KR20140104497A - 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

코일드 튜빙용 강대는, 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하, Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 이상 0.8 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.03 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

Description

코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법{STEEL STRIP FOR COILED TUBING AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 API 규격 제품 API 5ST 에 적합한 고강도 전봉 강관, 특히 코일드 튜빙에 사용되는 재질 균일성이 우수한 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

고강도 전봉 강관은, 유정관용, 자동차용, 배관용 등, 폭 넓은 분야에서 사용되고 있으며, 그 제조 기술로서 예를 들어 특허문헌 1 에 기재된 것이 알려져 있다. 전봉 강관이란, 상온의 강대를 연속적으로 인출하면서 원형으로 성형하고, 심부를 전기 저항 용접에 의해 용접 접합함으로써 파이프상으로 성형한 강관을 의미한다. 본 명세서 중에 있어서 「고강도」란, 항복 강도 YS : 345 ㎫ 이상, 인장 강도 TS : 483 ㎫ 이상인 것을 의미한다.

한편, 유정의 여러 가지 갱내 작업을 위해, 유정관으로서 코일드 튜빙이 널리 사용되어 오고 있다. 코일드 튜빙이란, 외경 20 내지 100 ㎜ 정도의 소경 장척의 용접 파이프 (고강도 전봉 강관) 를 릴에 권취한 것으로, 작업시, 되감아 유정에 삽입하고, 작업 후 다시 권취하는 것이다. 유정 내에서의 파단 방지를 위해, 코일드 튜빙에는, 고강도이고 내식성을 갖는 것, 및 표면 결함이 없는 것이 필요하다. 또, 코일드 튜빙에는, 반복 굽힘이 가해지기 때문에, 피로 강도가 높은 것도 필요하다.

이와 같은 코일드 튜빙용 소재의 강대는 슬릿한 후에 길이 방향으로 이어 제품으로 한다. 이 때문에, 코일드 튜빙용 소재의 강대에는, 상기의 특성에 추가하여, 길이 방향 및 폭 방향으로 판 두께와 재질이 균일한 것이 요구된다. 코일드 튜빙은 소경의 파이프이므로, 인장은 길이 방향으로 행해진다. 이 때문에, 코일드 튜빙용 강대의 인장 시험은 통상적으로 길이 방향에 대해 행해진다.

일본 특허 3491339호

코일드 튜빙용 강대에 있어서는, 유정에서의 내식성의 관점에서, 내식성 원소를 다량 첨가하는 한편, 석출 강화 원소도 첨가하여 고강도를 확보하고 있다. 내식성 원소는, 변태 강화 원소이기도 하기 때문에, 열연 조건에 따라 변태 강화능 및 석출 강화능이 변화한다. 열연 조건에 따른 재질 편차가 크기 때문에, 종래에는, 조관 전에 트림대를 크게 하여, 강대의 에지부를 컷하는 것이 행해지고 있다. 이 때문에, 에지부의 컷이 불필요한 재질 균일성이 우수한 코일드 튜빙용 강대가 요망되고 있다. 상기 특허문헌 1 에는, 코일드 튜빙 용도에 적용 가능한 고강도 전봉 강관의 제조 기술이 기재되어 있지만, 코일의 전체 길이 및 전체 폭에 걸친 재질 균일성에 관한 기술은 없다.

본 발명은 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은 재질 균일성이 우수한 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

본 발명에 관련된 코일드 튜빙용 강대는, 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하, Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 이상 0.8 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.03 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 코일드 튜빙용 강대는, 상기 발명에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sn : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ca : 0.001 ％ 이상 0.003 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 코일드 튜빙용 강대는, 상기 조성을 갖고, 종료 온도가 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내의 온도가 되는 열간 마무리 압연이 실시되고, 550 ℃ 이상 620 ℃ 이하의 범위 내의 온도에서 권취되어 이루어지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 관련된 코일드 튜빙용 강대의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 강을 용제하고, 주조하여 강 소재로 한 후, 열간 압연하여, 얻어진 강대를 권취하는 코일드 튜빙용 강대의 제조 방법으로서, 열간 마무리 압연의 종료 온도를 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내의 온도로 하고, 권취 온도를 550 ℃ 이상 620 ℃ 이하의 범위 내의 온도로 하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 재질 균일성이 우수한 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

도 1 은, 강대의 길이 방향 위치 및 폭 방향 위치와 항복 강도 (YS) 의 관계를 나타낸 도면이다.

본 발명자는, 상기 과제를 해결하기 위해, 여러 가지 성분 및 열연 조건으로 코일드 튜빙재의 재질 조사를 실시하였다. 그 결과, 본 발명자는, 이하의 것을 알아내었다.

코일드 튜빙재로서, 내식성을 갖기 위해, Cr, Cu, Ni, Mo 등의 내식성 원소를 첨가한다. 그러나, 이들 원소는, 변태 강화 원소이기도 하기 때문에, 열연 조건에 따라 조직이 변동되고, 강도가 변화한다. 한편, 고강도 강대를 얻기 위해서는, 석출 강화 원소의 첨가도 필요하다. 석출 강화 원소 중에서, Nb 는 Solute drag 효과를 갖기 때문에, NbC 의 미세 석출물이 석출되지 않아도 Nb 의 첨가에 의해 상응하는 고강도를 확보할 수 있다. 이 효과는 V 등의 석출 강화 원소와 상이한 작용이다. 이와 같은 Nb 첨가의 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb (CN) 의 석출을 회피하는 것이 중요하고, 그러기 위해서는 Ti 를 N 과 원자량적으로 당량 정도 (몰％ 로 동등 정도) 첨가하는 것이 좋다.

그리고, 길이 방향 및 폭 방향의 센터부에 있어서는, 페라이트 및 펄라이트를 주로 한 조직에 미세한 NbC 를 석출시킴으로써 고강도를 확보한다. 한편, 마무리 압연 온도 및 권취 온도가 센터부보다 낮은 T 단 및 B 단 (이후, 열연시의 후단, 요컨대 코일 권취시의 후단, 요컨대 코일을 풀어 산세할 때의 선단을 T 단, 및 그 반대측을 B 단으로 기재한다) 과 폭 방향의 에지부에 있어서는, 석출 강화 감소분을 세립화 강화, 및 베이나이트를 주체로 한 변태 강화에 의해 보충함으로써, 재질 균일성이 향상된다.

변태 강화에 있어서, 펄라이트나 베이나이트 등의 2 상 조직률은, 열간 마무리로부터 권취에 있어서의 페라이트 조직의 석출 상태에 따라 변화한다. 이 때문에, 페라이트 조직률을 제어하는 것이 중요하고, Cr, Cu, Ni, Mo 등의 변태 강화 원소량에 맞춰, Si, Al 등의 페라이트 형성 원소량을 제어하는 것이 중요하다.

마무리 압연 종료 온도 (마무리 온도) 가 변화하면, 페라이트 입자의 핵 생성 사이트 변화를 통하여 페라이트 조직률, 나아가서는 2 상 조직률이 변화하고, 재질 편차로 이어진다. 소정의 고강도를 적은 편차로 제조하기 위해, 마무리 온도는, Ar₃ 점 이상의 특정 온도로 제어하고, 특히 마무리 압연 종료 온도를 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내로 한다.

마무리 압연 중, 강대 후단부는 압연까지 시간이 걸리기 때문에, 강대 온도가 저하되기 십상이다. 이 온도 저하 방지를 위해, 가속 압연을 실시하여 마무리 온도를 일정하게 하는 것을 생각할 수 있다. 그런데, 마무리 압연으로부터 권취간의 런 아웃 테이블 (ROT) 의 냉각 조건을 적정화함으로써 권취 온도를 일정하게 하는 것은 가능해도, 속도 변화에 따라, 강대의 냉각 패턴이 T 단 및 B 단에서 상이하다. 그러나, 이와 같은 경우에도, 상기의 수법에 의해, 재질 편차가 작은 강대를 제조할 수 있다.

권취 온도에 대해서는, 폭 센터부의 권취 온도가 550 ℃ 미만이면, 베이나이트를 주체로 한 조직이 되고, 에지부에서는 베이나이트율이 커져, 재질 편차로 이어진다. 한편, 폭 센터부의 권취 온도가 620 ℃ 초과이면, 권취 후, 강대 에지부 및 단부의 냉각이 그 밖의 부분보다 빠르기 때문에, 강대 에지부 및 단부에만 미세 석출물이 많이 석출되어 강도가 높아진다.

이상 서술한 조직 및 석출물은, 성분 조성에 영향을 받아, 성분 조성을 적정한 범위로 함으로써 비로소 얻어진다.

이하, 본 발명에 대하여 구체적으로 설명한다.

본 발명의 코일드 튜빙용 강대는, 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하, Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 이상 0.8 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.03 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

먼저, 본 발명에서 사용하는 강 소재의 조성 한정 이유에 대하여 설명한다. 특별히 언급하지 않는 한 성분에 있어서의 ％ 표시는 질량％ 이다.

〔C 의 함유량〕

C 는 강의 강도를 증가시키는 원소이고, 본 발명에서는 원하는 고강도를 확보하기 위해 0.10 ％ 이상 함유하는 것을 필요로 한다. 그러나, C 의 함유량이 0.16 ％ 를 초과하면, 열연 가열에 의해 NbC 가 고용되기 어려워져, 용해되지 않고 남은 NbC 를 핵으로 하여 마무리로부터 권취에 걸쳐 NbC 가 석출된다. 이로써, 미세한 NbC 의 석출이 방해되어, 강도 저하와 함께 재질의 편차가 증가한다. 이 때문에, C 의 함유량은 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하의 범위 내로 한다.

〔Mn 의 함유량〕

Mn 은 강의 강도를 증가시키는 원소이고, 원하는 고강도를 확보하기 위해, 0.5 ％ 이상 함유하는 것이 필요하다. 그러나, Mn 이 지나치게 많으면, 펄라이트 변태의 지체가 커져, 센터부에서 펄라이트를 주체로 한 조직이 만들어지기 어려워져, 에지부 및 단부와 센터부 사이의 재질차가 커진다. 이와 같은 것으로부터, Mn 의 함유량은 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는, Mn 의 함유량은 0.7 ％ 이상 1.2 ％ 이하의 범위 내이다.

〔P 의 함유량〕

P 는 입계 등에 편석되기 쉬워, 재질의 불균질을 초래한다. 이 때문에, P 는 불가피적 불순물로서 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.02 ％ 정도의 함유량까지는 허용할 수 있다. 이 때문에, P 의 함유량은 0.02 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, P 의 함유량은 0.01 ％ 이하이다.

〔S 의 함유량〕

S 는 강 중에서 Ti 황화물을 형성하기 쉽다. Ti 황화물은, NbC 의 석출 사이트가 되어, 고강도를 방해함과 함께 강도 편차를 크게 한다. 따라서, S 의 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, S 의 함유량은 0.003 ％ 이하이다.

〔Cr, Cu, Ni 의 함유량〕

Cr, Cu, Ni 는 내식성을 부여하기 위해 첨가되는 원소이다. 내식성을 부여하기 위해서는, Cr, Cu, Ni 를 각각 0.4 ％, 0.1 ％, 0.1 ％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 함유량이 지나치게 많으면, 단부 이외에서 베이나이트 조직이 생성되어, 재질 편차가 커진다. 이 때문에, Cr, Cu, Ni 의 함유량은 각각 0.4 ％ 이상 0.8 ％ 이하, 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는, Cr, Cu, Ni 의 함유량은 각각 0.55 ％ 이상 0.65 ％ 이하, 0.25 ％ 이상 0.40 ％ 이하, 0.15 ％ 이상 0.30 ％ 이하의 범위 내이다.

〔Mo, Si, Sol.Al 의 함유량〕

Mo, Si, Al 은 페라이트 형성 원소이고, 단부에 있어서 2 상 조직률을 조정하기 위해 첨가된다. Mo 는 특히, 탄화물 형성 원소이기도 하며, 2 상 조직률을 통하여 재질 편차 저감에 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo 가 0.1 ％ 이상 필요하다. 그러나, Mo 의 함유량이 0.2 ％ 를 초과하면, 베이나이트 조직이 석출되기 쉬워져, 2 상 조직률이 일정해지지 않기 때문에, 재질 편차가 커지기 쉽다. 이 때문에, Mo 의 함유량은 0.1 ％ 이상 0.2 ％ 이하의 범위 내로 한다. Mo 의 함유량의 바람직한 범위는 0.10 ％ 이상 0.15 ％ 이하의 범위 내이다.

Si, Sol.Al 도 페라이트 조직률을 조정하기 위해, 함유량은 각각 0.1 ％, 0.01 ％ 이상 필요하다. Si 가 지나치게 많으면 적색 스케일이 표면에 발생한다. 적색 스케일이 발생한 표면 부분은, 표면 조도가 크고, 다른 표면 부분보다 냉각되기 쉽기 때문에, 재질에 편차가 생긴다. 또, Al 이 지나치게 많으면, 알루미나계 개재물이 많아져, 표면 성상이 악화된다. 이 때문에, Si, Sol.Al 의 함유량은 각각 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는, Si, Sol.Al 의 함유량은 각각 0.25 ％ 이상 0.35 ％ 이하, 0.02 ％ 이상 0.04 ％ 이하의 범위 내이다.

〔Nb 의 함유량〕

Nb 는 열연에 있어서 미세한 NbC 로서 석출되고, 고강도화와 재질 편차 저감을 위해 0.01 ％ 이상 함유되는 것이 필요하다. 강대 단부에서는 변태 조직 강화에 의한 고강도화가 일어나기 때문에, 단부 이외에서는 이것에 알맞은 만큼의 석출 강화가 필요하다. 이 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb 의 함유량에 추가하여, 후술하는 바와 같이, Ti 와 N 의 함유량을 제어할 필요가 있다. Nb 의 함유량이 지나치게 많으면, 열연 가열 온도에서 고용되기 어려워져, 함유량에 알맞은 고강도화가 이루어지지 않는 데다가, 재질 편차의 요인이 된다. 이 때문에, Nb 의 함유량은 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는, Nb 의 함유량은 0.015 ％ 이상 0.025 ％ 이하의 범위 내이다.

〔Ti 의 함유량〕

전술한 바와 같이, Nb 는 고강도화와 편차 저감의 면에서 중요한 원소이다. 그런데, Nb 가 N 과 결합하면, Nb (CN) 를 핵으로 하여 NbC 가 석출되어, 고강도와 균일한 재질을 얻기 어려워진다. 따라서, Ti 를 0.005 ％ 이상 함유시켜 TiN 을 석출시키고, 미세한 NbC 를 석출시키는 것이 중요하다. 또, Ti 는 황화물을 형성한다. 그런데, 황화물이 TiS, Ti₄C₂S₂ 등으로 변화하면, 강도에 대한 영향이 상이하기 때문에, Ti 의 함유량은 N 과 S 의 함유량에 따라 함유시킨다. 한편, Ti 의 함유량이 지나치게 많으면, TiC 량이 많아져, 미세한 NbC 가 적어진다. 이 때문에, Ti 의 함유량은 0.005 ％ 이상 0.03 ％ 이하의 범위 내로 한다. 바람직하게는, Ti 의 함유량은 0.010 ％ 이상 0.020 ％ 이하의 범위 내이다.

〔N 의 함유량〕

N 은 불가피적 불순물이지만, Nb 질화물이 형성되면 미세한 NbC 의 양이 감소한다. 대책으로서, Ti 를 첨가하여 TiN 을 형성시키지만, N 이 지나치게 많으면 Nb (CN) 가 석출된다. 이 때문에, N 의 함유량은 0.005 ％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 의 함유량은 0.003 ％ 이하이다.

상기한 성분이 강대의 기본 성분이지만, 이들 기본 성분에 더하여 추가로, Ca : 0.001 ％ 이상 0.003 ％ 이하, Sn : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유시켜도 된다.

Ca 는 황화물을 형성하는 원소이다. 본 발명에서는, Ti 황화물을 석출시키도록 조정하지만, Ti 는 산화하기 쉬운 원소이며, S 의 함유량에 따른 함유량으로 제어하는 것이 어려운 경우가 있다. Ca 는 그와 같은 경우에 필요에 따라 첨가한다. Ca 를 첨가하여 황화물을 형성시키면, Ti 는 N 의 함유량에 따른 함유량으로 충분하기 때문에 재질을 제어하기 쉽다. 그러나, Ca 의 함유량이 0.003 ％ 를 초과하면, Ca 계 석출물이 NbC 의 석출 사이트가 되어, 재질 편차로 이어진다. 이 때문에, Ca 의 함유량은 0.003 ％ 이하의 범위 내로 한다. 상기 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 Ca 의 함유량은 0.001 ％ 이상인 것이 바람직하다.

Sn 는 내식성을 위해 필요에 따라 첨가한다. 그러나, Sn 은 편석되기 쉬운 원소이다. 편석에 의한 강도 편차를 피하기 위해, Sn 의 함유량을 0.005 ％ 이하로 한다. 내식성의 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 Sn 의 함유량은 0.001 ％ 이상인 것이 바람직하다.

상기한 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 의도적으로 첨가하지 않는 경우, 불가피적 불순물로는, Co : 0.1 ％ 이하, V : 0.01 ％ 이하, B : 0.0005 ％ 이하가 허용된다.

〔고강도 강대의 제조 방법〕

다음으로, 상기 성분 조성을 갖는 고강도 강대의 제조 방법에 대하여 설명한다.

먼저, 상기한 조성을 갖는 강 소재를 제조한다. 이 강 소재의 제조 방법은, 특별히 한정할 필요는 없으며, 전로 등의 상용의 용제 수단을 적용하여, 바람직하게는 편석이 적은 연속 주조 등의 주조 수단을 이용하여, 슬래브 등의 강 소재로 한다. 또, 편석 방지를 위해, 경압하 주조, 전자 교반을 사용하는 것이 바람직하다.

이어서, 이와 같이 하여 얻어진 강 소재에 열연 공정을 실시한다. 열연 공정에서는, 강 소재를 가열하고, 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연을 실시하여 열연 강대로 하고, 마무리 압연 종료 후, 코일상으로 권취한다.

열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도가 1200 ℃ 미만인 경우, 조대한 NbC, Nb (CN) 의 재용해가 불충분해져, 열간 압연시에 재석출되었을 때, 코일 내에서의 강도 편차가 커질 가능성이 있다. 한편, 가열 온도가 1280 ℃ 를 초과하면, 오스테나이 입자가 조대화되고, 열간 압연에 의해 석출물의 형성 사이트가 감소하여, 강도 저하의 요인이 된다. 이와 같은 점에서, 열간 압연 공정에 있어서의 가열 온도는 1200 ℃ 이상 1280 ℃ 이하의 범위 내로 하는 것이 바람직하다. 슬래브 가열은, 슬래브를 일단 실온까지 냉각시키고 나서 재가열해도 되고, 슬래브 냉각없이 가열을 실시해도 된다.

가열된 강은, 계속해서 조압연 및 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연이 실시된다. 조압연의 조건에 대해서는, 소정의 치수 형상의 시트 바로 할 수 있으면 되는데, 마무리 압연에 의해 미재결정 압하율을 확보하기 위해, 두께를 40 ㎜ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 압연은, 마무리 압연 개시 온도를 바람직하게는 950 ℃ 이하로 하고, 마무리 압연 종료 온도를 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내로 하여 실시한다. 마무리 개시 온도를 낮게 제어함으로써, 미재결정역에서 마무리 압연을 실시하게 되어, 세립화에 의한 고강도화가 가능하다. 이 효과를 얻기 위해, 마무리 개시 온도를 950 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다.

마무리 압연 개시 온도를 내리려면, 조압연에 의해 패스 수를 증가시키는 방법이나, 조압연 후, 시트 바를 대기시키는 방법이 있다. 마무리 압연 종료 온도가 820 ℃ 미만에서는, 특히 강대의 에지부에 있어서, Ar₃ 점보다 낮은 온도에서 마무리 압연되게 되어, 에지부와 센터부의 조직 차로부터 강도 차가 발생하기 쉬워진다. Ar₃ 점은 성분에 영향을 받기 때문에, 이 온도 범위는 본 발명의 조성 범위 내에서 특유한 것이다. 한편, 마무리 압연 종료 온도가 920 ℃ 를 초과하면, 오스테나이트 입자가 조대화되고, 석출물 형성 사이트가 감소하여, 강도 부족의 요인이 됨과 함께 재질 편차가 발생하기 쉬워진다. 이와 같은 것으로부터, 마무리 압연의 압연 종료 온도 (폭 센터부의 온도) 는 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내로 한다. 또, 마무리 압연 종료 온도를 확보하기 위해, 시트 바 전체를 유도 가열 장치 등으로 가열해도 된다. 또, 시트 바를 일단 권취한 후, 마무리 압연을 실시해도 된다.

또, 통상적인 열연 공정에서는, 강대의 에지부의 온도가 폭 센터부보다 낮기 때문에, 폭 방향의 재질 균일성을 향상시키기 위해서는, 에지 히터를 사용하여, 강대의 에지부를 10 ℃ 이상 상승시키는 것이 바람직하다. 에지 히터에서의 에지부의 온도 상승 폭에 특별히 상한은 없지만, 설비 제약으로부터 70 ℃ 이하가 통상적이다. 이 이상의 온도 상승 폭을 얻고자 하면, 강대의 속도를 느리게 할 필요가 있다. 그런데, 이 경우, T 단 및 B 단의 온도가 저하되고, 길이 방향의 재질 균일성이 열화됨과 함께, 열간 압연시에 압연 트러블이 발생하기 쉽다.

마무리 압연 종료 후, 열연 강대는 코일상으로 권취되지만, 마무리 압연이 종료된 후 코일상으로 권취되기까지의 동안, 열연 강대는 런 아웃 테이블 상에서 냉각된다. 이 때, 폭 방향의 재질 균일성을 향상시키기 위해서는, 열간 마무리 압연으로부터 권취까지의 시간을 20 초 이내로 제어하는 것이 바람직하다. 열간 마무리 압연으로부터 권취까지의 시간이 20 초 초과하면, 단부, 에지부의 온도 저하가 커져 재질 편차의 요인이 된다. 열간 마무리 압연으로부터 권취까지의 시간에 하한은 특별히 존재하지 않지만, 설비 제약으로부터 10 초 이상이 되는 것이 보통이다. 열간 마무리 압연으로부터 권취까지의 시간은, 마무리 압연에서의 압연 속도, 패스 스케줄 등을 변화시킴으로써 변화시킬 수 있다. 권취 온도의 정밀도를 향상시킨다는 관점에서, 50 ℃/S 이상의 냉각 속도로 냉각시켜도 된다.

ROT 로 에지부를 마스크 하여, 에지부의 냉각을 억제하는 방법도 있지만, 강대가 사행되었을 때, 마스크부가 일정해지지 않아, 재질 편차의 요인이 된다.

열연 강대를 코일상으로 권취할 때의 권취 온도 (폭 센터부의 권취 온도) 는 550 ℃ 이상 620 ℃ 이하의 범위 내로 한다. 권취 온도가 550 ℃ 미만에서는, 미세 석출물의 생성이 억제되는 한편, 강대의 단부 이외에서도 베이나이트 비율이 커져, 단부의 강도가 지나치게 커 강도 편차가 증대한다. 한편, 권취 온도가 620 ℃ 를 초과하여 높아지면, 조대한 NbC 가 석출되어 저강도가 됨과 함께, 권취 후의 코일의 냉각 속도의 차로부터, 단부에서 고강도가 되어 강도 편차의 원인이 된다. 바람직하게는, 권취 온도는 570 ℃ 이상 600 ℃ 이하의 범위 내이다. 코일은, 실온까지 공랭된다. 단, 냉각 시간 단축을 위해, 코일이 마텐자이트가 생성되지 않는 온도인 400 ℃ 이하까지 냉각시킨 후, 수랭에 의해 냉각시키는 것은 허용된다.

열연된 강대는, 산세에 의해 표면의 스케일을 제거한 후, 소정의 폭으로 슬릿되고, 코일드 튜빙으로 조관된다. 스케일 제거를 용이하게 하기 위해, 산세에 앞서, 스킨 패스 (산세 전 스킨 패스) 를 실시하는 것은 허용된다. 산세 전 스킨 패스는, 산세 강대의 항복점 연장의 발생을 억제하는 효과도 있어, 항복 강도 편차 저감의 관점에서는 바람직하다. 산세 후, 불량부 컷 및 표면 검사를 위해, 스킨 패스를 실시하는 것은 허용된다. 산세에서는, 신장률을 확보하기 위해, 인 라인 스킨 패스, 텐션 레벨러 중 하나 이상을 사용하는 것은 허용된다.

〔실시예〕

표 1 에 나타내는 성분 조성의 용강을 전로에서 용제하고, 연속 주조법에 의해 슬래브 (강 소재) 로 하였다. 이들 슬래브를 1230 ℃ 이상 1270 ℃ 이하의 가열 온도에서 가열한 후, 970 ℃ 이상 1000 ℃ 이하에서 조 (粗) 바 두께 45 ㎜ 로 조압연하고, 마무리 입측 온도 : 890 ℃ 이상 920 ℃ 이하에서 마무리 압연에 삽입하고, 표 2 에 나타내는 조건 (폭 센터부) 으로 마무리 압연을 실시하고, 표 2 에 나타내는 권취 온도 (폭 센터부의 권취 온도) 에서 코일상으로 권취하는 열연 공정을 실시하여, 열연 강대 (판 두께 : 4.5 ㎜, 판폭 : 1110 ㎜) 로 하였다. 압연 중에 마무리 온도가 저하되는 것을 회피하기 위해, 가속 압연을 실시하였다. 또, 마무리 압연 전에 에지 히터를 사용하여, 양 에지부 50 ㎜ 만 ＋ 30 ℃ 이상 ＋ 50 ℃ 이하의 범위 내의 가열을 실시하였다. 마무리 압연으로부터 권취까지의 시간은 11 초 이상 16 초 이하이다. 이어서, 표 2 에 나타내는 바와 같이 산세 전에 일부에 스킨 패스를 실시한 후, 산세에 의해 열연 강대 표면의 스케일을 제거하였다.

이와 같이 하여 제조한 산세 강대의 선단으로부터 5 m (T) 부, 길이 방향 중심 (M) 부, 및 후단으로부터 5 m (B) 부로부터 길이 방향으로 ASTM A370 게이지 렝스 = 2 인치, 평행부 폭 : 38 ㎜ 의 판상 시험편 (시험편 폭 : 50 ㎜) 을 전체 폭분 (22 개) 잘라내어, 인장 시험을 실시하였다. 폭 센터부의 인장 결과를 표 2 에 함께 나타낸다. 또, No.1 (강 1, 본 발명예) 및 No.5 (강 5, 비교예) 의 강의 길이 방향 (T, M, B) 및 폭 방향 각 위치로부터 얻어진 판상 시험편의 항복 강도 (YS) 를 도 1 에 나타낸다. 코일 길이 방향 (T, M, B), 폭 방향 (22 개) 에서의 재질 편차 평가를 위해, YS 의 최대치에서 최소치를 뺀 것을 ΔYS 로서 구하였다 (ΔYS 는 폭 센터부만의 데이터가 아니라 에지까지 포함한 편차 평가이다). 그 값도 표 2 에 나타낸다.

표 2 및 도 1 에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 범위에서 벗어나는 비교예에서는 폭 방향 및 길이 방향의 재질의 편차가 큰 데에 반해, 본 발명예의 경우에는, 폭 방향 및 길이 방향의 재질의 편차가 작아 재질 균일성이 우수한 것이 확인되었다.

이상, 본 발명자들에 의해 이루어진 발명을 적용한 실시형태에 대하여 설명하였지만, 본 실시형태에 의한 본 발명의 개시의 일부를 이루는 기술에 의해 본 발명이 한정되는 경우는 없다. 즉, 본 실시형태에 기초하여 당업자들에 의해 이루어지는 그 밖의 실시형태, 실시예 및 운용 기술 등은 모두 본 발명의 범주에 포함된다.

산업상 이용가능성

본 발명은 코일드 튜빙용 강대 및 그 제조 방법에 적용할 수 있다.

Claims (4)

1. 질량％ 로, C : 0.10 ％ 이상 0.16 ％ 이하, Si : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Mn : 0.5 ％ 이상 1.5 ％ 이하, P : 0.02 ％ 이하, S : 0.005 ％ 이하, Sol.Al : 0.01 ％ 이상 0.07 ％ 이하, Cr : 0.4 ％ 이상 0.8 ％ 이하, Cu : 0.1 ％ 이상 0.5 ％ 이하, Ni : 0.1 ％ 이상 0.3 ％ 이하, Mo : 0.1 ％ 이상 0.2 ％ 이하, Nb : 0.01 ％ 이상 0.04 ％ 이하, Ti : 0.005 ％ 이상 0.03 ％ 이하, N : 0.005 ％ 이하를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 코일드 튜빙용 강대.
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 조성에 더하여 추가로, 질량％ 로, Sn : 0.001 ％ 이상 0.005 ％ 이하, Ca : 0.001 ％ 이상 0.003 ％ 이하 중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 함유하는 것을 특징으로 하는 코일드 튜빙용 강대.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 조성을 갖고, 종료 온도가 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내의 온도가 되는 열간 마무리 압연이 실시되고, 550 ℃ 이상 620 ℃ 이하의 범위 내의 온도에서 권취되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 코일드 튜빙용 강대.
4. 제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 조성을 갖는 강을 용제하고, 주조하여 강 소재로 한 후, 열간 압연하여, 얻어진 강대를 권취하는 코일드 튜빙용 강대의 제조 방법으로서, 열간 마무리 압연의 종료 온도를 820 ℃ 이상 920 ℃ 이하의 범위 내의 온도로 하고, 권취 온도를 550 ℃ 이상 620 ℃ 이하의 범위 내의 온도로 하는 것을 특징으로 하는 코일드 튜빙용 강대의 제조 방법.
   

Images