강관의 기계 특성의 편차를 더욱 현저하게 억제할 수 있다. 즉, C량, V_C90 및 권취 온도를 동시에 제어함으로써, 강도와 인성의 밸런스가 우수한 전봉 강관을 얻을 수 있다.

따라서, 본 발명자들은 이들 지식을 기초로 하는 기술적 사상에 의해, 본 발명에 이른 것이다.

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

[1] 질량%로,

C : 0.05 내지 0.12%,

Si : 0.03 내지 0.5%,

Mn : 0.80 내지 2.2%,

P : 0.03% 이하,

S : 0.003% 이하,

Al : 0.08% 이하,

Nb : 0.01% 내지 0.10%,

Ti : 0.005 내지 0.03%,

B : 0.0005 내지 0.0030%,

N : 0.008% 이하

를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성을 갖는 유정용 전봉 강관.

[2] 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 1종류 또는 2종류 이상을 더 함유하는, [1]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[3] 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, [1]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[4] 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, [1]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[5] 항복비가 85% 내지 95%인, [1]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[6] 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, [1]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[7] 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, [2]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[8] 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, [2]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[9] 항복비가 85% 내지 95%인, [2]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[10] 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, [2]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[11] 질량%로,

C : 0.05 내지 0.12%,

Si : 0.03 내지 0.5%,

Mn : 0.80 내지 2.2%,

P : 0.03% 이하,

S : 0.003% 이하,

Al : 0.08% 이하,

Nb : 0.01% 내지 0.10%,

Ti : 0.005 내지 0.03%,

B : 0.0005 내지 0.0030%,

N : 0.008% 이하

를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성의 강편을 열간 압연하고, 300℃ 이하에서 권취해 열연 강판으로 한 뒤, 당해 열연 강판을 관 형상으로 형성하는 동시에, 맞댐면을 전봉 용접함으로써 제조된, 유정용 전봉 강관.

[12] 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 1종류 또는 2종류 이상을 더 함유하는, [11]에 기재된 열연 강판.

[13] 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않고 제조하는, [11]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[14] 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, [11]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[15] 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, [11]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[16] 항복비가 85% 내지 95%인, [11]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[17] 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, [11]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[18] 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않고 제조하는, [12]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[19] 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, [12]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[20] 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, [12]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[21] 항복비가 85% 내지 95%인, [12]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[22] 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, [12]에 기재된 유정용 전봉 강관.

[23] 질량%로,

C : 0.05 내지 0.12%,

Si : 0.03 내지 0.5%,

Mn : 0.80 내지 2.2%,

P : 0.03% 이하,

S : 0.003% 이하,

Al : 0.08% 이하,

Nb : 0.01% 내지 0.10%,

Ti : 0.005 내지 0.03%,

B : 0.0005 내지 0.0030%,

N : 0.008% 이하

를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성의 강편을 열간 압연하고, 300℃ 이하에서 권취해 열연 강판으로 한 뒤, 당해 열연 강판을 관 형상으로 성형하는 동시에, 맞댐면을 전봉 용접하는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.

[24] 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 1종류 또는 2종류 이상을 더 함유하는, [23]에 기재된 유정용 전봉 강관의 제조 방법.

[25] 650 내지 300℃의 범위에 있어서의 냉각 속도를, 15 내지 50℃/s로 하는, [23]에 기재된 유정용 전봉 강관의 제조 방법.

[26] 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않는, [23]에 기재된 유정용 전봉 강관의 제조 방법.

[27] 650 내지 300℃의 범위에 있어서의 냉각 속도를, 15 내지 50℃/s로 하는, [24]에 기재된 유정용 전봉 강관의 제조 방법.

[28] 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않는, [24]에 기재된 유정용 전봉 강관의 제조 방법.

이상과 같이, 본 발명에 따르면, 강관 전체에 열 처리를 하지 않고, 강도와 인성의 밸런스가 우수한 고강도, 특히 API 규격 5CT P110 상당의 강도를 가진 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1은 C 함유량을 동일하게 하고, V_C90을 변화시킨 2종류의 강편을 사용한 경우의, 냉각 속도에 대한 강도 변화를 설명하기 위한 개략 그래프이다.

이하, 본 실시 형태에 따른 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명한다.

본 실시 형태에 따른 유정용 전봉 강관은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.03 내지 0.5%, Mn : 0.80 내지 2.2%, P : 0.03% 이하, S : 0.003% 이하, Al : 0.08% 이하, Nb : 0.01% 내지 0.10%, Ti : 0.005 내지 0.03%, B : 0.0005 내지 0.0030%, N : 0.008% 이하를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성을 갖고 있다. 본 실시 형태에 따른 유정용 전봉 강관은, 상기와 같은 조성을 가짐으로써, C량에 따라서 API 규격 5CT P110 상당의 강도, 즉 항복 응력 Ys : 758 내지 965MPa, 인장 강도 Ts : 862MPa 이상의 강도를 갖는다.

본 실시 형태의 유정용 전봉 강관의 제조 방법은, 질량%로, C : 0.05 내지 0.12%, Si : 0.03 내지 0.5%, Mn : 0.80 내지 2.2%, P : 0.03% 이하, S : 0.003% 이하, Al : 0.08% 이하, Nb : 0.01% 내지 0.10%, Ti : 0.005 내지 0.03%, B : 0.0005 내지 0.0030%, N : 0.008% 이하를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성의 강편을 열간 압연하고, 300℃ 이하에서 권취해 열연 강판으로 한 뒤, 이 열연 강판을 관 형상으로 성형하는 동시에, 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 하는 것이다.

여기서, 상기 원소에 있어서, 하한의 규정이 없는 것에 대해서는, 불가피적 불순물 레벨까지 포함하는 것을 나타낸다.

또한, 상기 조성은 유정용 전봉 강관 중 전봉 용접이 이루어지지 않은 부분(모재부)의 판 두께 중심 근방에 있어서의 값이다.

이하, 본 실시 형태의 강재 성분을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 또한, %의 표기는 특별히 언급이 없는 경우에는 질량%를 의미한다.

(C : 0.05 내지 0.12%)

C는 본 실시 형태에 있어서는 인장 강도를 높이고, 냉간에서의 조관 공정에서의 가공 경화를 이용하여 강도를 향상시키고, 인성을 확보하기 위해 중요한 원소이다. 일반적으로, C량이 증가하면, 항복비가 저하되는 것이 알려져 있다. 그 이유는 반드시 명확한 것은 아니지만, 단상(單相) 강의 경우에는 탄화물량이 많아짐으로써 가공 경화가 커져, 결과적으로 인장 강도가 높아지지만, 석출 강화에 의한 항복 강도의 상승이 억제되기 때문이라 추정된다. 또한, 2상강의 경우에는 마르텐사이트 등의 경질상이 단단해져, 상대적으로 인장 강도가 높아지고, 그 결과 항복비가 저하된다고 추정된다.

본 실시 형태에서는 ?칭성 및 항복비를 높이고, 강도를 확보하기 위해, C 함유량의 하한을 0.05%로 한다.

한편, C의 함유량이 지나치게 많으면, 인성이 열화되는 동시에, 항복비도 저하될 우려가 있어, 결과적으로 API 규격 5CT P110 상당의 강도를 확보하는 것이 곤란해지므로, 상한을 0.12%로 한다.

또, 인성과 강도의 밸런스 관점에서, C 함유량을 0.06 내지 0.11%로 하는 것이 바람직하고, 0.07 내지 0.12%로 하는 것이 보다 바람직하다.

(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 용접성을 열화시키기 때문에, 상한을 0.5%로 한다.

또, 인성과 강도의 밸런스 관점에서, Si 함유량을 0.05 내지 0.3%로 하는 것이 바람직하고, 0.1 내지 0.25%로 하는 것이 보다 바람직하다.

(Mn : 0.80 내지 2.2%)

Mn은 ?칭성을 향상시키는 원소이며, 조직을 베이나이트로 하고, 강도를 확보하기 위하여 유용하다. Mn 함유량의 하한은, 강도, 저온 인성 향상의 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 0.80%로 한다. 한편, Mn도, 다량으로 함유하면 Si와 마찬가지로, 인성이나 용접성이 열화될 우려가 있기 때문에, 상한을 2.2%로 한다.

또, 보다 바람직하게는 Mn 함유량을 1.0% 이상, 더욱 바람직하게는 1.5% 이상으로 한다.

(P : 0.03% 이하)

P은 불순물이며, 저온 인성을 열화시키는 원소이기 때문에, 그 함유량은 적으면 적을수록 바람직하다. 단, 제강 단계에서의 비용과 상기와 같은 특성과의 밸런스를 도모할 필요가 있어, 본 실시 형태에 있어서는 상한을 0.03%로 한다. 바람직한 상한은 0.02%이다.

(S : 0.003% 이하)

S은 P과 마찬가지로, 불순물로서 존재하고 있는 원소이다. S의 함유량도 또한, 적으면 적을수록 바람직하고, S의 함유량을 저감함으로써 MnS을 저감하여, 인성을 향상시키는 것이 가능해진다. 단, 제강 단계에서의 비용을 고려하려, 상한을 0.003%로 한다.

(Al : 0.08% 이하)

Al은 통상 탈산재로서 강재 중에 포함되는 원소이나, 함유량이 0.08%를 초과하면 Al계 비금속 개재물이 증가하여 강재의 청정도를 저해하고, 인성이 열화될 우려가 있으므로 상한을 0.05%로 한다.

또한, 안정된 탈산 효과의 확보와 인성의 밸런스를 고려하면, 바람직하게는Al 함유량을 0.01 내지 0.04%로 한다.

(Nb : 0.01 내지 0.10%)

Nb은 ?칭성을 향상시키고, 열간 압연 시에 있어서 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화하는 원소이다. 강도 및 인성을 향상시키기 위해서, 본 실시 형태에 있어서는 Nb 함유량의 하한을 0.01%로 한다.

한편, Nb 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 석출물을 발생하여 인성을 저해할 우려가 있으므로, Nb 함유량의 상한을 0.10%로 한다.

또, 바람직하게는 Nb 함유량을 0.02 내지 0.08%로 한다.

(Ti : 0.005 내지 0.03%, 또한 Ti > 3.4N)

Ti은 미세한 TiN을 형성하고, 슬래브 재가열 시 및 HAZ부의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하여 마이크로 조직의 미세화에 기여한다. 또한, 후술하는 N량이 지나치게 많으면, B와 결합하여 BN를 생성해 버리므로, ?칭성에 유효하게 작용하는 고용 B량이 감소되어 버린다. 한편, Ti을 함유시킴으로써, TiN으로서 고용 N를 고정하여 고용 N를 없애는 동시에, BN의 생성을 억제하여, ?칭성의 향상에 기여하는 고용 B를 확보할 수 있다. 이들의 목적을 위해, Ti량은 0.005% 이상, 또한 3.4N (각각 질량%) 초과 첨가한다.

한편, Ti 함유량이 지나치게 많으면, 조대한 TiN이나 TiC가 발생하고, 인성을 열화시킬 우려가 있으므로, 그 상한을 0.03%로 한다.

또, 바람직하게는 Ti 함유량을 0.01 내지 0.025%로 한다.

(N : 0.008% 이하)

N는 불순물이며, N량이 지나치게 많으면, TiN이 과도하게 증대하여 표면 흠집, 인성 열화 등의 폐해가 발생할 우려가 있어서, 그 상한을 0.008%로 한다. 한편, 강 중에 미세한 TiN이 형성되면, 슬래브 재가열 시 및 HAZ부의 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하여 마이크로 조직을 미세화하고, 모재 및 HAZ부의 저온 인성의 개선에 기여한다.

또한, 바람직하게는 N 함유량을 0.002 내지 0.005%로 한다.

(B : 0.0005 내지 0.0030%)

B는 본 실시 형태에 있어서, ?칭성을 확보하고, 폴리고날·페라이트의 생성을 억제하여 균일한 베이나이트 조직을 얻어, 강도를 향상시키기 위해 중요한 원소이다. 또한, B는 ?칭 시에 입계에 편석하여, 입계 에너지를 저하시키고, 미량의 첨가로도 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이며, B 함유량의 하한을 0.0005%로 한다. B 함유량이 0.0005% 미만이면, 고가인 합금 원소를 다량으로 첨가할 필요가 있으므로, 합금 비용을 삭감하기 위해서도 0.0005% 이상의 B를 첨가하는 것이 필요하다.

한편, B 함유량이 지나치게 많으면, 이러한 ?칭성이 포화하는 동시에, B 함유 석출물[Fe₂₃(CB)₆ 등]이 생성되기 쉬워져, 기계 특성의 편차가 생기거나, 인성이 열화되거나 할 우려가 있어, 그 상한을 0.0030%로 한다.

또, 바람직하게는 B 함유량을 0.0006 내지 0.002%, 보다 바람직하게는 0.0009 내지 0.0015%로 한다.

또한, 본 발명에서는, 상기 원소 외에, Ni : 1% 이하, Cu : 1% 이하, Mo : 0.3% 이하, Cr : 0.8% 이하, V : 0.1% 이하, Ca : 0.0060% 이하로부터 선택되는 1종류 또는 2종류 이상을 첨가해도 된다.

Ni은 강도 및 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 그러나 Ni은 고가인 원소이며, 첨가량이 지나치게 많으면, 경제성을 손상시키므로, 함유량의 상한을 1%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.5%이며, 더욱 바람직하게는 0.3%이다.

또한, Ni 첨가는 연속 주조 시, 열간 압연 시에 있어서의 Cu 균열 방지에도 유효하다. 이 경우, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ni량을 Cu량의 1/3 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 실시 형태에 있어서, Ni은 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기와 같은 Ni 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ni은 황화물 응력 균열(Sulfide Stress Cracking : SSC)성을 대폭으로 열화시키는 원소이므로, H₂S가 존재할 경우에는 첨가하지 않는 것이 바람직하다.

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

또, 본 실시 형태에 있어서, Cu는 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기와 같은 Cu 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

Mo을 첨가하는 이유는 강재의 ?칭성을 향상시켜, 고강도를 얻기 위해서이다. 또한, Mo은 Nb과 공존하여 압연 시에 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 오스테나이트 조직의 미세화에 기여한다. 그러나 Mo은 고가인 원소이며, 과잉으로 첨가하는 것은 경제성을 손상시키므로, 그 상한을 0.3%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.2% 이하, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하로 한다.

또, 본 실시 형태에 있어서, Mo은 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기와 같은 Mo 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 ?칭성을 향상시키는 원소로, Cr량의 상한을 0.8%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cr 함유량의 상한은 0.7%이며, 더욱 바람직하게는 0.5%이다.

또, 본 실시 형태에 있어서, Cr은 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기와 같은 Cr 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.

V은, Nb과 거의 마찬가지의 효과를 갖지만, 그 효과는 Nb에 비교하여 낮다. 또한, V은 용접부의 연화를 억제하는 효과도 갖는다. 단, V량의 상한은 HAZ부의 인성, 현지 용접성의 점으로부터 0.1%로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 실시 형태에 있어서, V은 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 그 함유량의 하한을 0.05%로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.03%로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Ca은 황화물계 개재물의 형태를 제어하여, 저온 인성을 향상시키는 원소이다. Ca량이 0.0060%를 초과하면, CaO-CaS이 대형 클러스터나 개재물이 되어, 인성에 악영향을 끼칠 우려가 있다. 그로 인해, Ca 첨가량의 상한을 0.0060%로 하는 것이 바람직하다. 또한, 보다 바람직한 상한은 0.004%이다.

또, 본 실시 형태에 있어서, Ca은 선택 원소이며, 반드시 첨가할 필요는 없지만, 상기와 같은 Ca 첨가에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, 그 함유량의 하한을 0.001%로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.002% 이상의 Ca을 첨가한다.

또한, 상기한 원소 이외의 잔량부는 실질적으로 Fe로 이루어지고, 불가피 불순물을 비롯해, 본 발명의 작용 효과를 저해하지 않는 원소를 미량으로 첨가할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 있어서, ?칭성의 지표인 V_C90을 15 내지 40으로 한다.

이하, 본 실시 형태에 있어서의 V_C90의 한정 이유에 대해 상세하게 설명한다.

열연 강판을 제조하는데 있어서는, 이하에서 설명하는 바와 같은 15 내지 50℃/s의 냉각 속도(강편 판 두께 중심에 있어서의 평균 속도)가 적용됨으로써, 열연 강판의 강도가 제어되고 있다. 본 실시 형태에 있어서, 상술한 바와 같은 성분계에 있어서는, V_C90이 지나치게 크면 ?칭성이 저하되어 강도가 불충분해지고, 한편 V_C90이 지나치게 작으면 강도가 지나치게 커져, 냉각 속도에 의한 강도의 제어가 곤란해질 우려가 있다. 또한, V_C90이 지나치게 크면 페라이트가 생성되어, 항복비가 저하되는 경우가 있다. 그로 인해, 본 실시 형태에 있어서는 V_C90을 15 내지 40으로 한다.

또, V_C90은 B량이 0.0005% 이상인 경우, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)에 의해 규정된다. 또, C, Si, Mn, Ni, Cu, Cr 및 Mo은, ?칭성 향상에 기여하는 원소이다. Ni, Cu, Cr, Mo은 선택적으로 첨가되는 원소이며, 의도적으로 첨가하지 않을 경우, 하기 식 (1)에서는 0(%)으로 한다.

또한, 이와 같이, V_C90의 값을 15 내지 40의 범위 내가 되도록 강 성분을 조정하는 동시에, ?칭성 향상 효과를 갖는 원소인 B를 첨가함으로써, 합금 원소의 첨가를 억제해도, 강도를 확보할 수 있다.

V_C90이 지나치게 작으면, 냉각 속도에 의한 강도의 제어가 어려워지므로, 하한을 15 이상으로 하는 것은 제조 조건의 완화에도 유효하며, 생산성의 향상에도 기여한다. 또한, 이와 같이 V_C90을 제어하는 동시에, 열연 강판을 권취할 때에 권취 온도를 저온으로 함으로써, 폴리고날·페라이트의 생성을 억제하고, 조직을 균일화할 수 있어, 결과적으로 강관의 기계 특성의 편차를 억제할 수 있다.

또, 안정되게 ?칭성을 확보하여, 강도와 인성의 밸런스를 보다 양호한 것으로 하기 위해서는, V_C90을 16 내지 30으로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 본 실시 형태에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 실시 형태에 있어서의 전봉 강관의 제조 방법은, 상기 성분 조성 및 V_C90을 갖는 강편을 열간 압연하고, 바람직하게는 가속 냉각하여 300℃ 이하에서 권취하고, 열연 강판으로 한 뒤, 이 열연 강판을 관 형상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접함으로써 전봉 강관으로 한다. 전봉 강관의 진원도, 외경을 조정하기 위해, 냉간에 의해 사이징하는 경우가 있다. 또한, 전봉 용접 후 사이징 전에, 전봉 용접부 근방을 열 처리(심 열 처리)하는 경우가 있다.

이하, 상기 제조 조건의 한정 이유 등에 대하여 상세하게 설명한다.

우선, 상기 성분 조성 및 V_C90을 갖는 강편을 사용하여, 바람직하게는 가열 온도를 1000 내지 1280℃, 보다 바람직하게는 1050 내지 1250℃로 하고, 압연 종료 온도를 750 내지 900℃의 범위 내로 하여, 열간 압연을 행한다. 그 후, 바람직하게는 10℃/s 이상의 냉각 속도로 가속 냉각을 행한다. 여기서, 냉각 속도는 강편 판 두께 중심에 있어서의 평균 속도로 하고, 각 온도는 강편의 평균 온도로 한다. 이하에서 상세하게 설명한 바와 같이, 본 실시 형태에 있어서는 650 내지 300℃의 범위에서 베이나이트 변태가 발생하는 것이며, 750 내지 650℃의 범위에 있어서의 냉각 속도에 대해서는 베이나이트 변태에 대하여 영향을 주는 것은 아니므로, 통상의 조업 프로세스를 적용하는 것이 가능하다.

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

또한, 압연 종료 온도는 지나치게 높으면 결정립의 조대화에 의한 저온 인성의 저하가 발생할 우려가 있으므로, 상한을 900℃로 하는 것이 바람직하다. 한편, 지나치게 낮으면 Ar₃ 변태점 이하가 되어, 가공을 받은 페라이트에 의해 기계적 성질이 열화될 우려가 있으므로, 압연 종료 온도의 하한은 750℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 베이나이트 변태가 개시되는 650℃ 이하에서의 가속 냉각의 냉각 속도는, 균일한 베이나이트 조직을 얻기 위해서, 15℃/s 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 이에 의해, 강도를 충분히 확보할 수 있다. 한편, 냉각 속도가 지나치게 빠르면, 강도가 지나치게 높아져, 인성을 손상시키는 경우가 있으므로, 50℃/s를 상한으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 30℃/s이며, 더욱 바람직하는 상한은 20℃/s이다.

또, 본 실시 형태에 있어서, 열간 압연 후의 강판의 판 두께는 한정되는 것은 아니지만, 5 내지 20㎜가 특히 유효하다.

이어서, 상기 가속 냉각을 행한 후, 권취 온도를 300℃ 이하에서 하여 권취해, 열연 강판으로 한다. 이것은 베이나이트 변태 온도 이하까지 가속 냉각하여, 조직을 균일한 베이나이트로 하기 위해서이다. 그러나 권취 온도를 300℃ 초과로서 권취하면, 변태가 불충분해져, 그래뉼러 베이나이트가 발생하여 강도를 충분히 얻을 수 없을 우려가 있다. 따라서, 본 실시 형태에 있어서 권취 온도는 300℃ 이하에서 하여, 권취 온도가 상온이 되어도 된다.

또, 본 실시 형태에 있어서, 권취 온도를 250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 상기 열연 강판을 관 형상으로 성형 가공하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접해 전봉 강관으로 한다.

본 실시 형태에 있어서 열연 강판을 관 형상으로 성형 가공할 때는, 열연 강판을 연속적으로 오픈 파이프로 성형할 수 있으면 되며, 공지된 성형 방법을 모두 적용할 수 있고, 특별히 한정되지 않는다.

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

또, 본 실시 형태에 있어서, 오픈 파이프의 원주 방향 단부끼리가 용접된 전봉 강관은, 바람직하게는 계속해서, 비드 절삭에 의해 용접부에 형성된 비드를 절삭하고, 그 후에, 이음매부(심부)를 고주파 열 처리에 의해 오스테나이트 영역으로 가열하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 심부를 고주파 열 처리에 의해 가열함으로써, 용접부의 경도를 제어할 수 있어, 용접부의 인성 열화를 방지할 수 있다.

심부를 가열하여 가속 냉각한 후, 전봉 강관에 대하여 냉간에 의해 사이징을 행해도 된다. 또, 사이징이란 복수단의 사이징 롤을 사용하여 전봉 강관을 일정 직경, 진원으로 마무리하는 공정이다. 제조된 전봉 강관은, 절단기로 소정의 길이로 절단된다.

본 실시 형태에 있어서, 상기 성형 가공 등으로 이루어지는 조관 공정을 냉간에 의해 행함으로써, 가공 경화시킬 수 있어, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 효율적으로 확보할 수 있다. 그 결과, 전봉 강관의 압궤 강도를 상승시킬 수 있다.

이상 설명한 바와 같이, 본 실시 형태에서는 C량을 저감하면서 합금의 첨가량을 조정하여 V_C90을 저하시킴으로써, 항복비를 높이는 동시에 베이나이트의 균일 조직을 실현하고, 85% 내지 95%라고 하는 고항복비 및 양호한 인성을 갖고, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 나타내는 유정용 전봉 강관을 실현하는 것이다. 또, 조직은 심부 근방이나 표층 1㎜의 범위에서는, 반드시 베이나이트 단상이 아닌 경우가 있지만, 강관 특성에 끼치는 영향은 작다.

여기서, 본 실시 형태에 있어서, 베이나이트라 함은 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트 이외의 조직이며, 라스 형상 조직 중에 시멘타이트가 존재하고 있는 조직을 의미하고 있다. 이때, 시멘타이트는 입계에 존재하고 있어도 되고, 라스 형상 조직 중에 존재하고 있어도 된다. 또한, 본 실시 형태에 있어서의 베이나이트라 함은 라스 형상 조직을 갖는 조직이며, 폴리고날·페라이트, 어시큘러·페라이트나 그래뉼러 베이나이트를 제외한 것이라고도 할 수 있다.

또한, 본 실시 형태에 따른 유정용 전봉 강관에서는, 전봉 용접 후에 ?칭 템퍼링 등의 열 처리를 행하지 않으므로, 인장 시험 결과를 기초로 하여 응력-변형 곡선(Stress-Strain curve)을 작성한 경우에, 이러한 응력-변형 곡선에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는다. 이것은, 전봉 용접 후의 열 처리를 행하지 않으므로, 전봉 강관 중의 조직에 포함되는 프리 N나 C가 전위로 확산되어 전위를 고착하지 않아, 항복점 신장이 발생하지 않기 때문이라 생각된다.

또, 고항복비를 실현하기 위해서는 400℃ 정도의 저온에서 템퍼링을 행하는 것도 생각할 수 있지만, 이러한 열 처리를 행한 경우에는 전위에 탄화물(시멘타이트)이 석출되어 버려, 응력-변형 곡선에 항복점이 관측되어 항복점 신장이 발생하게 된다.

이상 설명한 바와 같은 본 발명에 따른 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 의하면, V_C90의 값의 범위를 상기 범위 내가 되도록 강 성분을 조정함으로써, ?칭성을 열화시키지 않고 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, V_C90의 하한값을 상기 범위 내로 함으로써, 가속 냉각할 때의 냉각 속도에 대한 강도의 과도한 상승을 방지할 수 있어, 결과적으로 냉각 속도에 의한 강도의 제어를 고정밀도로 행하는 것이 가능해져, 생산성을 향상시킬 수 있다.

본 발명에 따른 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 의하면, C량을 상기 범위 내로 함으로써, 강도의 열화를 억제하는 동시에, 양호한 인성 및 높은 항복비를 확보할 수 있다. 또한, B량을 상기 범위 내로 함으로써, 합금 원소의 첨가량을 삭감해도, 충분한 ?칭성을 확보할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 의하면, V_C90을 상기 범위 내로 제어하는 동시에, 열연 강판을 권취할 때에 권취 온도를 저온으로 함으로써, 폴리고날·페라이트의 생성을 억제하여, 조직을 균일화할 수 있다. 그 결과, 전봉 강관의 기계 특성의 편차를 억제할 수 있다. 즉, V_C90 및 권취 온도를 동시에 제어함으로써, 강도와 인성의 밸런스가 우수한 전봉 강관으로 할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 유정용 전봉 강관 및 유정용 전봉 강관의 제조 방법에 의하면, 조관 공정을 냉간에 의해 행하므로, 가공 경화를 이용하여, API 규격 5CT P110 상당의 강도를 보다 효율적으로 확보할 수 있다. 그 결과, 전봉 강관의 압궤 강도를 상승시킬 수 있다.

<실시예>

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

본 실시예에서는, 우선, 표 1에 나타낸 바와 같은 V_C90이 되는 성분을 조절한 강을 용제하고, 통상법을 따라 연속 주조에 의해 슬래브로 하였다. 또, B량이 0.0005% 미만인 경우에는 V_C90은 하기 식 (2)에 의해 규정된다.

logV_C90=3.69-0.75(2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45[Ni]＋0.45[Cu]＋0.8[Cr]＋[Mo])…(2)

여기서, [C]는 C 함유량(%), [Si]는 Si 함유량(%), [Mn]은 Mn 함유량(%), [Ni]은 Ni 함유량, [Cu]는 Cu 함유량(%), [Cr]은 Cr 함유량(%), [Mo]은 Mo 함유량(%)이다. 또, V_C90을 상기 식 (1) 또는 (2)에 의해 산출할 때, 표 1에 나타내는 강 종류의 Ni, Cu, Cr, Mo의 각 원소 중, 첨가되어 있지 않은 또는 불가피적으로 함유되어 있는 경우에는 0(%)으로 한다.

이 슬래브를 사용하여, 가열로에서 가열하고, 표 2에 나타내는 판 두께가 되도록 열간 압연을 행하고, 가속 냉각한 후에 코일 형상으로 권취 열연 강판으로 하였다. 이때의 가열 온도, 압연 종료 온도, 냉각 속도 및 권취 온도의 각각은 표 2에 나타낸 바와 같다.

또, 표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성 및 압연 조건에 있어서, 본 발명 범위로부터 벗어나는 수치에는 언더라인을 부여하고 있다. 또한, 표 1 중의 (-)는 무첨가 또는 불가피한 양을 포함하는 것을 의미한다.

이어서, 코일 형상으로 한 열연 강판을 되감으면서, 관 형상으로 성형 가공 하는 동시에, 그 맞댐면을 전봉 용접해 전봉 강관으로 하였다. 또, 본 실시예에서는, 전기 저항 용접법을 이용하여 용접하였다.

이어서, 용접부에 형성된 비드를 절삭하고, 이후에 심부를 고주파 열 처리에 의해 가열 처리하였다.

이어서, 표 2에 나타내는 강관 외경이 되도록, 필요에 따라서 사이징 롤을 사용하여 소정의 치수·형상이 되도록 냉간에 의해 사이징 공정을 실시한 뒤, 절단기로 원하는 길이로 절단하였다.

이상과 같이 하여 제조한 전봉 강관의 특성을 측정하였다.

구체적으로는, 강관의 축 방향(압연 방향)의 전체 두께 시험편을 인장 시험편으로서 상기 전봉 강관으로부터 채취하고, 인장 시험을 행하여, 항복 응력(YS : 0.2% 오프셋) 및 인장 강도(TS)를 측정하였다. 여기서, 전체 두께 시험편 및 인장 시험편은, 전봉 강관의 심부로부터 주위 방향으로 90°인 위치에 대응하는 부분으로부터 채취하였다. 또한 이렇게 해서 얻게 된 YS 및 TS로부터 항복비(Y/T)를 구하였다. 또, YS가 758 내지 965MPa, TS가 862MPa 이상 및 항복비(Y/T)가 85% 이상을 양호로 하여 평가하였다. 또한, 얻어진 인장 시험 결과를 참조하여, 항복점 신장이 존재하는지의 여부를 평가하였다. 이들의 측정 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 마이크로 조직은 심부에서 90°위치의 압연 방향에 평행한 단면에서, 표층으로부터 t/4 위치를 나이탈 에칭하여 관찰하였다.

또한, 전봉 강관의 인성에 대하여 측정하였다.

인성에 대해서는, 주위 방향(압연 수직 방향)의 풀 사이즈 V 노치 샤르피 시험편을 전봉 강관으로부터 채취하고, V 노치 샤르피 시험을 행하여, 0℃에서의 흡수에너지(CVN값)를 측정하였다. 여기서, 풀사이즈 V 노치 샤르피 시험편은, 전봉 강관의 심부에서 주위 방향으로 90°인 위치에 대응하는 부분으로부터 채취하였다.

이상의 측정 결과를 표 2에 나타낸다. 또, API 규격 5CT로 규정되는 P110 그레이드의 흡수 에너지의 요구값은, 판 두께에 따라 변화되는 것이므로, 본 실시예에 있어서의 각 판 두께에 있어서의 요구값을 표 2에 나타낸다. 그리고 본 실시예에서는, 이 요구값 이상의 흡수 에너지를 양호하다고 평가하였다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 범위 내에 있는 본 발명의 예에서는 어느 것에 있어서도, ?칭 템퍼링을 생략한 전봉 강관의 항복 응력, 인장 강도, 항복비, 인성의 각각에 있어서 양호한 결과를 얻을 수 있었다. 또한, 본 발명의 범위 내에 있는 본 발명의 예에서는, 어느 것에 있어서도, 인장 시험 결과에 있어서 항복점 신장은 관측되지 않았다.

한편, 시험 번호 9에서는, 권취 온도가 본 발명에 있어서의 범위보다 높았기 때문에, 변태가 불충분해져, 결과적으로 충분한 인장 강도를 얻을 수 없었다.

시험 번호 10은, 전봉 용접 후에 400℃에서 템퍼링 처리를 행한 것이다. 템퍼링 처리를 행했기 때문에 충분한 인장 강도를 얻을 수는 있었지만, 항복점 신장이 관측되었다. 또한, 시험 번호 11은 냉각 속도가 본 발명에 있어서의 범위보다도 늦었기 때문에, 원하는 조직이 생성되지 않아, 충분한 인장 강도를 얻을 수 없었다.

또한, 시험 번호 12에서는, B의 함유량을 본 발명의 범위 미만으로 했기 때문에, ?칭성을 충분히 확보할 수 없었다. 그 결과, 충분한 인장 강도를 얻을 수 없었다.

또한, 시험 번호 13에서는, Ti/N이 본 발명의 범위 밖이었으므로, TiN으로서 충분히 고용 N를 고정할 수 없어, ?칭성을 저하시키는 BN가 생성되어, ?칭성이 저하되어 버렸다. 그로 인해, 충분한 인장 강도를 얻을 수 없었다.

시험 번호 14에서는, ?칭성의 지표인 V_C90이 본 발명의 범위 미만이었으므로, 항복 응력이 대폭 상승되어 버렸다.

한편, 시험 번호 15에서는, ?칭성의 지표인 V_C90이 본 발명의 범위를 초과했기 때문에, 강도 및 항복비가 저하되어 버렸다.

시험 번호 16에서는, C의 함유량을 본 발명의 범위 미만으로 했기 때문에, ?칭성을 충분히 확보할 수 없었다. 그 결과, 충분한 인장 강도를 얻을 수 없었다.

한편, 시험 번호 17에서는, C의 함유량이 본 발명의 범위를 초과했기 때문에, 항복비 및 인성이 저하되어 버렸다.

또한, 시험 번호 18에서는, Mn의 함유량이 본 발명의 범위 미만이므로, 폴리고날·페라이트가 생성되어 버려, 충분한 인장 강도를 얻을 수 있었다.

이들의 결과로부터, 상술한 지식을 확인할 수 있고, 또한 상술한 각 강편 성분을 한정하여, 제조 방법을 한정하는 근거를 뒷받침할 수 있었다.

Claims

질량%로,
C : 0.05 내지 0.12%,
Si : 0.03 내지 0.5%,
Mn : 0.80 내지 2.2%,
P : 0.03% 이하,
S : 0.003% 이하,
Al : 0.08% 이하,
Nb : 0.01% 내지 0.10%,
Ti : 0.005 내지 0.03%,
B : 0.0005 내지 0.0030%,
N : 0.008% 이하
를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성을 갖는 유정용 전봉 강관.
logV_C90=2.94-0.75(2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45[Ni]＋0.45[Cu]＋0.8[Cr]＋2[Mo])…(1)
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 1종류 또는 2종류 이상을 더 함유하는, 유정용 전봉 강관.
제1항에 있어서, 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, 유정용 전봉 강관.
제1항에 있어서, 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, 유정용 전봉 강관.
제1항에 있어서, 항복비가 85% 내지 95%인, 유정용 전봉 강관.
제1항에 있어서, 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, 유정용 전봉 강관.
제2항에 있어서, 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, 유정용 전봉 강관.
제2항에 있어서, 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, 유정용 전봉 강관.
제2항에 있어서, 항복비가 85% 내지 95%인, 유정용 전봉 강관.
제2항에 있어서, 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, 유정용 전봉 강관.
질량%로,
C : 0.05 내지 0.12%,
Si : 0.03 내지 0.5%,
Mn : 0.80 내지 2.2%,
P : 0.03% 이하,
S : 0.003% 이하,
Al : 0.08% 이하,
Nb : 0.01% 내지 0.10%,
Ti : 0.005 내지 0.03%,
B : 0.0005 내지 0.0030%,
N : 0.008% 이하,
를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성의 강편을 열간 압연하고, 300℃ 이하에서 권취해 열연 강판으로 한 뒤, 당해 열연 강판을 관 형상으로 형성하는 동시에, 맞댐면을 전봉 용접함으로써 제조된, 유정용 전봉 강관.
logV_C90=2.94-0.75(2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45[Ni]＋0.45[Cu]＋0.8[Cr]＋2[Mo])…(1)
제11항에 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 1종류 또는 2종류 이상을 더 함유하는, 열연 강판.
제11항에 있어서, 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않고 제조하는, 유정용 전봉 강관.
제11항에 있어서, 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, 유정용 전봉 강관.
제11항에 있어서, 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, 유정용 전봉 강관.
제11항에 있어서, 항복비가 85% 내지 95%인, 유정용 전봉 강관.
제11항에 있어서, 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, 유정용 전봉 강관.
제12항에 있어서, 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않고 제조하는, 유정용 전봉 강관.
제12항에 있어서, 항복 응력이 758 내지 965MPa이며, 또한 인장 강도가 862MPa 이상인, 유정용 전봉 강관.
제12항에 있어서, 인장 시험의 시험 결과에 있어서 항복점 신장이 존재하지 않는, 유정용 전봉 강관.
제12항에 있어서, 항복비가 85% 내지 95%인, 유정용 전봉 강관.
제12항에 있어서, 상기 유정용 전봉 강관의 전봉 용접부 이외의 조직은, 베이나이트의 균일 조직으로 이루어지는, 유정용 전봉 강관.
질량%로,
C : 0.05 내지 0.12%,
Si : 0.03 내지 0.5%,
Mn : 0.80 내지 2.2%,
P : 0.03% 이하,
S : 0.003% 이하,
Al : 0.08% 이하,
Nb : 0.01% 내지 0.10%,
Ti : 0.005 내지 0.03%,
B : 0.0005 내지 0.0030%,
N : 0.008% 이하
를 각각 함유하고, Ti > 3.4N을 만족하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, C 함유량(%)을 [C], Si 함유량(%)을 [Si], Mn 함유량(%)을 [Mn], Ni 함유량을 [Ni], Cu 함유량(%)을 [Cu], Cr 함유량(%)을 [Cr], Mo 함유량(%)을 [Mo]으로 했을 때, 하기 식 (1)로 규정되는 V_C90이 15 내지 40인 조성의 강편을 열간 압연하고, 300℃ 이하에서 권취해 열연 강판으로 한 뒤, 당해 열연 강판을 관 형상으로 성형하는 동시에, 맞댐면을 전봉 용접하는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.
logV_C90=2.94-0.75(2.7[C]＋0.4[Si]＋[Mn]＋0.45[Ni]＋0.45[Cu]＋0.8[Cr]＋2[Mo])…(1)
제23항에 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 1종류 또는 2종류 이상을 더 함유하는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.
제23항에 있어서, 650 내지 300℃의 범위에 있어서의 냉각 속도를, 15 내지 50℃/s로 하는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.
제23항에 있어서, 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.
제24항에 있어서, 650 내지 300℃의 범위에 있어서의 냉각 속도를, 15 내지 50℃/s로 하는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.
제24항에 있어서, 전봉 용접 후에 관체에 대한 열 처리를 행하지 않는, 유정용 전봉 강관의 제조 방법.