KR20210078911A - 우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법 - Google Patents

우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 면적%로, 30~90%의 펄라이트와 잔부 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
(단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)

Description

우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법{STEEL SHEET AND PIPE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
광산 채굴 및 산업용 드릴용 소재는 높은 충격인성과 내구성을 요구하기에 여전히 무계목(seamless) 강관이 주로 사용되고 있다. 그러나, 상기 무계목 강관은 제조 비용이 높고, 강관 두께가 불균일한 문제점이 있다.
이와 관련된 대표적인 기술로는 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 중량%로 C: 0.25~0.35%, Si: 0.10~0.40%, Mn: 0.40~0.65%, S: 0.010~0.025%,　Ni: 2.50~3.50%, Cr: 1.00~1.50%, Mo: 0.30~0.50%, Al: 0.015~0.035%, Nb: 0.010~0.030%, P: 0.010%이하, N: 0.009~0.010%, 잔부로서 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 고주파 소입-소려 열처리를 통하여 우수한 강도 및 인성을 확보하고자 하는 기술이다. 그러나, 상기 기술은 고가의 Ni을 다량 첨가함에 따라 원가를 크게 증가시키는 단점이 있고, Cr의 다량 첨가로 인해 QT 후 탄화물 석출에 의한 템퍼 취성 발생 가능성이 매우 높을 뿐만 아니라, 열간 피어싱을 통한 무계목 방법을 통해 파이프를 제작함으로써 제조 공정 비용도 높아 경제성이 떨어지는 단점이 있다.
이러한 무계목 강관의 단점을 개선하기 위하여, ERW(Electric Resistance Welding)를 이용하여 열연재를 용접 후 인발을 함으로써 강관을 제조하는 기술이 개발되었으며, 상기 기술은 높은 치수 정밀성 확보 및 제조 원가 저감이 가능하다는 이점이 있다.
한국 공개특허공보 제2015-0028035호
본 발명의 일측면은 우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 면적%로, 30~90%의 펄라이트와 잔부 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 우수한 인성을 갖는 강판을 제공한다.
[관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
(단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며, 템퍼드 마르텐사이트 및 5%이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 우수한 인성을 갖는 강관을 제공한다.
[관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
(단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1000~1100℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 830~930℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 550~750℃에서 권취하는 단계;를 포함하는 우수한 인성을 갖는 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
(단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 1000~1100℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 830~930℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강판을 550~750℃에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 조관 용접하여 강관을 얻는 단계; 상기 강관을 600~900℃에서 1~20분간 균질화 열처리하는 단계; 상기 균질화 열처리된 강관을 인발하는 단계; 상기 인발된 강관을 800~1000℃에서 10~120초 동안 재가열한 후, 5~50℃/s의 냉각속도로 켄칭하는 단계; 및 상기 켄칭된 강관을 200~600℃에서 10~60분 동안 템퍼링하는 단계;를 포함하는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
(단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
본 발명의 일측면에 따르면, 우수한 인성을 갖는 강판, 강관 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 인성을 갖는 강판 및 강관에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 언급되는 합금조성의 함량은 별도의 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.20∼0.45%
탄소는 템퍼드 마르텐사이트 조직의 강도와 인성에 큰 영향을 미친다. 상기 탄소 함량이 0.20%미만인 경우에는 마르텐사이트의 강도가 낮아져 템퍼링 후 목표 경도를 확보하기 어렵다. 반면, 상기 탄소 함량이 0.45%를 초과하는 경우에는 템퍼드 마르텐사이트 상의 인성이 나빠져 상온 충격인성을 35J이상으로 확보하기 어렵다. 따라서 상기 C의 함량은 0.20%~0.45%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.25%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.27%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.42%인 것이 보다 바람직하고, 0.39%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.34%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.7∼1.5%
망간은 경화능 확보를 통해 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 상기 효과를 위하여 상기 망간은 0.7% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 상기 망간이 1.5%를 초과하는 경우에는 최종 제품의 강도를 600MPa 이상으로 확보하기 어려울 수 있고, 연신율 및 인성 저하를 유발한다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.7~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.8%인 것이 보다 바람직하고, 0.9%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.0%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.4%인 것이 보다 바람직하고, 1.3%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.2%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.1~0.4%
실리콘은 고용강화 및 열간압연시 2차 스케일 결함 억제를 위해 첨가한다. 이러한 효과를 위해서는 상기 실리콘이 0.1%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 상기 실리콘이 0.4%를 초과하는 경우에는 가열로 내에서 1차 스케일을 과도하게 형성하여 적스케일 결함을 유발해 열처리 및 강공성을 저해시킬 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.1~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.14%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.17%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.30%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.005∼0.02%
인은 고용강화 효과가 큰 원소이다. 강도 확보를 위하여, 상기 인은 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.02%를 초과하는 경우에는 P 편석에 의해 가공성이 열위되는 문제가 있다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.005~0.02%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.009%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.011%인 것이 가장 바람직하다. 상기 P 함량의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.016%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.015%인 것이 가장 바람직하다.
S: 0.01% 이하
황은 비금속 개재물을 형성하기 쉬운 원소로서 석출물의 양을 증가시키는 불순물이므로, 황의 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 필요하다. 이에 상기 S의 함량은 0.01%이하인 것이 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 S의 함량이 낮을수록 인성이나 성형성 등이 좋아지므로 그 하한을 특별히 제한하지 않는다. 상기 S의 함량은 0.009%이하인 것이 보다 바람직하고, 0.007%이하인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%이하인 것이 가장 바람직하다.
Ni: 0.1~0.7%
니켈은 템퍼드 마르텐사이트 조직의 충격인성 향상에 핵심적인 원소이다. 따라서, 인성 확보와 추가적인 경화능 증대를 위해 상기 니켈을 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 상기 니켈의 함량이 0.7%를 초과하는 경우에는 ERW 용접성을 열위하게 하여 강관 생산을 어렵게 한다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.1~0.7%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni 함량의 하한은 0.12%인 것이 보다 바람직하고, 0.14%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.17%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ni 함량의 상한은 0.6%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.01~0.3%
몰리브덴은 경화능 확보와 인성 증대를 위해 첨가된다. 상기 효과를 위해서, 상기 몰리브덴은 0.01% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만, 상기 몰리브덴의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 ERW 용접성을 열위하게 하는 단점이 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.3%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.07%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.2%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
상기 알루미늄은 주로 탈산제 역할을 하며, AlN 형성을 통한 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 이용하여 최종적으로 얻어지는 템퍼드 마르텐사이트의 블락(block) 크기를 작게 하기 위해 첨가된다. 상기 알루미늄 함량이 0.01%미만인 경우에는 상기 효과를 충분히 얻기 어렵고, 반면, 0.1%를 초과하는 경우에는 과도한 강도 증가와 연주 시 슬라브에 결함이 발생하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.017%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.005~0.5%
크롬은 고용강화 및 경화능 증대를 위해 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 반면, 0.5%를 초과하는 경우에는 중심 편석 및 불필요한 탄화물 형성으로 인성을 저하시키게 되는 단점이 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.05~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.09%인 것이 보다 바람직하고, 0.13%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.16%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.25%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.005~0.05%
타이타늄은 강 중 불순물로 존재하는 질소와 결합하여 TiN을 형성한다. TiN은 BN 형성을 억제하여 고용 보론이 경화능 증대를 할 수 있도록 도와준다. 상기 효과를 얻기 위하여, 상기 타이타늄의 함량은 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 타이타늄의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 탄화물을 형성하여 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.013%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.017%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.045%인 것이 보다 바람직하고, 0.04%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다.
B: 0.0005~0.0050%
보론은 고용 상태로 존재하면 소량 첨가시에도 경화능을 크게 향상시켜 주는 원소로서, 경화능 증대에 핵심적인 원소이다. 이러한 효과를 위해서, 상기 보론은 0.0005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 보론의 함량이 0.0050%를 초과하는 경우에는 BN 등 다른 원소들과 화합물을 형성하여 인성을 크게 저하시킨다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0005~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0008%인 것이 보다 바람직하고, 0.0010%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.0045%인 것이 보다 바람직하고, 0.0040%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0035%인 것이 가장 바람직하다.
본 발명의 강판 및 강관의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별이 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명이 제공하는 강판 및 강관은 전술한 합금조성을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1은 강판을 강관으로 조관 용접할 때, 용접성을 확보하기 위한 것이다.
[관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
(단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
한편, 본 발명이 제공하는 강판은 면적%로, 30~90%의 펄라이트와 잔부 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 것이 바람직하다. 상기 펄라이트는 강도 및 인발 가공성 확보에 효과적인 조직이다. 상기 효과를 위하여, 상기 펄라이트는 30% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 펄라이트가 90%를 초과하는 경우에는 ERW용접 조관시 크랙이 발생할 수 있는 단점이 있다. 따라서, 상기 펄라이트는 30~90%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 펄라이트 분율의 하한은 50%인 것이 보다 바람직하고, 60%인 것이 보다 더 바람직하며, 70%인 것이 가장 바람직하다. 상기 펄라이트 분율의 상한은 87%인 것이 보다 바람직하고, 85%인 것이 보다 더 바람직하며, 83%인 것이 가장 바람직하다. 상기 페라이트는 연신율을 확보에 유리한 조직으로 조관 작업성을 용이하게 한다.
본 발명의 강판은 5.0~12.0mm의 두께를 가질 수 있다. 상기 강판의 두께가 5.0mm 미만인 경우에는 충격인성이 열위해지는 단점이 있으며, 12.0mm를 초과하는 경우에는 ERW용접 조관시 크랙이 유발되는 단점이 있다. 따라서, 상기 강판의 두께는 5.0~12.0mm의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 강판 두께의 하한은 6.0mm인 것이 보다 바람직하고, 6.5mm인 것이 보다 더 바람직하며, 7.0mm인 것이 가장 바람직하다. 상기 강판 두께의 상한은 11.0mm인 것이 보다 바람직하고, 10.0mm인 것이 보다 더 바람직하며, 9.0mm인 것이 가장 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 강관은 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함하는 것이 바람직하다. 이와 같이, 템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보함으로써 강도와 인성 모두 우수한 수준으로 확보할 수 있다. 본 발명의 템퍼드 마르텐사이트 조직은 주로 래쓰(lath) 형태를 가지며, 이러한 래쓰 마르텐사이트 조직은 고강도와 더불어 인성 확보에 매우 유리하다고 알려져 있다. 이에 따라, 본 발명 강관의 미세조직은 강도와 인성 확보 측면에서 템퍼드 마르텐사이트 단상 조직을 갖는 것이 바람직하다. 다만, 냉각/열처리 공정 편차에 따라 마르텐사이트 래쓰 사이, 마르텐사이트 패킷(packet) 사이 및 삼중점(triple junction, 3개 패킷이 공유하는 지점) 부근에서 5%이하의 잔류 오스테나이트가 형성될 수 있다. 따라서, 본 발명 강관의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 및 5%이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트를 포함하는 것이 바람직하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명이 강관은 인장강도: 600~1000MPa, 연신율: 15%이상, 상온 충격에너지: 35J 이상으로서, 우수한 강도, 연성 및 인성을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 인성을 갖는 강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열한다. 상기 강 슬라브 가열시 온도는 1100~1300℃인 것이 바람직하다. 상기 강 슬라브 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 통판에 필요한 슬라브의 온도를 충분히 확보하기 어려울 수 있고, 1300℃를 초과하는 경우에는 비정상적인 오스테나이트 성장 및 스케일에 의한 표면 결함이 생길 수 있다. 따라서, 상기 슬라브의 가열 온도는 1100~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브의 가열 온도의 하한은 1140℃인 것이 보다 바람직하고, 1170℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1190℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 슬라브의 가열 온도의 상한은 1280℃인 것이 보다 바람직하고, 1260℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1250℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 강 슬라브를 조압연하여 바를 얻는다. 상기 조압연시 온도는 1000~1100℃인 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도가 1000℃ 미만인 경우에는 압연부하가 증대되어 통판성이 열위되는 단점이 있을 수 있고, 1100℃를 초과하는 경우에는 스케일이 과다하게 형성되어 표면 품질이 매우 열위해지는 단점이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 조압연 온도는 1000~1100℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 1020℃인 것이 보다 바람직하고, 1030℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1040℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 1090℃인 것이 보다 바람직하고, 1080℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1070℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 바를 830~930℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 압연 온도가 830℃미만일 경우에는 과도한 압연부하로 열간압연성이 크게 저하되고, 930℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 매우 조대해져 ERW 용접을 통한 강관 제작시 크랙이 발생할 위험이 있다. 따라서, 상기 마무리 압연 온도는 830~930℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도의 하한은 840℃인 것이 보다 바람직하고, 850℃인 것이 보다 더 바람직하며, 860℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 압연 온도의 상한은 910℃인 것이 보다 바람직하고, 900℃인 것이 보다 더 바람직하며, 890℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 열연강판을 냉각한다. 상기 냉각시 냉각속도는 5~50℃/s인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 5℃/초 미만인 경우에는 조대한 페라이트 및 펄라이트 조직이 생겨 ERW 용접 강관 제작시 표면부 크랙이 유발될 위험이 있고, 냉각속도가 50℃/초를 초과하는 경우에는 폭방향 에지(edge)부 과냉에 의한 웨이브(wave) 발생 등의 코일 형상 불량으로 인해 강관 제작을 어렵게 한다. 따라서, 상기 냉각속도는 5~50℃/초의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도의 하한은 10℃/초인 것이 보다 바람직하고, 13℃/초인 것이 보다 더 바람직하며, 15℃/초인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각속도의 상한은 40℃/초인 것이 보다 바람직하고, 35℃/초인 것이 보다 더 바람직하며, 30℃/초인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 열연강판을 550~700℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 550℃ 미만인 경우에는 저온 변태 조직인 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직이 발생할 수 있어 균일한 열연 조직을 얻을 수 없고, 이로 인해 용접시 크랙이 발생할 수 있다. 상기 권취온도가 700℃ 초과일 경우에는 표면부에서 내부산화층과 탈탄층을 형성해 강관 제작시 표면부 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 550~700℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 570℃인 것이 보다 바람직하고, 580℃인 것이 보다 더 바람직하며, 590℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취 온도의 상한은 680℃인 것이 보다 바람직하고, 660℃인 것이 보다 더 바람직하며, 650℃인 것이 가장 바람직하다.
상기 권취 후에는 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 산세는 상기 권취된 열연강판을 200℃이하로 자연 냉각한 후에 이루어질 수 있으며, 상기 산세를 통해 강판의 표면에 형성된 스케일을 제거할 수 있다. 이때, 상기 산세온도가 200℃를 초과하면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠질 수 있으므로, 상기 산세온도는 200℃이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 산세온도의 하한에 대해 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 상온일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법에 대하여 설명한다.
상기 권취 또는 산세된 열연강판을 조관 용접하여 강관을 얻는다. 본 발명에서는 상기 조관 용접 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 모든 조관 용접 방법을 이용할 수 있고, 예를 들면, ERW(Electric Resistance Welding)를 이용할 수 있다.
한편, 상기 조관 용접 전에는, 상기 권취 또는 산세된 열연강판을 500~750℃에서 연화소둔하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 연화소둔 온도가 500℃ 미만인 경우에는 재질 연화가 거의 일어나지 않으며, 700℃를 초과하는 경우에는 펄라이트 조직의 탄화물층의 구상화가 이루어져 크랙 유발 인자가 될 수 있다. 따라서, 상기 연화소둔 온도는 500~750℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 연화소둔 온도의 하한은 520℃인 것이 보다 바람직하고, 540℃인 것이 보다 더 바람직하며, 560℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 연화소둔 온도의 상한은 700℃인 것이 보다 바람직하고, 670℃인 것이 보다 더 바람직하며, 640℃인 것이 가장 바람직하다. 아울러, 상기 연화소둔은 1~60분간 행하여질 수 있다. 상기 연화소둔 시간이 1분 미만인 경우에는 연화 효과가 거의 없고, 60분을 초과하는 경우에는 펄라이트 조직의 탄화물층이 구상화 되거나 일부 흑연을 형성하여 재질을 불균일하게 한다. 따라서, 상기 연화 소둔 시간은 1~60분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 연화소둔 시간의 하한은 10분인 것이 보다 바람직하고, 15분인 것이 보다 더 바람직하며, 20분인 것이 가장 바람직하다. 상기 연화소둔 시간의 상한은 50분인 것이 보다 바람직하고, 40분인 것이 보다 더 바람직하며, 30분인 것이 가장 바람직하다.
상기 조관 용접 이후에는 상기 강관을 600~900℃에서 1~20분간 균질화 열처리한다. 상기 균질화 열처리는 조관 용접하여 얻어진 상기 강관의 용접부와 모재간의 재질 편차를 줄여 미세조직을 균질화시키기 위한 것이다. 상기 균질화 열처리 온도가 600℃ 미만인 경우에는 용접부 재결정이 일어나지 않아 마르텐사이트 같은 저온 조직이 그대로 존재하여 균질화가 되지 않고, 이로 인해, 인발 중 크랙이 발생할 수 있으며, 900℃를 초과하는 경우에는 재결정 결정립이 너무 조대하게 되어 인발 공정시 표면부 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 균질화 열처리 온도는 600~900℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 균질화 열처리 온도의 하한은 650℃인 것이 보다 바람직하고, 700℃인 것이 보다 더 바람직하며, 750℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 균질화 열처리 온도의 상한은 880℃인 것이 보다 바람직하고, 860℃인 것이 보다 더 바람직하며, 850℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 균질화 열처리 시간이 1분 미만인 경우에는 균질화가 일어나지 않고, 이로 인해, 인발 중 크랙이 발생할 수 있으며, 20분을 초과하는 경우에는 결정립이 너무 조대하게 되는 단점이 있다. 따라서, 상기 균질화 열처리 시간은 1~20분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 균질화 열처리 시간의 하한은 2분인 것이 보다 바람직하고, 3분인 것이 보다 더 바람직하며, 4분인 것이 가장 바람직하다. 상기 균질화 열처리 시간의 상한은 15분인 것이 보다 바람직하고, 12분인 것이 보다 더 바람직하며, 10분인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 강관을 인발한다. 상기 인발 공정은 목표로 하는 직경의 강관을 얻기 위한 공정이다. 본 발명에서는 상기 인발 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 이용되는 모든 인발 공정을 이용할 수 있다. 한편, 상기 인발된 강관은 20~60mm의 직경을 가질 수 있는데, 상기 인발된 강관의 직경이 20mm 미만인 경우에는 표면부 크랙이 유발될 수 있는 단점이 있고, 60mm를 초과하는 경우에는 치수 정확도가 떨어져 회전 운동을 하는 드릴의 작업성이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 강관 직경은 20~60mm의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 강관 직경의 하한은 30mm인 것이 보다 바람직하고, 35mm인 것이 보다 더 바람직하며, 40mm인 것이 가장 바람직하다. 상기 강관 직경의 상한은 55mm인 것이 보다 바람직하고, 53mm인 것이 보다 더 바람직하며, 50mm인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 인발된 강관을 켄칭-템퍼링(Quenching-Tempering(QT)) 열처리한다. 상기 QT 열처리 공정은 오스테나이징 재가열 후 냉각하여 마르텐사이트 조직을 만들고, 다시 템퍼링하여 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻는 공정이다.
먼저, 상기 인발된 강관을 800~1000℃에서 10~120초 동안 재가열한 후, 5~50℃/s의 냉각속도로 켄칭한다. 상기 재가열 온도가 800℃ 미만인 경우에는 기존 펄라이트 조직이 잔류하여 취성을 유발할 수 있고, 1000℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 인성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 재가열 온도는 800~1000℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도의 하한은 830℃인 것이 보다 바람직하고, 850℃인 것이 보다 더 바람직하며, 870℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 온도의 상한은 970℃인 것이 보다 바람직하고, 950℃인 것이 보다 더 바람직하며, 930℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 시간이 10초 미만인 경우에는 오스테나이징이 완전히 일어나지 않고, 120초를 초과하는 경우에는 결정립이 조대해지는 단점이 있다. 따라서, 상기 재가열 시간은 10~120초의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열 시간의 하한은 15초인 것이 보다 바람직하고, 18초인 것이 보다 더 바람직하며, 20초인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 시간의 상한은 90초인 것이 보다 바람직하고, 70초인 것이 보다 더 바람직하며, 40초인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 재가열 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면, 고주파 유도 가열 또는 버너 가열을 이용할 수 있으며, 상기 버너는 박스 타입(box type)일 수 있다. 이후, 상기 재가열된 강관을 켄칭하며, 상기 켄칭시 오일 또는 물을 이용하여 냉각할 수 있다. 상기 켄칭시 냉각 속도가 5℃/s 미만인 경우에는 마르텐사이트 조직 형성이 되지 않고, 50℃/s를 초과하는 경우에는 켄칭에 의한 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 20~50℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각 속도의 하한은 25℃/s인 것이 보다 바람직하고, 28℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 30℃/s인 것이 가장 바람직하다. 상기 냉각 속도의 상한은 45℃/s인 것이 보다 바람직하고, 42℃/s인 것이 보다 더 바람직하며, 40℃/s인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 켄칭된 강관을 200~600℃에서 10~60분 동안 템퍼링한다. 상기 템퍼링 온도가 200℃ 미만인 경우에는 연화가 거의 이루어지지 않아 연신율 확보에 어려움이 있고, 템퍼링 온도가 600℃를 초과하는 경우에는 과도한 조직 연화로 강도가 미달될 위험이 있다. 따라서, 상기 템퍼링 온도는 200~600℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 하한은 250℃인 것이 보다 바람직하고, 270℃인 것이 보다 더 바람직하며, 290℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 온도의 상한은 500℃인 것이 보다 바람직하고, 450℃인 것이 보다 더 바람직하며, 400℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 시간이 10분 미만인 경우에는 연화 효과 부족으로 연신율 확보가 어렵고, 60분을 초과하는 경우에는 탄화물이 석출되거나 조대화되어 취성을 유발할 위험이 있다. 따라서, 상기 템퍼링 시간은 10~60분의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 시간의 하한은 17분인 것이 보다 바람직하고, 23분인 것이 보다 더 바람직하며, 25분인 것이 가장 바람직하다. 상기 템퍼링 시간의 상한은 50분인 것이 보다 바람직하고, 45분인 것이 보다 더 바람직하며, 40분인 것이 가장 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1220℃로 2시간 가열한 뒤, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열간압연하였다. 이 때, 조압연 온도는 1060℃였으며, 열연 후 권취까지의 냉각속도는 25℃/s였다. 이후, 상기 열연강판을 600℃에서 25분간 연화 열처리한 뒤, ERW를 이용하여 조관 용접하고, 하기 표 2에 기재된 조건으로 균질화 열처리하였다. 이후, 하기 표 3에 기재된 조건으로 목표 직경에 맞게 인발한 후 QT 열처리하여 인발 강관을 제작하였다. 이와 같이 제조된 인발 강관에 대하여 인장강도(TS), 연신율(El) 및 상온 충격흡수에너지(J)를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
인장강도와 연신율은 강관 형태 그대로 인장 시험을 진행하였다.
인장강도는 인장응력을 단면적으로 나눈 값이다. 시편을 조관 형태 그대로 사용하여 단면적을 외경, 내경 치수를 이용해 구하였다.
연신율은 초기 시편 대비 인장 시험 후 시편의 길이 변화율로 측정하였다.
상온 충격인성은 강관을 절단 및 평탄화하여 시편을 채취한 뒤, 25℃에서 V노치 충격인성 시험을 하여 측정한 것이다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Mn Cr Mo Ni Ti B Si P S Al 식1
발명강1 0.3 1.1 0.2 0.1 0.2 0.02 0.0025 0.2 0.012 0.002 0.03 0.5
비교강1 0.16 1.05 0.22 0.09 0.2 0.02 0.0024 0.19 0.011 0.002 0.02 0.51
비교강2 0.54 1.11 0.21 0.1 0.19 0.03 0.0026 0.2 0.013 0.003 0.03 0.5
비교강3 0.32 0.53 0.2 0.11 0.21 0.02 0.0025 0.22 0.011 0.003 0.03 0.52
비교강4 0.33 1.75 0.19 0.1 0.2 0.02 0.0024 0.2 0.012 0.002 0.02 0.49
비교강5 0.35 1.2 0.02 0.1 0.21 0.02 0.0025 0.2 0.013 0.003 0.02 0.33
비교강6 0.34 1.19 0.85 0.09 0.19 0.03 0.0026 0.21 0.012 0.003 0.02 1.13
비교강7 0.33 1.12 0.24 0.003 0.2 0.02 0.0025 0.2 0.012 0.002 0.02 0.443
비교강8 0.32 1.11 0.25 0.45 0.19 0.02 0.0024 0.19 0.013 0.002 0.03 0.89
비교강9 0.32 1.1 0.2 0.1 0.04 0.03 0.0026 0.2 0.012 0.002 0.03 0.34
비교강10 0.32 1.11 0.19 0.11 0.93 0.02 0.0025 0.21 0.012 0.003 0.03 1.23
비교강11 0.33 1.09 0.21 0.12 0.19 0.004 0.0023 0.22 0.013 0.003 0.02 0.52
비교강12 0.32 1.1 0.2 0.11 0.2 0.08 0.0024 0.21 0.012 0.002 0.02 0.51
비교강13 0.2 1.12 0.22 0.1 0.19 0.02 0.0002 0.19 0.013 0.003 0.03 0.51
비교강14 0.29 1.11 0.21 0.11 0.21 0.02 0.0067 0.2 0.012 0.002 0.03 0.53
비교강15 0.31 1.09 0.32 0.2 0.48 0.02 0.0025 0.2 0.013 0.002 0.02 1
[식 1] Cr+Mo+Ni
구분 강종No. 마무리
압연온도
(℃)		 권취온도
(℃)		 열연강판
두께
(mm)		 조관 용접중
크랙 발생 여부
(양호/불량)		 균질화
열처리 온도
(℃)		 균질화
열처리 시간
(분)
발명예1 발명강1 870 620 8 양호 830 5
발명예2 발명강1 850 620 9 양호 830 5
발명예3 발명강1 870 630 8.5 양호 840 6
발명예4 발명강1 870 620 9 양호 840 5
비교예1 발명강1 870 520 8 불량 조관 용접 중 크랙 발생
비교예2 발명강1 870 620 8 양호 850 5
비교예3 발명강1 870 620 8 양호 960 5
비교예4 발명강1 870 620 8 양호 830 0.5
비교예5 발명강1 870 620 8 양호 830 30
비교예6 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예7 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예8 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예9 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예10 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예11 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예12 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예13 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예14 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예15 발명강1 870 620 8 양호 830 5
비교예16 비교강1 870 620 8 양호 830 5
비교예17 비교강2 870 620 8 양호 830 5
비교예18 비교강3 870 620 8 양호 830 5
비교예19 비교강4 870 620 8 양호 830 5
비교예20 비교강5 870 620 8 양호 830 5
비교예21 비교강6 870 620 8 불량 조관 용접 중 크랙 발생
비교예22 비교강7 870 620 8 양호 830 5
비교예23 비교강8 870 620 8 불량 용접 중 크랙 발생
비교예24 비교강9 870 620 8 양호 830 5
비교예25 비교강10 870 620 8 불량 조관 용접 중 크랙 발생
비교예26 비교강11 870 620 8 양호 830 5
비교예27 비교강12 870 620 8 양호 830 5
비교예28 비교강13 870 620 8 양호 830 5
비교예29 비교강14 870 620 8 양호 830 5
비교예30 비교강15 870 620 8 불량 조관 용접 중 크랙 발생
구분 강종No. 인발 후
직경
(mm)		 재가열
온도
(℃)		 재가열
시간
(초)		 냉각
속도
(℃/s)

 템퍼링
온도
(℃)		 템퍼링
시간
(분)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 충격
흡수
에너지
(J)
발명예1 발명강1 35 900 25 35 320 30 953 19 47
발명예2 발명강1 40 900 30 35 320 30 940 20 49
발명예3 발명강1 40 890 27 40 320 32 946 21 48
발명예4 발명강1 45 900 25 40 320 30 931 19 49
비교예1 발명강1 조관 용접 중 크랙 발생
비교예2 발명강1 인발 중 크랙 발생
비교예3 발명강1 35 900 25 35 320 30 650 22 24
비교예4 발명강1 인발 중 크랙 발생
비교예5 발명강1 35 900 25 35 320 30 639 23 21
비교예6 발명강1 35 740 25 35 320 30 570 18 26
비교예7 발명강1 35 1100 25 35 320 30 912 12 33
비교예8 발명강1 35 900 4 35 320 30 566 17 23
비교예9 발명강1 35 900 140 35 320 30 928 11 32
비교예10 발명강1 35 900 25 2 320 30 536 24 37
비교예11 발명강1 35 900 25 70 320 30 1143 8 17
비교예12 발명강1 35 900 25 35 150 30 1258 7 13
비교예13 발명강1 35 900 25 35 690 30 580 27 39
비교예14 발명강1 35 900 25 35 320 4 1084 9 14
비교예15 발명강1 35 900 25 35 320 75 573 24 36
비교예16 비교강1 35 900 25 35 320 30 531 27 41
비교예17 비교강2 35 900 25 35 320 30 1129 11 24
비교예18 비교강3 35 900 25 35 320 30 582 22 38
비교예19 비교강4 35 900 25 35 320 30 1038 13 28
비교예20 비교강5 35 900 25 35 320 30 578 18 37
비교예21 비교강6 조관 용접 중 크랙 발생
비교예22 비교강7 35 900 25 35 320 30 873 16 24
비교예23 비교강8 조관 용접 중 크랙 발생
비교예24 비교강9 35 900 25 35 320 30 947 17 18
비교예25 비교강10 조관 용접 중 크랙 발생
비교예26 비교강11 35 900 25 35 320 30 561 21 28
비교예27 비교강12 35 900 25 35 320 30 1039 13 24
비교예28 비교강13 35 900 25 35 320 30 582 20 36
비교예29 비교강14 35 900 25 35 320 30 875 17 16
비교예30 비교강15 조관 용접 중 크랙 발생
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1 내지 4는 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 모두 만족하는 경우로서, 본 발명이 제안하는 인장강도, 연신율 및 충격흡수에너지가 각각 600~1000MPa, 15% 이상, 35J 이상을 만족함을 알 수 있다.
비교예 1은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 권취온도가 520℃로 본 발명의 조건인 550~700℃를 벗어난 경우로서, 베이나이트 등의 저온 조직이 형성되어 ERW 용접을 이용한 강관 제조시 크랙이 발생하여, 조관시 불량이 발생함을 알 수 있다.
비교예 2는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 균질화 열처리 온도가 520℃로 본 발명의 조건인 600~900℃를 벗어난 경우로서, 균질화 열처리 온도가 낮아 연화가 부족하여 인발 성형 중 크랙이 발생하여 인발재 제조가 불가함을 알 수 있다.
비교예 3은 본 발명의 합금조성을 만족하나, 균질화 열처리 온도가 960℃로 본 발명의 조건인 600~900℃를 벗어난 경우로서, 균질화 열처리 온도가 너무 높아 일부 조직이 재결정 후 조대한 페라이트, 펄라이트를 형성하여 인발 및 QT 후에도 조대한 결정립 때문에 충격흡수에너지가 24J로 본 발명의 목표인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 균질화 열처리 시간이 0.5분으로 본 발명의 조건인 1~20분을 벗어난 경우로서, 균질화 열처리 시간이 짧아 연화가 부족하여 인발 성형 중 크랙이 발생함을 알 수 있다.
비교예 5는 본 발명의 합금조성을 만족하나, 균질화 열처리 시간이 30분으로 본 발명의 조건인 1~20분을 벗어난 경우로서, 매우 긴 균질화 열처리 시간 때문에 조대한 결정립이 형성되어 충격흡수에너지가 21J로 너무 낮음을 알 수 있다.
비교예 6은 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 재가열 온도가 740℃로 본 발명의 조건인 800~1000℃를 벗어나는 경우로서, 열연재의 페라이트가 QT 후에도 존재하여 인장강도가 570MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa을 벗어나고, 또한 충격흡수에너지도 마르텐사이트와 펄라이트가 혼재함으로 인해 26J로 낮음을 알 수 있다.
비교예 7은 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 재가열 온도가 1100℃로 본 발명의 조건인 800~1000℃를 벗어나는 경우로서, 오스테나이징시 조대한 결정립 형성으로 연신율과 충격흡수에너지가 각각 12%, 33J로 본 발명의 범위인 15% 이상, 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 8은 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 재가열 시간이 4초로 본 발명의 조건인 10~120초를 벗어나는 경우로서, 짧은 재가열 시간으로 인해 오스테나이징화가 충분히 되지 못해, 페라이트상의 존재 및 펄라이트, 마르텐사이트 상이 혼재하여 인장강도와 충격흡수에너지가 각각 566MPa, 23J로 낮음을 알 수 있다.
비교예 9는 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 재가열 시간이 140초로 본 발명의 조건인 10~120초를 벗어나는 경우로서, 조대한 결정립 형성으로 연신율과 충격흡수에너지가 각각 11%, 32J로 낮음을 알 수 있다.
비교예 10는 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 냉각속도가 2℃/s로 본 발명의 조건인 20~50℃/s을 벗어나는 경우로서, 부족한 냉각속도로 인해 마르텐사이트상이 충분히 형성되지 못하여 인장강도가 536MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 11은 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 냉각속도가 70℃/s로 본 발명의 조건인 20~50℃/s을 벗어나는 경우로서, 과도한 냉각속도로 인해 마르텐사이트 상의 강도 증가로 인장강도는 1143MPa로 매우 높고, 연신율과 충격흡수에너지는 각각 8%, 17J로 매우 낮음을 알 수 있다.
비교예 12는 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 템퍼링 온도가 150℃로 본 발명의 범위인 200~600℃를 벗어나는 경우로서, 낮은 템퍼링 온도로 인해 마르텐사이트의 연화가 거의 이루어지지 않아 인장강도가 1258MPa로 매우 높고, 연신율과 충격흡수에너지도 각각 7%, 13J로 낮음을 알 수 있다.
비교예 13은 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 템퍼링 온도가 690℃로 본 발명의 범위인 200~600℃를 벗어나는 경우로서, 과도한 마르텐사이트 상의 연화로 인해 인장강도가 580MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 14는 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 템퍼링 시간이 4분으로 본 발명의 범위인 10~60분을 벗어나는 경우로서, 짧은 템퍼링 시간으로 연화가 부족하여 인장강도가 1084MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어나고, 연신율과 충격흡수에너지도 각각 9%, 14J로 매우 낮음을 알 수 있다.
비교예 15는 본 발명의 합금조성을 만족하나, QT 템퍼링 시간이 75분으로 본 발명의 범위인 10~60분을 벗어나는 경우로서, 마르텐사이트 상의 과도한 연화로 인해 인장강도가 573MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 16은 본 발명의 제조조건을 만족하나, C 함량이 0.16%로 본 발명의 범위인 0.20~0.45%를 벗어나는 경우로서, C 함량 미달로 인장강도가 531MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 17은 본 발명의 제조조건을 만족하나, C 함량이 0.54%로 본 발명의 범위인 0.20~0.45%를 벗어나는 경우로서, C 함량 초과로 QT 과도한 강도 상승 때문에 인장강도가 1129MPa로 매우 높고, 이로 인해 연신율과 충격흡수에너지가 열위함을 알 수 있다.
비교예 18은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mn 함량이 0.53%로 본 발명의 범위인 0.7~1.5%를 벗어나는 경우로서, Mn 함량 미달로 인장강도가 582MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어남을 알 수 있다.
비교예19은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mn 함량이 1.75%로 본 발명의 범위인 0.7~1.5%를 벗어나는 경우로서, Mn 함량 초과로 인장강도가 1038MPa로 매우 높고, 이로 인해 연신율과 충격흡수에너지도 열위함을 알 수 있다.
비교예 20은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Cr 함량이 0.02%로 본 발명의 범위인 0.05~0.5%를 벗어나는 경우로서, Cr 함량 미달로 고용 강화 및 경화능 부족으로 인장강도가 578MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 21은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Cr 함량이 0.85%로 본 발명의 범위인 0.05~0.5%를 벗어나는 경우로서, Cr 함량을 초과할 뿐만 아니라, 관계식 1의 조건을 만족하지 않음에 따라 ERW 용접성 불량으로 강관 제조가 어려움을 알 수 있다.
비교예 22는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mo 함량이 0.003%로 본 발명의 범위인 0.01~0.3%를 벗어나는 경우로서, 충격인성 향상에 큰 기여를 하는 원소인 Mo 함량 미달로 충격흡수에너지가 24J로 본 발명의 범위인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 23은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Mo 함량이 0.45%로 본 발명의 범위인 0.01~0.3%를 벗어나는 경우로서, Mo 함량을 초과할 뿐만 아니라, 관계식 1의 조건을 만족하지 않음에 따라 ERW 용접성 불량으로 강관 제조가 어려움을 알 수 있다.
비교예 24는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ni 함량이 0.04%로 본 발명의 범위인 0.1~0.7%를 벗어나는 경우로서, Ni 함량 미달로 인해 충격인성이 열위해져 충격흡수에너지가 18J로 본 발명의 범위인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 25는 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ni 함량이 0.93%로 본 발명의 범위인 0.1~0.7%를 벗어나는 경우로서, Ni 함량을 초과할 뿐만 아니라, 관계식 1의 조건을 만족하지 않음에 따라 ERW 용접성 불량으로 강관 제조가 어려움을 알 수 있다.
비교예 26은 본 발명의 제조조건을 만족하나, Ti 함량이 0.004%로 본 발명의 범위인 0.01~0.05%를 벗어나는 경우로서, Ti 함량 미달로 보론에 의한 경화능 증대 효과가 없어지고, BN 형성으로 인해 충격인성도 열위해진다. 또한, QT 후 인장강도가 561MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어나고, 충격흡수에너지 또한 열위함을 알 수 있다.
비교예 27은 본 발명의 제조조건을 만족하나 Ti 함량이 0.08%로 본 발명의 범위인 0.01~0.05%를 벗어나는 경우로서, Ti 함량 초과로 인해 인장강도가 1039MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어나고, 연신율과 충격흡수에너지도 각각 13%, 24J로 열위함을 알 수 있다.
비교예 28은 본 발명의 제조조건을 만족하나, B 함량이 0.0002%로 본 발명의 범위인 0.0005~0.0050%를 벗어나는 경우로서, B 함량 미달로 경화능이 부족하여 마르텐사이트상이 충분히 형성되지 못해 인장강도가 582MPa로 본 발명의 범위인 600~1000MPa를 벗어남을 알 수 있다.
비교예 29는 본 발명의 제조조건을 만족하나, B 함량이 0.0067%로 본 발명의 범위인 0.0005~0.0050%를 벗어나는 경우로서, B 함량 초과로 BN 형성에 의해 충격인성이 열위해져 충격흡수에너지가 16J로 본 발명의 범위인 35J 이상을 벗어남을 알 수 있다.
비교예 30은 본 발명의 제조조건을 만족하나, 관계식 1의 조건을 만족하지 않음에 따라 ERW 용접성 불량으로 강관 제조가 어려움을 알 수 있다.

Claims (14)

  1. 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하며,
    면적%로, 30~90%의 펄라이트와 잔부 페라이트를 포함하는 미세조직을 갖는 우수한 인성을 갖는 강판.
    [관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
    (단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 5.0~12.0mm의 두께를 갖는 우수한 인성을 갖는 강판.
  3. 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1을 만족하며,
    템퍼드 마르텐사이트 및 5%이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 우수한 인성을 갖는 강관.
    [관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
    (단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 강관은 인장강도: 600~1000MPa, 연신율: 15%이상, 상온 충격에너지: 35J 이상인 우수한 인성을 갖는 강관.
  5. 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 1000~1100℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 830~930℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판을 550~750℃에서 권취하는 단계;를 포함하는 우수한 인성을 갖는 강판의 제조방법.
    [관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
    (단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함하는 우수한 인성을 갖는 강판의 제조방법.
  7. 청구항 7에 있어서,
    상기 산세시 온도는 200℃이하인 우수한 인성을 갖는 강판의 제조방법.
  8. 중량%로, C: 0.20∼0.45%, Mn: 0.7∼1.5%, Si: 0.1~0.4%, P: 0.005∼0.02%, S: 0.01% 이하, Ni: 0.1~0.7%, Mo: 0.01~0.3%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.0050%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 1000~1100℃에서 조압연하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 830~930℃에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 강판을 550~750℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 조관 용접하여 강관을 얻는 단계;
    상기 강관을 600~900℃에서 1~20분간 균질화 열처리하는 단계;
    상기 균질화 열처리된 강관을 인발하는 단계;
    상기 인발된 강관을 800~1000℃에서 10~120초 동안 재가열한 후, 5~50℃/s의 냉각속도로 켄칭하는 단계; 및
    상기 켄칭된 강관을 200~600℃에서 10~60분 동안 템퍼링하는 단계;를 포함하는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.
    [관계식 1] Cr+Mo+Ni < 0.8
    (단, 상기 관계식 1에서 Cr, Mo, Ni의 단위는 중량%임)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함하는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 산세시 온도는 200℃이하인 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.
  11. 청구항 8에 있어서,
    상기 조관 용접 전, 상기 권취된 열연강판을 500~750℃에서 연화소둔하는 단계를 추가로 포함하는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 연화소둔은 1~60분간 행하여지는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.
  13. 청구항 8에 있어서,
    상기 조관 용접은 ERW(Electric Resistance Welding)를 이용하는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.
  14. 청구항 8에 있어서,
    상기 재가열시 고주파 유도 가열 또는 버너 가열을 이용하는 우수한 인성을 갖는 강관의 제조방법.


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