KR20160078674A

KR20160078674A - 열처리형 곡관용 강재, 열처리형 곡관 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20160078674A
Application number: KR1020140188498A
Authority: KR
Inventors: 채재용; 김대우; 엄경근
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-24
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2016-07-05
Also published as: KR101657829B1

Abstract

본 발명의 열처리형 곡관용 강재 및 열처리형 곡관은, 중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 아래 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족한다.
[관계식1] V+Nb+Ti < 0.10%
[관계식2] Ni+Cr+Mo+Cu < 1.0%
본 발명에 따르면, 합금 성분에 의한 소재의 경화능 증대효과를 이용하여, 냉각 속도가 상대적으로 느린 조건에서도 저온 조직인 accicular ferrite가 상당량 생성되도록 구성하여, 고온성형 및 수침식 냉각 방식을 거쳐도 고강도의 품질 확보가 가능하다.

Description

열처리형 곡관용 강재, 열처리형 곡관 및 그 제조방법{Heat treatment steel for fitting, fitting including the same and manufacturing method thereof}

본 발명은 수침식(submerged type) 냉각방법을 이용하여 목표하는 항복강도, 인장강도 및 충격인성을 확보할 수 있는 열처리형 곡관용(fitting) 강재, 열처리형 곡관 및 그 제조방법에 관한 것이다.

곡관(Fitting)이란, 석유화학, 발전, 담수, 조선, 해양구조물 등에서 유체 및 기체류의 운송에 사용되는 배관자재로 배관의 방향을 바꾸거나 관경을 변경하며 주배관에서 분기하여 배관을 할 때 사용되며, 파이프와 철판 등을 금형을 통해 가공, 제작하는 것을 말한다.

이러한 곡관은 용도 및 제조설비에 따라 다양한 제조방법을 통해 만들어질 수 있으나, 제품의 특징상 연결되는 강관이나 압력용기에 쓰이는 강재와 밀접한 관련이 있다. 강관과 압력용기에 쓰이는 후판재의 경우 흔히 열가공제어(TMCP: Thermo-Mechanical Control Process) 방법이나, 압연 후 열처리를 실시하여 만들어지는데, 그에 따라 곡관용 소재도 상기 두 가지 방법으로 제조되는 경우가 많다. 본 발명에서는 그 중 열처리를 포함하는 공정으로 제조되는 열처리형 곡관용 강재에 관해서 기술하고자 한다.

강재를 열처리 하는 목적은 열처리를 통해 최종 미세조직의 종류나 상태를 변화시켜서 목적하는 물성을 확보하는 것이다. 철강 제조에 적용되는 대표적인 열처리에는 normalizing, quenching and tempering, martempering, austempering, annealing 등이 있는데, 그 중 고강도가 요구되는 곡관 제품의 경우, 주로 강도 및 경도 확보를 위해 quenching and tempering(이하 QT열처리)을 실시한다.

상기 QT열처리는 소재를 오스테나이트가 생성되는 온도 이상으로 가열하여 전체 오스테나이트 조직을 확보한 뒤, 급랭 (quenching)을 통해 마르텐사이트 등의 경(hard)한 non-equilibrium 상(phase)를 우선 확보한다. 이렇게 생성된 조직은 높은 강도 및 경도를 가지지만, 쉽게 깨지는 성질도 가진다. 이점을 개선하기 위해 오스테나이트 생성 온도 이하에서 항온 열처리를 실시하면 급랭으로 미고용된 탄소들이 탄화물 형태로 석출되도록 하여 강도 및 경도의 약간의 손실이 발생하기는 하지만, 인성 및 연성을 대폭 증대시킬 수 있다.

이때, 급랭 및 템퍼링 시의 온도 및 시간과 함께 급랭 시의 냉각속도는 강재의 최종 미세조직은 물론 그에 따른 물성에 큰 영향을 끼치게 된다. 특히, 후판재의 경우 판재의 두께가 두꺼워질수록 판재 내부는 표면에 비해 현저히 낮은 속도로 냉각이 진행되게 되므로 고강도의 조직을 확보하기 위해서는 보다 높은 냉각 속도를 적용하는 것이 유리하다.

한편, 소재를 빠른 속도로 냉각할 수 있는 설비로는 판재를 롤러 사이에서 oscillation시키면서 상하 면에서 강한 수압의 냉각수를 뿌려주는 방식으로 냉각하는 방식의 roller quencher(RQ)가 있으나, 설비의 투자비 및 유지비가 비싼 관계로 급랭을 실시해야 하는 많은 곡관 제품 제조업체들은 보다 적은 투자비로 구성이 가능한 수침식(submerged type) 냉각방식을 활용하여 급랭(quenching)을 실시한다.

특히, 곡관 제품을 판재상태가 아닌 제품형태로 가공 후에 열처리를 실시하는 제조방식의 경우, 제품 형태가 복잡하므로 RQ 방식의 냉각이 비효율적이라 수침식 냉각 방식을 실시하는 것이 일반적이다.

이러한 수침식 냉각방식은 냉각수가 담긴 수조에 고온으로 가열된 소재를 침적시키는 방식으로, 냉각 초반에 발생하는 비등현상 및 냉각수 온도 변화의 영향으로 인해 RQ설비를 이용한 냉각방식에 비해 냉각 속도가 현저히 떨어지며, 소재의 입수 방식에 따라 위치별 냉각 속도 편차가 크게 발생하기도 한다.

이러한 문제점을 개선하기 위한 충분한 양의 냉각수를 유지할 수 있는 크기의 수조, 소재로 인해 온도가 상승한 냉각수를 환류시켜 냉각수의 온도를 지속적으로 저온으로 유지하기 위한 설비, 비등현상을 최소화할 수 있는 소재의 입수 각도 등은 수침식 냉각방식에서 소재의 빠른 냉각속도를 위해 제어해야 하는 중요한 요소들이라고 알려져 있다.

또한, 상대적으로 낮은 속도의 냉각으로 마르텐사이트와 같은 고강도의 저온조직을 확보하기 위해서는 위와 같은 설비를 통한 제어 외에도 소재 자체의 경화능(hardenability)도 중요한 요소임이 알려져 있다.

상기 경화능은 소재가 냉각 중에 마르텐사이트로 변태되는 능력이라고 정의되며, 경화능이 높을수록 느린 냉각 속도에서도 더 많은 양의 마르텐사이트가 생성 가능하다. 오스테나이트의 입도는 경화능에 영향을 끼치는 첫번째 인자인데, 입도가 증가할수록 단위 부피당 입계의 면적비가 낮아지게 되어서 페라이트와 펄라이트의 핵생성 사이트(site)의 수가 감소하여 페라이트 및 펄라이트의 변태가 지연되는 효과를 일으켜 상대적으로 마르텐사이트 변태할 기회가 증가하여 경화능을 증대시키는 효과를 가져온다.

두번째 인자로는 합금 조성이 있는데, 페라이트 및 펄라이트 변태를 지연시키는 원소는 오스테나이트 입도와 마찬가지로 상대적인 마르텐사이트 변태 기회를 늘여 경화능을 증대시키는 요소가 된다. Mn, Si, Cr, Mo, Ni 등은 대표적인 철강재료의 경화능 증대 원소이다. 따라서 이러한 합금 원소들을 강재에 포함할 경우, 원소가 강재의 강도, 충격인성 등의 물성에 끼치는 영향 이외에도 경화능에 끼칠 영향도 함께 고려되어야 한다.

국내공개특허 제2012-0006823호

강재의 고강도 물성을 확보하기 위해서는 최종 미세조직에 경(hard)한 성질을 지닌 저온상(phase)의 도입이 필수적인데 저온상의 확보를 위해서는 강재를 고온으로 재가열 후 빠른 냉각 속도로 냉각하는 과정이 요구된다.

이때 두께가 두꺼운 후판재의 경우 두께 효과로 인해 강재의 내부는 표면부에 비해 상대적으로 낮은 냉각 속도를 겪게 되어 내부로 갈수록 저온상의 확보가 어렵다. 특히, 곡관과 같이 복잡한 형상으로 가공한 후에 열처리를 실시하는 경우, 가압된 냉각수의 분사와 함께 차가운 롤이 직접 강재와 접촉하여 대류와 전도가 동시에 일어나며 냉각되는 RQ방식의 냉각 방법을 사용할 수 없고, 수조에 담긴 냉각수에 가열된 소재를 침적시키는 방식의 수침식 냉각방식으로 냉각을 구현할 수 밖에 없다.

이처럼 빠른 냉각 속도의 확보가 힘든 환경에서 저온상을 확보하기 위해서는 합금의 첨가를 통해 경화능을 증대시키는 방식이 주로 사용된다. 본 발명은 적정량의 합금의 첨가를 통해 강재의 경화능을 확보하여, 가공 완료 후 재가열 및 느린 냉각속도의 수침식 냉각 방식을 적용하여도, 저온상을 다량 확보하여 고강도의 품질을 구현할 수 있는 강재를 제공하기 위한 것이다.

본 발명은 일반 압연을 통해 재열처리 없이 제조된 후판재를 사용하여 고온 성형을 통해 곡관 형상을 만들고, 그 후 수침식 냉각방법을 통해 열처리를 실시하여 필요로 하는 최종 물성을 확보 가능하도록 하는 열처리형 곡관용 강재를 제공하는데 그 목적이 있다.

또한, 본 발명의 목적은, 일반 압연을 통해 재열처리 없이 제조된 후판재를 사용하여 고온 성형을 통해 곡관 형상을 만들고, 그 후 수침식 냉각방법을 통해 열처리를 실시하여 필요로 하는 최종 물성을 확보 가능하도록 하는 열처리형 곡관용 강재의 제조방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 열처리형 곡관용 강재를 제공하며, 상기 강재는 아래 석출물 생성 조장 원소의 총 합금량 제한에 관한 [관계식 1] 및 고용 강화 원소의 총 합금량 제한에 관한 [관계식 2]를 만족시킨다.

[관계식1] V+Nb+Ti < 0.10%

[관계식2] Ni+Cr+Mo+Cu < 1.0%

이때, 상기 강재는 두께가 15mm~100mm일 수 있다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, 중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬래브를 준비하는 단계; 상기 슬래브를 1050 내지 1200℃에서 두께 1mm당 2분 이상 재가열 하는 단계;및 상기 슬래브를 3:1 이상의 압하비로 압연하는 단계; 를 포함하는 열처리형 곡관용 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 또 다른 측면은, 상기 강재 제조방법에 의해 제조된 후강판을 고온 성형하여 곡관 형상으로 만드는 단계; 곡관 형상으로 성형된 후강판을 870~930℃에서 두께 1mm당 2~3분에 추가 30분의 시간 동안 열처리 후 수침식 냉각으로 5 내지 20℃/s의 속도로 수냉하는 단계; 상기 수냉된 후강판을 600~690℃에서 두께 1mm당 2~3분에 추가 30분의 시간 동안 후속 템퍼링 열처리를 실시하는 단계를 포함하는 열처리형 곡관의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 바람직한 특징에 의하면, 이때 급랭시 수조에 담긴 냉각수의 온도가 50℃ 이상으로 상승하지 않을 만큼의 충분한 양의 냉각수 및 수조의 크기가 확보되는 것이 바람직하다.

본 발명의 또 다른 측면은, 상기 강재를 사용하여 제조된 열처리형 곡관을 제공하되,상기 곡관은 수침식 열처리 과정을 거친 최종 미세조직이 accicular ferrite와 polygonal ferrite 그리고 미량의 탄화물로 구성될 수 있으며, accicular ferrite와 polygonal ferrite은 95%이상을 포함할 수 있다.

본 발명의 바람직한 특징에 의하면, 상기 미세조직에 존재하는 탄화물은 면적분율로 5% 이하이며, accicular ferrite가 polygonal ferrite에 비해 면적 분율비가 높아야 한다. 또한, 강재의 최종 두께가 두꺼워 질수록 polygonal ferrite의 면적 분율비는 높아질 수 있다.

이상과 같이 본 발명의 일 실시예에 의하면, 합금 성분에 의한 소재의 경화능 증대효과를 이용하여, 냉각 속도가 상대적으로 느린 조건에서도 저온 조직인 accicular ferrite가 상당량 생성되도록 구성하였으므로, 고온성형 및 상대적으로 RQ방식에 비해 냉각속도가 열위한 수침식 냉각 방식을 거쳐도 목표로 하는 455MPa 내지 625MPa의 인장강도와 -46℃에서 200J 이상의 충격인성 확보가 가능한 열처리형 곡관용 강재 및 이 강재로 제조되는 곡관을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따른 발명강 A의 최종 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예의 따른 강재의 두께에 따라 변화하는 항복강도를 나타낸 그래프이다.

이하, 본 발명의 일 측면인 열처리형 곡관용 강재에 관하여 상세히 설명한다.

본 실시예의 열처리형 곡관용 강재는, 중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하를 포함한 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함한다.

이때, 상기 강재의 배합비는 아래 석출물 생성 조장 원소의 총 합금량 제한에 관한 [관계식 1] 및 고용 강화 원소의 총 합금량 제한에 관한 [관계식 2]를 만족한다.

[관계식1] V+Nb+Ti < 0.10%

[관계식2] Ni+Cr+Mo+Cu < 1.0%

도 2를 참조하면, 바람직하게 강재의 두께는 15 내지 100mm일 수 있다. 냉각속도는 강재의 두께에 의해 큰 영향을 받는데, 상기 강재의 두께가 15mm 미만일 경우 냉각 속도의 과다로 인해 대량의 저온 미세조직이 유입되어 강도가 초과하는 결과가 발생하며, 상기 강재의 두께가 100mm를 초과할 경우 냉각 속도 부족으로 인해 polygonal ferrite의 면적 분율비가 의도보다 많이 생성되어 강도가 미달되는 결과가 나타날 수 있다.

또한, 상기 강재를 사용하여 제조된 곡관은 수침식 열처리 과정을 거친 최종 미세조직이 accicular ferrite와 polygonal ferrite를 95% 이상 포함하며, 미량의 탄화물을 포함할 수 있다.

또한, 상기 곡관은 수침식 열처리 과정을 거친 최종 미세조직에 존재하는 탄화물이 면적분율로 5% 이하이며, accicular ferrite가 polygonal ferrite에 비해 면적 분율비가 높아야 한다. 이때, 강재의 최종 두께가 두꺼워 질수록 polygonal ferrite의 면적 분율비가 높아진다.

이하, 강재의 각 조성을 한정한 이유에 대하여 설명한다. 단, 각 성분의 함량에 한해서는 특별히 언급하지 않는 한 중량%를 의미함에 유의할 필요가 있다.

C : 0.11~0.13%

C는 본 발명에서 경화능을 증대시켜 accicular ferrite와 같은 저온상의 형성을 용이하게하고, 형성되는 저온상의 강도와 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강중에 함유될 필요가 있다.

그러나, C의 함량이 0.13%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 요구되는 강도에 비해 과도한 분율의 accicular ferrite가 생성되거나 다량의 탄화물이 생성되어 오히려 강도저하를 초래할 수 있다. 0.11% 미만이 되면 충분한 경화능이 확보되지 못해 펄라이트 등의 생성으로 강도의 하락을 초래하므로, C의 범위를 0.11~0.13%로 한정한다.

Si : 0.25~0.35%

Si는 탈산제로 사용되며 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 0.35% 초과할 경우 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, Si는 상대적으로 저온상의 안정성을 높이므로 적은 C 함량으로도 많은 저온상을 형성시킬 수 있어 강도향상에는 도움이 되나 인성저하의 결과를 초래하므로 바람직한 Si의 범위는 0.25~0.35% 이다.

Mn : 1.1~1.45%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이므로 1.1% 이상은 첨가될 필요가 있다. 그러나, 1.2%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키고, 중심부에 편석대를 조장할 수 있으므로 적절한 Mn 함량은 1.1~1.2%이다.

P : 0.008% 이하

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.008%로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.001% 이하

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유하므로 그 상한을 0.001%로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.015~0.05%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.015%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.05% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐 막힘을 야기하므로 0.015~0.05%로 한정한다. 따라서, Al의 범위를 0.015~0.05%로 하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.016~0.024%

Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화시키는 효과가 있다. 따라서, Nb는 0.016% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대되므로 바람직하지 않다.

B : 3ppm이하

B은 아주 저가의 첨가원소로 강력한 경화능을 나타내는 원소이다. 소량의 첨가만으로도 QT열처리 후에 저온상의 분율을 증가시켜 강도를 크게 향상시키나, 그 변화의 폭이 타 원소에 비해 큰 편이라 부위별로 강도 편차를 야기할 수 있다. 특히 본 발명에서는 형상이 불균일한 상태에서 수침식 냉각방식을 적용하므로 부위별로 냉각속도의 편차를 피할 수 없으므로, B은 제어가 가능한 수준에서 최소한으로 투입하여 편차 발생을 최소화 하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.005~0.015%

Ti의 첨가는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으므로 그 효과가 발현되기 위해서는 0.005% 이상이 첨가되어야 하며, 0.015% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있으므로 0.005~0.015% 의 범위로 한정한다.

N : 60ppm 이하

N의 첨가는 강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시키기 때문에 60ppm 이하로 그 함량을 제한할 필요가 있다.

Cr : 0.11~0.19%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기 위해서는 0.11% 이상의 첨가가 필요하며, 0.19% 이상의 첨가는 용접성을 크게 저하시키므로 0.19% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 비교적 낮은 냉각속도에서도 안정적인 저온상을 얻기 위해서는 0.11~0.19%의 범위로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Mo : 0.02~0.2%

Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 고온에서 생성되는 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있기 때문에 0.025% 이상의 첨가가 필요하나, 과도한 첨가는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하므로 0.2% 이하로 첨가하는 것이 유리하다. 본 발명에서는 강도의 확보를 위해 accicular ferrite를 적절한 범위로 형성시키기 위해서는 0.025~0.2% 의 범위로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

Ni : 0.06~0.14%

Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소이며, 그 효가 나타나기 위해서는 0.06% 이상이 첨가되어야 하며, Ni 은 고가의 원소이므로 과도한 첨가는 경제성이 저하된다. 또한, 용접성도 열화되므로 0.06~0.14%의 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

V : 0.016~0.024%

V 은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있어 0.016% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.024% 이상의 과도한 첨가는 인성을 저하시키므로 0.016~0.024% 로 한정한다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

위와 같이 구성된 강재는, 그 미세조직이 도 1에 나타난 바와 같이, accicular ferrite와 polygonal ferrite을 포함하고 입계에 총 면적분율 5% 미만의 탄화물이 존재하는 것이 바람직하다. 이때 강재의 두께가 두꺼워 질수록 냉각시 강재 내부의 냉각속도는 느려지게 되므로, 저온상인 accicular ferrite의 분율이 줄어드는 대신 polygonal ferrite의 분율이 증가하게 된다. 두 상의 면적 분율에 따라서 강재의 강도가 결정되므로 [도 2]와 같이 두께가 증가할수록 강도가 감소하는 경향을 보인다.

따라서, 본 발명의 적용 가능 두께는 15~100mm로 한정한다. 이보다 낮은 두께군에서는 빠른 냉각속도로 인해 accicular ferrite 대신 lower bainite나 martensite가 생성되어 강도가 과도하게 높아지며, 반대로 이보다 높은 두께군에서는 polygonal ferrite의 분율의 상대적인 증가로 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다.

이하, 상기와 같은 본 실시예에 의한 강재를 제조하는 방법에 대해 설명한다.

먼저 상기의 조성을 갖는 슬래브를 준비하여 재가열한다. 상기 슬래브의 재가열에 있어서 가열온도는 1050℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1050℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도는 1200℃ 이하인 것이 바람직하다.

다음으로, 강재의 형상의 조정 및 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직 파괴를 위해 슬래브의 가열 후에 압연을 실시한다. 이때, 압연 온도 범위는 전체 오스테나이트 영역 시작 온도인 A₃ 이상이면 무관하나, 통상적으로 곡관이 압력용기나 강관과 접합하여 사용하므로 주변 소재의 제조조건에 맞추어 슬라브대 최종 제품의 두께비를 3:1 이상 되도록 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 충분한 압연이 가해지지 않을 경우 강재의 두께 중심부에 미압착된 거대 편석이나 공극 등이 잔존하여 품질 저하를 야기할 수 있으므로 상기 압하비는 3:1 이상이 적합하다.

이와 같이 제조된 강재를 이용하여 열처리형 곡관을 제조할 수 있다.

먼저, 상기 후강판을 고온성형 및 용접하여 곡관형상을 완성한다.

이러한 강재를 가공하고 용접하여 복잡한 형상의 곡관을 만들 때 특별한 조건이 요구되지 않으나, 다량의 합금 첨가로 인한 강화효과로 냉간에서 가공을 실시할 경우 큰 힘과 함께 크랙 발생 가능성이 높아진다. 따라서, 설비의 수준에 맞추어 고온으로 가열하여 성형을 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 가공된 소재를 재가열 열처리하여, 가공시 발생한 내부 응력을 완화해 주며 오스테나이트 조직 생성을 조장하여 후에 실시될 급랭과정에서 저온상이 생성 가능하도록 한다. 재가열 온도에 따라서 오스테나이트의 입도가 결정되는데 낮은 온도로 가열할 경우 미세한 오스테나이트를 확보하여 강도 및 인성 증가 측면에서 유리하지만, 경화능을 떨어뜨려 목표로 하는 최종 미세조직을 얻지 못할 수 있다. 반대로 지나치게 높은 온도로 가열할 경우 오스테나이트가 조대화되어 충격인성 및 강도가 동시에 저하될 우려가 있으므로, 상기 열처리시 재가열 온도는 870~930℃로 하는 것이 바람직하다.

이때, 열처리의 시간은 후강판의 두께 1mm당 2~3분에 추가 30분의 시간 동안, 더 바람직하게는 후강판의 두께 1mm당 2.5분에 추가 30분의 시간 동안 할 수 있다.

다음으로, 재가열된 곡관을 재가열하여 전체 오스테나이트화된 곡관을 충분한 양의 냉각수가 준비된 수조에 침적시키는 방식으로 급랭을 실시하여 저온상인 accicular ferrite를 확보할 수 있다. 이때 수조의 크기가 충분하지 못해 냉각수가 부족할 경우 고온의 곡관과의 접촉으로 인해 냉각수의 온도가 상승하게 되고, 이는 냉각속도의 저하로 이어진다. 본 발명에서는 고온의 곡관을 침적 시킨 후에도 냉각수의 온도가 50℃ 이하로 유지될 수 있을 만큼의 냉각수의 양이 필요하며, 이때 강재의 중심부에 적용되는 실제 냉각 속도는 두께에 따라 5~20℃/s가 바람직하다.

다음으로서, 냉각된 곡관을 후속 템퍼링 열처리하여 열처리형 곡관을 완성한다. 급랭 직후의 조직은 높은 수준의 강도를 가지지만 쉽게 깨지는 성질도 가진다. 이점을 개선하기 위해 오스테나이트 생성 온도 이하에서 항온 열처리를 실시하면 급랭으로 미고용된 탄소들이 탄화물 형태로 석출되도록 하여 강도 및 경도의 약간의 손실이 발생하기는 하지만, 인성 및 연성을 대폭 증대시킬 수 있다. 템퍼링을 낮은 온도에서 실시할 경우 탄화물의 석출이 원활하게 이루어지지 않아 인성 및 연성 증대 효과를 볼 수 없고, 반대로 지나치게 높은 온도에서 실시할 경우 강도가 과도하게 하락하는 결과를 보인다. 따라서 템퍼링 온도는 600~690℃이 바람직하다.

이때, 테퍼링 열처리의 시간은 후강판의 두께 1mm당 2~3분에 추가 30분의 시간 동안, 더 바람직하게는 후강판의 두께 1mm당 2.5분에 추가 30분의 시간 동안 할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

< 실시예 >

하기 표 1에 기재된 성분계를 충족하는 슬라브를 표 2에 기재된 제조 공정을 통해 곡관으로 제조한 후 항복강도, 인장강도, 충격인성 등을 측정하여 표 2에 나타내었다.

강번호	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	B	Ni	Cr	Mo	Ti	V	N
발명강 A	0.1193	0.295	1.205	0.0068	0.0007	0.0187	0.0211	0.0001	0.2	0.179	0.105	0.0116	0.021	0.004
발명강 B	0.1195	0.297	1.154	0.007	0.0006	0.0217	0.0194	0.0001	0.091	0.132	0.058	0.0102	0.0194	0.0032
비교강 A	0.119	0.356	1.281	0.006	0.001	0.032	0.033	0	0.46	0.02	0.05	0.01	0.062	35
비교강 B	0.096	0.359	1.526	0.006	0.0006	0.0351	0.017	0.0005	0.332	0.014	0.044	0.013	0.0196	0.0029
비교강 C	0.0963	0.327	1.543	0.0061	0.0006	0.0329	0.0153	0.0005	0.338	0.015	0.045	0.0137	0.0201	0.0033

강번호	강재두께	슬라브 재가열온도	압하율	곡관 재가열온도	급랭 type	템퍼링온도	항복강도	인장강도	충격인성
발명강 A	65.5	1128	28%	910	수침식	620	462	582	380
발명강 B	56	1083	81%	909	수침식	623	411	538	410
비교강 A	65	1126	78%	911	수침식	610	357	433	170
비교강 A	65	1126	78%	911	RQ	610	489	593	337
비교강 B	52	1128	83%	907	수침식	662	367	447	113
비교강 B	52	1128	83%	907	RQ	662	457	569	23
비교강 C	100	1126	67%	908	RQ	641	451	563	11

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 발명강 A 및 B는 상대적으로 냉각속도가 열위한 수침식 냉각방식을 적용하였을 때도 RQ 방식의 열처리를 실시한 비교강들에 비해 유사하거나 더 높은 수준의 항복강도, 인장강도 및 충격인성을 보임을 알 수 있다. 또한 비교강들에 수침식 냉각방식을 적용하였을 경우에는 발명강들에 비해 항복강도 및 인장강도가 더 열위한 값을 보임을 알 수 있다.

이상 본 발명의 예시적인 실시예가 도시되고 설명되었지만, 다양한 변형과 다른 실시예가 본 분야의 숙련된 기술자들에 의해 행해질 수 있을 것이다. 이러한 변형과 다른 실시예들은 첨부된 청구범위에 모두 고려되고 포함되어, 본 발명의 진정한 취지 및 범위를 벗어나지 않는다 할 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 아래 석출물 생성 조장 원소의 총 합금량 제한에 관한 [관계식 1] 및 고용 강화 원소의 총 합금량 제한에 관한 [관계식 2]를 만족하는 열처리형 곡관용 강재.
[관계식1] V+Nb+Ti < 0.10%
[관계식2] Ni+Cr+Mo+Cu < 1.0%
제 1항에 있어서,
강재의 두께가 15 내지 100 mm인 열처리형 곡관용 강재.
중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬래브를 준비하는 단계;
상기 슬래브를 1050 내지 1200℃에서 두께 1mm당 2분 이상 재가열 하는 단계 및
상기 슬래브를 3:1 이상의 압하비로 압연하는 단계; 를 포함하는 열처리형 곡관용 강재의 제조방법
후강판을 고온 성형하여 곡관 형상으로 만드는 단계;
상기 곡관 형상으로 성형된 후강판을 870 내지 930℃에서 두께 1mm당 2~3분에 추가 30분의 시간 동안 열처리 후 수침식 냉각으로 5 내지 20℃/s의 속도로 수냉하는 단계; 및
상기 수냉된 후강판을 600 내지 690℃에서 두께 1mm당 2~3분에 추가 30분의 시간 동안 후속 템퍼링 열처리하는 단계; 를 포함하는 열처리형 곡관의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 열처리 후 수냉시 수조에 담긴 냉각수의 양은 냉각수의 온도가 50℃ 이하가 유지될 수 있도록 조정하는 열처리형 곡관의 제조방법.
중량%로, C: 0.11~0.13%, Si: 0.25~0.35%, Mn: 1.1~1.45%, Al: 0.015~0.05%, Nb: 0.016~0.024%, Ni: 0.06~0.14%, Cr: 0.11~0.19%, Mo: 0.02~0.2%, Ti: 0.005~0.015%, V: 0.016~0.024%, P: 80ppm이하, S: 10ppm이하, B: 3ppm이하, N: 60ppm이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 아래 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하는 열처리형 곡관용 강재를 포함하며, 수침식 열처리 과정을 거친 최종 미세조직이 accicular ferrite 및 polygonal ferrite를 95% 이상 포함하는 열처리형 곡관.
[관계식1] V+Nb+Ti < 0.10%
[관계식2] Ni+Cr+Mo+Cu < 1.0%
제 6항에 있어서,
수침식 열처리 과정을 거친 최종 미세조직 내의 탄화물이 면적분율로 5% 이하인 열처리형 곡관.