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WO2019132189A1 - 저온인성이 우수한 열연강판, 강관 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 열연강판, 강관 및 그 제조방법 Download PDF

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Publication number
WO2019132189A1
WO2019132189A1 PCT/KR2018/011725 KR2018011725W WO2019132189A1 WO 2019132189 A1 WO2019132189 A1 WO 2019132189A1 KR 2018011725 W KR2018011725 W KR 2018011725W WO 2019132189 A1 WO2019132189 A1 WO 2019132189A1
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WO
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steel sheet
hot
less
rolled steel
temperature
Prior art date
Application number
PCT/KR2018/011725
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English (en)
French (fr)
Inventor
배진호
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to CN201880084459.0A priority Critical patent/CN111566248B/zh
Priority to JP2020535247A priority patent/JP7032541B2/ja
Priority to US16/957,510 priority patent/US11519060B2/en
Priority to EP18894431.8A priority patent/EP3733908A4/en
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent uniform elongation, low-temperature impact toughness, and ductility, a steel pipe using the same, and a method of manufacturing the same. And a manufacturing method thereof.
  • the pipe In the case of welded pipes, the pipe is subjected to deformation of 4% or more in the circumferential direction and in the longitudinal direction of the pipe during the pipe making process, and the yield ratio is increased due to the effect of such work hardening.
  • the work hardening increases as the ratio of the thickness and diameter of the steel pipe increases, and also increases as the number of the hardened second phase increases.
  • the impact energy of the steel pipe is reduced due to processing defects such as dislocations accumulated in the steel pipe and minute cracks in the steel pipe.
  • a method of producing a material having a high low temperature toughness is to have a stable austenite structure at normal temperature and low temperature.
  • the ferrite structure shows a ductile-brittle transition at a low temperature, and the toughness is drastically reduced in the low-temperature brittle section.
  • the austenite structure has no ductile-brittle transition phenomenon at a cryogenic temperature and has a high low-temperature toughness because unlike ferrite, it has low yield strength at low temperature and plastic deformation is easy, so that it can absorb impact caused by external deformation.
  • Ni is a typical element that increases the austenite stability at low temperatures, but it is disadvantageous in that it is expensive.
  • Patent Document 1 Korean Published Patent Application No. 2012-0026249
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet having excellent uniform elongation, low-temperature impact toughness and ductility.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing a hot-rolled steel sheet having excellent uniform elongation, low-temperature impact toughness and ductility.
  • Another desirable aspect of the present invention is to provide a steel pipe having excellent uniform elongation, low temperature impact toughness and ductility.
  • Another desirable aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing a steel pipe having excellent uniform elongation, low temperature impact toughness, and expandability.
  • a ferritic stainless steel comprising: 0.35 to 0.65% of C, 0.01 to 0.4% of Si, 13 to 26% of Mn, 0.01 to 0.3% of Ti, 0.01% ), Al: not more than 4% (excluding 0%), Cr: 1 to 6%, P: not more than 0.05%, S: not more than 0.02% 0.01 to 2% of Cu, 0.001 to 0.015% of Nb, the balance Fe and other unavoidable impurities,
  • alloying elements have the following relationship
  • the crystal grain size of the austenite is 18 to 30 ⁇ ⁇ or less, the size of the carbide Of 0.5 ⁇ ⁇ or less is provided.
  • the number of inclusions of 10 ⁇ or more of the hot-rolled steel sheet may be 300 or less per 100 * 50 mm 2.
  • the hot-rolled steel sheet may have an impact toughness value of 60 J or more, a room temperature yield strength of 320 MPa or more, and a room temperature uniform elongation of 50% or more as measured by Charpy impact test at -196 ⁇ .
  • the hot-rolled steel sheet may contain at least 97% (including 100%) of austenite at an area fraction at -196 ° C.
  • a ferritic stainless steel comprising: 0.35 to 0.65% of C, 0.01 to 0.4% of Si, 13 to 26% of Mn, 0.01 to 0.3% of Ti, 0.01% (Including 0%), S: not more than 0.02% (inclusive), N: not more than 0.01% (inclusive), Al: not more than 4% %, Cu: 0.01 to 2%, Nb: 0.001 to 0.015%, balance Fe and other unavoidable impurities,
  • the steel slab heated as described above is primary hot-rolled under the conditions of a rolling finish temperature of 950 to 1050 ° C and a reduction rate per recirculation reverse pass of 10% or more, and then subjected to a rolling finish temperature of 850 to 1000 ° C and a rolling finish temperature of 2% %) To obtain a hot-rolled steel sheet by secondary hot rolling under the condition of a non-recrystallized reverse rolling reduction rate;
  • alloying elements have the following relationship
  • the crystal grain size of the austenite is 18 to 30 ⁇ ⁇ or less, the size of the carbide Is 0.5 ⁇ or less, and a flaring expansion amount is 30% or more.
  • alloying elements have the following relationship
  • a hot-rolled steel sheet having a microstructure containing an austenite of 97% or more (inclusive of 100%) and a carbide of 3% or less (inclusive of 0%) in an area fraction and the grain size of the austenite of 18 to 30 ⁇ ⁇ ; ;
  • the heat treatment temperature of the steel pipe may be 800 to 1000 ° C.
  • an electric resistance welding method may be used.
  • the electrical resistance welding may be carried out in a non-oxidizing atmosphere.
  • the non-oxidizing atmosphere can be obtained by sealing the welding space and spraying argon gas.
  • the steel pipe according to the preferred aspect of the present invention can be effectively applied in oil and gas mining.
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having improved stability at a low temperature by increasing the stability of austenite by adding C, Mn, and Al and having a high elongation at room temperature, .
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet excellent in high uniform elongation and low-temperature impact toughness by precisely controlling the components and the structure to control the steel and steel pipe manufacturing conditions in order to ensure excellent durability after casting steel pipe for oil well, And to provide a method of manufacturing the same.
  • the present invention also provides a steel pipe capable of suppressing breakage of a weld portion at the time of scarifying a steel pipe by suppressing oxides generated in a welding line at the time of scouring to a steel pipe through electric resistance welding or the like, will be.
  • a hot-rolled steel sheet excellent in low temperature toughness comprising 0.35 to 0.65% of C, 0.01 to 0.4% of Si, 13 to 26% of Mn, 0.01 to 0.3% % Of Al, not more than 4%, Cr of 1 to 6%, P of not more than 0.05%, S of not more than 0.02%, N of not more than 0.01%, Cu of 0.01 to 2%, Nb of 0.001 to 0.015% And other unavoidable impurities,
  • alloying elements have the following relationship
  • C is an element necessary for stabilizing austenite in a steel and solidifying it by solid solution.
  • the austenite stability is insufficient and ferrite or martensite is formed, and the low-temperature toughness is lowered. If it is added in excess of 0.65%, carbide is formed to cause surface defects and toughness, so the content of carbon (C) is limited to 0.35 to 0.65%.
  • the Si contributes to securing strength by strengthening employment. Also, the Si is to form a low-melting oxide such as ERW welding Mn 2 SiO 4 and the oxide easily discharged at the time of welding. When the content is less than 0.01%, the solubility enhancement effect is insignificant. When the content exceeds 0.4%, the amount of SiO 2 oxide having a high melting point in addition to Mn 2 SiO 4 increases, and toughness of the welded portion can be lowered during electric resistance welding. Therefore, the Si content is preferably limited to 0.01 to 0.4%.
  • Mn is an element that stabilizes the austenite structure. In order to secure low-temperature toughness, ferrite must be prevented from forming and the austenite stability must be increased. Therefore, at least 13% should be added in the present invention. If added in an amount of less than 13%, a martensite phase is formed and the low-temperature toughness is decreased. On the other hand, if the content exceeds 26%, the manufacturing cost is greatly increased and the internal oxidation is severely generated during heating in the hot rolling step in the process, . Therefore, Mn is added in the range of 13 to 26%.
  • Ti is an element that bonds with nitrogen (N) in the steel to form TiN precipitates.
  • N nitrogen
  • the austenite grain growth can be suppressed by properly depositing TiN.
  • it is necessary to add at least 0.01% of Ti.
  • the content of Ti is preferably limited to 0.01 to 0.3%.
  • B is an element that is first segregated in the austenite grain boundaries to increase the stability by lowering the grain boundary energy.
  • austenitic grain boundaries have very high energy and are very low in stability, so they act as formation sites for carbonitride.
  • the carbides are easily formed at a low cooling rate and austenitic crystal grains are easily formed, and the elongation and low temperature toughness are rapidly deteriorated.
  • boron it is known as an element that is preferentially segregated in the austenite grain boundary, which lowers the energy of the grain boundaries and low stabilizes the nucleation and growth of other carbonitrides.
  • the addition amount exceeds 0.01%, the effect according to the addition amount is not increased any more, and precipitation of the coarse boron nitride in the ingot occurs, which is not preferable, so that the upper limit of the boron is preferably limited to 0.01%.
  • Al has an effect of increasing the stacking defect energy to smooth the movement of dislocations at low temperature to enable plastic deformation.
  • the content of Al is preferably limited to 4% or less (excluding 0%).
  • Cr stabilizes the austenite to the proper amount of added amount to improve the impact toughness at low temperature and solidifies in the austenite to increase the strength of the steel.
  • Cr is also an element that improves the corrosion resistance of steel.
  • Cr is an element which is a carbide element, and in particular, forms carbides at the austenite grain boundaries to reduce the impact at low temperature. Therefore, the content of Cr added in the present invention is preferably determined by paying attention to the relationship with C and other elements to be added together. If less than 1%, the austenite stabilizing effect is not sufficiently obtained, and if it exceeds 6% It is difficult to effectively suppress the formation of carbides at the austenite grain boundaries, and thus the impact toughness at low temperature is reduced. Therefore, the Cr content in the present invention is preferably limited to 1 to 6%.
  • P is an element that is inevitably contained in steel production.
  • phosphorus When phosphorus is added, it is segregated at the center of the steel sheet and can be used as a crack initiation or propagation path.
  • S is an impurity element present in the steel and forms a nonmetallic inclusion by binding with Mn or the like, thereby significantly damaging the toughness of the steel. Therefore, it is desirable to reduce the S as much as possible, so the upper limit is set at 0.02%.
  • N is dissolved in the steel and precipitates to increase the strength of the steel, which is much greater than carbon.
  • the presence of nitrogen in the steel significantly degrades the toughness, and it is a general tendency to reduce the nitrogen content as much as possible.
  • a proper amount of nitrogen is present and reacted with Ti to form TiN and to inhibit crystal growth during reheating.
  • the upper limit it is preferable to limit the upper limit to 0.01%.
  • Cu is an element required to increase strength by being dissolved in steel in steel. If it is added in an amount of less than 0.01%, the effect is difficult to be obtained. When the amount is more than 2%, cracks are likely to occur in the slab, so the range is limited to 0.01 to 2%.
  • Nb is a very useful element for suppressing recrystallization during rolling and fine grain growth, and at the same time, it enhances the strength of steel. Therefore, at least 0.001% should be added. If it exceeds 0.015%, excess Nb carbonitride precipitates It is harmful to the toughness of the steel, so it is limited to 0.001-0.015%.
  • (1) is for austenite stability at normal temperature and low temperature.
  • the value of the relation 1 is less than 70, the stability of the austenite deteriorates and martensite is generated at the room temperature and low temperature deformation, and the impact toughness and the ductility of the pipe decrease.
  • the value of the relation 1 is 95 or more, The inclusions are formed and the impact toughness and the ducting ability of the pipe are similarly lowered.
  • the Cr and Nb should satisfy the following relational expression (2).
  • Relation 2 is for strengthening solidification of steel and strengthening precipitation. Cr and Nb have solid solution strengthening effect and also form fine carbide to increase strength of steel. However, if the value of the relational expression 2 is less than 4, the effect is insignificant. If the value is 9 or more, a coarse carbide is formed and the toughness and the densifying ability are lowered.
  • the hot-rolled steel sheet excellent in low-temperature toughness contains a steel having an area fraction of 97% or more (including 100%) of austenite and 3% or less (including 0% Of 18 to 30 mu m or less and a size of the carbide of 0.5 mu m or less.
  • the pipe shrinkage amount increases.
  • the impact characteristic is disadvantageously reduced.
  • the austenite grain size is too small, so that the grain size is preferably maintained at 18 to 30 ⁇ .
  • the amount of the carbide is more than 3%, it is preferable to minimize the cracking due to the formation of carbide.
  • the number of inclusions of 10 ⁇ or more of the hot-rolled steel sheet may be 300 or less per 100 * 50 mm 2.
  • the hot-rolled steel sheet may have an impact toughness value of 60 J or more, a room temperature yield strength of 320 MPa or more, and a room temperature uniform elongation of 50% or more as measured by Charpy impact test at -196 ⁇ .
  • the hot-rolled steel sheet may contain at least 97% (including 100%) of austenite at an area fraction at -196 ° C.
  • a method of manufacturing a hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness is characterized in that it comprises 0.35 to 0.65% of C, 0.01 to 0.4% of Si, 13 to 26% of Mn, 0.01 to 0.3% of Ti, , B: not more than 0.01% (excluding 0%), Al: not more than 4% (excluding 0%), Cr: 1 to 6%, P: not more than 0.05%, S: not more than 0.02% ), N: not more than 0.01% (excluding 0%), Cu: 0.01 to 2%, Nb: 0.001 to 0.015%, balance Fe and other unavoidable impurities,
  • the steel slab heated as described above is primary hot-rolled under the conditions of a rolling finish temperature of 950 to 1050 ° C and a reduction rate per recirculation reverse pass of 10% or more, and then subjected to a rolling finish temperature of 850 to 1000 ° C and a rolling finish temperature of 2% %) To obtain a hot-rolled steel sheet by secondary hot rolling under the condition of a non-recrystallized reverse rolling reduction rate; And cooling the hot-rolled steel sheet to a cooling termination temperature of 250 to 600 ° C at a cooling rate of 5 ° C / s or more, followed by winding.
  • the steel slab formed as described above is heated to a temperature of 1000 to 1250 ⁇ .
  • the heating process of the slab is a process of heating the steel so as to smoothly perform the subsequent rolling process and sufficiently obtain the physical properties of the target steel sheet, so that the heating process should be performed within an appropriate temperature range in accordance with the purpose.
  • the heating temperature of the steel slab is preferably in the range of 1000 to 1250 ⁇ , which is intended for the casting structure and segregation generated in the slab manufacturing step, the solidification and homogenization of the secondary phases, Is too low to cause deformation resistance at the time of hot rolling, and when it exceeds 1250 deg. C, the surface quality may deteriorate. Therefore, the heating temperature of the slab is preferably set in the range of 1000 to 1250 ° C.
  • the number of inclusions having a size of 10 ⁇ or more in the production of the slab is 300 or less per 100 * 50 mm 2. It is desirable to limit the number of inclusions having a diameter of 10 ⁇ or more at the time of pipe expansion because it acts as a source of crack initiation.
  • the steel slab heated as described above is primary hot-rolled under the conditions of a rolling finish temperature of 950 to 1050 ° C and a reduction rate per recirculation reverse pass of 10% or more, and then subjected to a rolling finish temperature of 850 to 1000 ° C and a rolling finish temperature of 2% %),
  • the hot-rolled steel sheet is obtained by secondary hot rolling under the condition of the non-recrystallized reverse rolling reduction ratio.
  • the primary rolling of the slabs heated as described above is finished at 950 to 1050 ⁇ ⁇ , followed by rolling at a reduction ratio of 2% or less (including 0%) at the non-recrystallized zone during the secondary rolling, It is important to quit. If the rolling finishing temperature is too high, the final structure becomes too large to obtain the desired strength, while if it is too low, finishing mill equipment load problems may occur . If the non-recrystallized reverse descending load is too large, impact toughness may decrease, so a reduction ratio of 2% or less (including 0%) is preferable.
  • the hot-rolled steel sheet is water-cooled to a cooling termination temperature of 250 to 600 ° C at a cooling rate of 5 ° C / s or more, and then wound.
  • cooling end temperature is higher than 600 ° C, the surface quality is lowered and coarse carbides are formed to decrease the toughness. If the cooling end temperature is lower than 250 ° C, a large amount of cooling water is required at the time of winding, .
  • a hot rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness comprises a steel sheet having an area fraction of 97% or more (including 100%) of austenite and 3% or less (including 0% Wherein the austenite has a grain size of 18 to 30 ⁇ ⁇ or less and a size of the carbide of 0.5 ⁇ ⁇ or less, a impact toughness value measured by Charpy impact test at -196 ⁇ ⁇ of 60J or more, a room temperature yield strength of 320 MPa Or more and a uniform elongation at room temperature of 50% or more can be produced.
  • the number of inclusions of 10 ⁇ or more of the hot-rolled steel sheet may be 300 or less per 100 * 50 mm 2.
  • the hot-rolled steel sheet may contain at least 97% (including 100%) of austenite at an area fraction at -196 ° C.
  • a steel pipe comprises, by weight%, 0.35 to 0.65% of C, 0.01 to 0.4% of Si, 13 to 26% of Mn, 0.01 to 0.3% of Ti, 0.01% (Excluding 0%), Al: not more than 4% (excluding 0%), Cr: 1 to 6%, P: not more than 0.05%, S: not more than 0.02%, N: not more than 0.01% (Excluding 0%), Cu: 0.01 to 2%, Nb: 0.001 to 0.015%, the balance Fe and other unavoidable impurities,
  • alloying elements have the following relationship
  • a steel pipe according to another preferred embodiment of the present invention includes austenite of 97% or more (inclusive of 100%) and carbides of 3% or less (inclusive of 0%) in an area fraction, Or less and a size of the carbide of 0.5 mu m or less, and a flaring expansion amount is 30% or more.
  • a method of manufacturing a steel pipe excellent in low temperature toughness is characterized in that it comprises 0.35 to 0.65% of C, 0.01 to 0.4% of Si, 13 to 26% of Mn, 0.01 to 0.3% of Ti, , B: not more than 0.01% (excluding 0%), Al: not more than 4% (excluding 0%), Cr: 1 to 6%, P: not more than 0.05%, S: not more than 0.02% ), N: not more than 0.01% (excluding 0%), Cu: 0.01 to 2%, Nb: 0.001 to 0.015%, balance Fe and other unavoidable impurities,
  • alloying elements have the following relationship
  • a hot-rolled steel sheet having a microstructure containing an austenite of 97% or more (inclusive of 100%) and a carbide of 3% or less (inclusive of 0%) in an area fraction and the grain size of the austenite of 18 to 30 ⁇ ⁇ ; ;
  • a steel pipe is obtained in relation to the hot-rolled steel sheet.
  • the steel pipe can be used for oil wells and the like.
  • an electric resistance welding method may be used.
  • the electrical resistance welding may be carried out in a non-oxidizing atmosphere.
  • the non-oxidizing atmosphere can be obtained by sealing the welding space and spraying argon gas.
  • the productivity is high due to the high frequency induction heating method, but the defect control of the welded portion is insufficient.
  • the steel pipe that has been sealed with the above is heat-treated at a temperature of 800 ° C or more for 3 minutes or more.
  • the preferred heat treatment temperature is 800 to 1000 ⁇ ⁇ .
  • Heat treatment is performed in order to improve the expansion performance by reducing the hardness and the tissue difference between the base material and the welded part of the pipe during the welding step.
  • the heat treatment is performed at a temperature of 800 DEG C or more for 3 minutes or more to uniformize the hardness and the structure of the base material portion and the welded portion of the pipe.
  • the heat treatment temperature exceeds 1000 ⁇ , the structure becomes coarse and the strength is decreased. If the heat treatment time is less than 3 minutes at a temperature of 800 ° C or more, it is difficult to eliminate the residual stress formed during the piping and to eliminate the hardness deviation of the welded part.
  • the preferred heat treatment time is at least 10 minutes.
  • a steel satisfying the component and component ranges and component relations as shown in the following Tables 1 and 2 was made into a slab by a continuous casting method and then hot rolled under the hot rolling conditions shown in Table 3 to prepare a hot rolled steel sheet having a thickness of 8 mm .
  • the hot-rolled steel sheet was measured for the grain size, the carbide fraction, the carbide size, the normal temperature yield strength, the uniform elongation, the coil impact energy (J, -196 ⁇ ) and the martensite production (% The results are shown in Table 4 below.
  • the phase other than carbide is an austenite phase.
  • an electric resistance welded steel pipe of 4 to 11 inches was produced under the conditions shown in Table 5 below.
  • the shielding of the welding part was performed by surrounding the welded part with BOX and injecting Ar gas, and the heat treatment time of the steel pipe was 11 to 16 minutes.
  • the amount of expanded metal was measured for the steel pipe manufactured as described above, and the results are shown in Table 5 below.
  • the amount of expansion of the steel pipe was measured by a flaring test according to ASTM A513.
  • the inventive material (1-5) has a yield strength of 380 MPa or more, a uniform elongation of 60% or more, and an impact energy of 60 J or more at -196 ⁇ .
  • the inventive material (1-5) it can be seen that martensite is not produced in the impact test at -196 ⁇ .
  • the pipe expansion rate is 40% or more.
  • the comparative material (6-13) deviating from the scope of the present invention shows that the physical properties of the hot-rolled steel sheet and the steel pipe are higher than those of the inventive material (1-5). Specifically, martensite was formed in all of the comparative materials (6-9) outside the range of the relational expression (1). In the case of the comparative materials 9 and 10, the coiling temperature was as high as 600 ⁇ ⁇ or higher, and carbides of 0.5 ⁇ ⁇ or more were formed.
  • the present invention is not limited to the above embodiments, but is merely an example. Anything having substantially the same constitution as the technical idea described in the claims of the present invention and achieving the same operational effect is included in the technical scope of the present invention.

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Abstract

본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음 관계식 [관계식 1] 70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95 [관계식 2] 4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9 을 만족하고, 그리고 미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0%포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 저온인성이 우수한 열연강판. 이를 이용한 강관 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

저온인성이 우수한 열연강판, 강관 및 그 제조방법
본 발명은 유정용 강관 등의 제조에 사용되는 저온인성이 우수한 열연강판, 강관 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 우수한 균일연신율, 저온충격인성 및 확관성을 갖는 열연강판, 이를 이용한 강관 및 그 제조방법에 관한 것이다.
유정의 채굴 깊이가 깊어지고, 채굴 환경이 가혹해짐에 따라 고강도, 저온인성 그리고 확관성이 우수한 API 강재에 대한 요구가 점차 증가하고 있다. 특히, 유정관용으로 사용되는 강관은 고강도, 고내외압 압괴강도, 고인성, 우수한 내지연 파괴성 등이 요구된다. 또한, 채굴 환경이 가혹해짐에 따라 유정 채굴 비용이 급속히 증가하게 되어, 건설 비용 저감을 위하여 우수한 확관능을 갖는 파이프를 요구하고 있다. 또한, 확관을 하게 되면 소성변형에 의해 파이프 저온인성 특성이 열화되며, 이를 보상하기 위하여 높은 충격에너지를 갖는 열연강판을 요구하고 있다.
우수한 확관성능은 높은 균일연신율과 가공경화지수에 의해 얻어질 수 있는 것으로 알려지며, 통상적으로 심레스(Seamless) 파이프가 주로 사용되고 있다. 그 제조방법은 고온에 가열되는 빌릿(billet)을 천공 압연기로 천공한 뒤, 플러그밀 (Plug mill), 맨드릴밀 (mandrel mill) 등의 압연기를 이용하여 압연한 뒤, 레듀사 (Reducer) 또는 사이저 (Sizer)를 이용하여 축경 또는 두께를 가공한 뒤, 담금질하고 템퍼링 열처리를 행한다. 이러한 제조 방법으로 제조하게 되면 파이프의 두께 편차가 크고 진원도가 좋지 않아 오일 메이져사들은 심레스(Seamless) 강관을 저가의 확관용 전기저항 용접강관으로 대체하고자 하고 있다.
용접관의 경우 조관 공정 중에 원주 방향 및 파이프의 길이 방향으로 4% 이상의 변형을 받게 되며, 이러한 가공경화의 영향으로 항복강도가 증가하여 항복비가 증가하게 된다. 이러한 가공경화는 강관의 두께와 직경의 비가 증가할수록 커지며 또한 강재에 경한 제2상이 많을수록 증가하게 된다. 이와 더불어 조관 중 강관 내부에 집적된 전위 및 미소 크랙 같은 가공 결함 등에 의하여 강관의 충격에너지가 감소하게 된다.
또한, 기존의 탄소강 제품은 사용온도가 낮아지면 항복강도가 급격하게 증가하면서 인성이 크게 하락하는 단점이 있어 사용에 제한이 있다. 높은 저온인성을 가지는 재료를 만드는 방법은 상온 및 저온에서 안정한 오스테나이트 조직을 가지도록 하는 것이다. 페라이트 조직은 저온에서 연성-취성 천이현상을 보이면서 저온의 취성구간에서 인성이 급격하게 감소한다.
반면에 오스테나이트 조직은 극저온에서도 연성-취성 천이현상이 없고 높은 저온인성을 가지는데 이는 페라이트와 달리 저온에서 항복강도가 낮아 소성변형이 용이하여 외부 변형에 의한 충격을 흡수할 수 있기 때문이다. 그러나 저온에서 오스테나이트 안정도를 크게 하는 대표적인 원소는 Ni 인데, 가격이 비싼 단점이 있다.
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제2012-0026249호
본 발명의 바람직한 일 측면은 우수한 균일연신율, 저온 충격인성 및 확관성을 갖는 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 우수한 균일연신율, 저온 충격인성 및 확관성을 갖는 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 우수한 균일연신율, 저온 충격인성 및 확관성을 갖는 강관을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면은 우수한 균일연신율, 저온 충격인성 및 확관성을 갖는 강관의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
을 만족하고, 그리고
미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0%포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 저온인성이 우수한 열연강판이 제공된다.
상기 열연강판의 10㎛ 이상 개재물의 개수가 100*50㎟ 당 300개 이하일 수 있다.
상기 열연강판은 -196℃에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 60J 이상이고, 상온 항복강도가 320MPa 이상이고, 상온 균일연신율이 50% 이상일 수 있다.
상기 열연강판은 -196℃에서 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트를 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도로 가열하는 단계;
상기와 같이 가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 압연종료온도 및 10% 이상의 재결정역 패스당 압하율의 조건으로 1차 열간압연한 다음, 850~1000℃의 압연종료온도 및 2% 이하(0% 포함)의 미재결정역 압하율의 조건으로 2차 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 250~600℃의 냉각종료온도까지 수냉한 후 권취하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면,
중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
을 만족하고, 그리고
미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하이고, 플레어링(flaring) 확관량이 30% 이상인 저온인성이 우수한 강관이 제공된다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 의하면,
중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
을 만족하고, 그리고
미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛인 열연강판을 준비하는 단계;
상기 열연강판을 조관하여 강관을 얻는 조관단계; 및
상기 강관을 800℃ 이상의 온도에서 10분 이상 열처리하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법이 제공된다.
상기 강관의 열처리 온도는 800 ~ 1000℃일 수 있다.
상기 조관단계에서는 전기저항용접법을 이용할 수 있다.
상기 전기저항용접은 무산화분위기에서 실시될 수 있다.
상기 무산화분위기는 용접공간을 밀폐하고 아르곤가스를 분사하여 얻어질 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 따르면, 우수한 균일연신율, 저온충격인성 및 확관성을 갖는 열연강판 및 이를 이용한 강관을 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 따르는 강관은 오일 및 가스 채굴 시 유효하게 적용될 수 있다.
본 발명은 C, Mn, 및 Al 등을 첨가하여 오스테나이트의 안정도를 증가시켜 저온 충격 특성을 향상시키고, 상온에서 높은 연신율을 가져 파이프 조관후에도 확관능이 우수한 열연강판, 이를 이용한 강관 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명은 유정용 강관 조관 후 우수한 확관능을 확보하기 위해 성분과 조직을 정밀제어하고 아울러 강판과 강관 제조조건을 적절히 조절함으로써 우수한 고균일연신률과 저온 충격인성이 우수한 열연강판과 그 제조방법 그리고 우수한 강관 확관성능을 갖는 강관 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
또한, 본 발명은 전기저항용접 등을 통해 강관으로 조관시 용접라인에 생성되는 산화물을 억제하여 강관 확관시 용접부가 파손되는 것을 억제하여 우수한 확관능을 확보할 수 있는 강관 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 열연강판은 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하, Al: 4% 이하, Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.01% 이하, Cu: 0.01~ 2%, Nb: 0.001~ 0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
을 만족한다.
탄소(C): 0.35~0.65중량%(이하, "%"라고도 함)
C는 강 내에 오스테나이트를 안정화시키고, 고용되어 강도를 확보하는데 필요한 원소이다. 그러나, 그 함량이 0.35%미만인 경우에는 오스테나이트 안정도가 부족하여 페라이트 또는 마르텐사이트가 형성되어 저온인성이 저하된다. 그리고 0.65%를 초과하여 첨가하는 경우 탄화물이 형성되어 표면 결함이 생기고 인성이 저하되므로, 탄소(C)의 함량은 0.35~0.65%로 제한한다.
실리콘(Si): 0.01~0.4%
Si은 고용강화에 의한 강도확보에 기여한다. 또한, 상기 Si은 ERW 용접시 Mn2SiO4 등의 저융점 산화물을 형성시키고 용접시에 산화물이 쉽게 배출되도록 한다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 고용강화 효과가 미미하며, 0.4%를 초과하는 경우 Mn2SiO4 이외에 고융점의 SiO2 산화물의 형성량이 많아지고 전기저항 용접시 용접부의 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 13~26%
Mn은 오스테나이트 조직을 안정화시키는 역할을 하는 원소이며, 저온인성을 확보하기 위해 페라이트 형성을 방지하고, 오스테나이트 안정도를 증가시켜야 하므로 본 발명에서는 최소 13% 이상 첨가되어야 한다. 13% 미만으로 첨가되면 마르텐사이트상이 형성되어, 저온인성이 감소하고, 반면 26%를 초과하면 제조원가가 크게 증가하고, 공정상 열간압연 단계에서 가열 시 내부산화가 심하게 발생되어 표면품질이 나빠지는 문제가 발생하게 된다. 따라서 Mn은 13~26%의 범위로 첨가한다.
타이타늄(Ti): 0.01~0.3%
Ti은 강 중의 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성하는 원소이다. 본 발명의 경우 고온 열간 압연 시 일부 오스테나이트 결정립의 과대한 조대화가 발생할 수 있으므로, 상기 TiN을 적절하게 석출시킴으로서 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 수 있다. 이러한 목적을 위해서는 Ti은 최소 0.01% 이상 첨가하는 것이 필요하다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 오히려 조대한 TiN이 정출됨으로써 그 효과가 반감될 수 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.01~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.01% 이하(0% 제외)
B은 오스테나이트 결정립계에 우선 편석되어 결정립계의 에너지를 낮추어 안정도를 높여주는 원소이다. 일반적으로 오스테나이트 결정립계는 매우 높은 에너지를 지니어 안정도가 매우 낮아 특히, 탄질화물등의 형성위치로 작용한다. 탄소 및 질소 등이 다량 함유된 오스테나이트 강재의 경우 낮은 냉각속도에서 탄화물이 오스테나이트 결정립계 쉽게 생성되어 연신율 및 저온 인성을 급격히 열화시키게 된다. 보론의 경우 오스테나이트 결정립계에 우선 편석되는 원소로 알려져 있으며 이로 인해 결정립계의 에너지가 낮아저 안정화 됨으로써 기타 탄질화물 등의 핵생성 및 성장을 방해하게 된다. 다만 그 첨가량이 0.01%를 초과하는 경우 첨가량에 따른 효과가 더 이상 증가하지 않으며, 입내 조대한 보론질화물의 석출을 일으켜 바람직하지 못하므로 상기 보론의 상한은 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 4% 이하(0% 제외)
Al은 적층결함에너지를 크게 하여 저온에서 전위의 이동을 원활하게 하여 소성변형이 가능하도록 하는 효과를 나타낸다. 반면 4%를 초과하면 제조원가가 크게 증가하고, 공정상 연속주조 단계에서 크랙이 발생되어 표면품질이 나빠지는 문제가 발생하게 된다. 따라서 Al의 함량은 4% 이하(0% 제외)로 한정하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 1~6%
Cr은 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 저온에서의 충격 인성을 향상시키고 오스테나이트내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한 Cr은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 다만 Cr은 탄화물 원소로써 특히, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 저온 충격을 감소시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 Cr의 함량은 C 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 1% 미만에서는 오스테나이트 안정화 효과를 충분히 얻지 못하며, 6%를 초과하는 경우 오스테나이트 입계에서의 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며 따라서 저온에서의 충격인성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 Cr 함량은 1~6%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.05% 이하(0% 포함)
P는 강 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 인이 첨가되면 강판의 중심부에 편석되고 균열 개시점 또는 진전 경로로 이용될 수 있다. 이론상 인의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 불순물로서 첨가될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인의 함량의 상한은 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.02% 이하(0% 포함)
S은 강 중에 존재하는 불순물 원소로서 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 손상시키기 때문에 가능한 한 감소시키는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.02%로 정한다.
질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)
일반적으로 N은 강 중에 고용되었다가 석출되어 강의 강도를 증가시키는 역할을 하며 이러한 능력은 탄소보다도 훨씬 크다. 그러나, 한편으로 강 중에 질소가 존재하면 할 수록 인성은 크게 저하하는 것으로 알려져 있어 가능한 한 질소 함유량을 감소시키려는 것이 일반적인 추세이다. 그러나, 본 발명에서는 적정량의 질소를 존재하게 하여 Ti과 반응시켜 TiN를 형성, 재가열 과정에서의 결정립 성장을 억제시키는 역할을 부여하였다. 그러나, Ti의 일부는 N와 반응하지 않고 남아 이후의 공정에서 탄소와 반응하여 하기 때문에 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.01~2%
Cu는 강 내에 강 중에 고용되어 강도를 증가시키는 데 필요한 원소이다. 0.01% 미만으로 첨가하면 효과를 보기 어려우며, 2%를 초과하여 첨가하는 경우 슬라브에 크랙이 발생하기 쉬우므로 그 범위를 0.01~2%로 제한한다.
니오븀(Nb): 0.001~0.015%
Nb은 압연중 재결정을 억제하여 결정립을 미세화기키는데 아주 유용한 원소이며 동시에 강의 강도도 향상시키는 역할을 하기 때문에 적어도 0.001% 이상을 첨가하여야 하나, 0.015%를 초과하는 경우에는 과도한 Nb 탄질화물이 석출하여 강재의 인성에 유해하므로 0.001-0.015%로 제한한다.
상기 C, Mn 및 Al은 하기 관계식 1을 만족시켜야 한다.
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
상기 관계식 1은 상온 및 저온에서의 오스테나이트 안정성을 위한 것이다. 관계식 1의 값이 70 이하인 경우 오스테나이트의 안정성이 떨어져 상온 및 저온 변형시 마르텐사이트가 생성되어 충격인성과 파이프의 확관능이 저하하게 되며, 관계식 1의 값이 95 이상이면 조대한 탄화물이나 산화물성 개재물이 형성되어 마찬가지로 충격인성과 파이프의 확관능이 저하하게 된다.
또한 상기 Cr 및 Nb은 하기 관계식 2를 만족시켜야 한다.
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
관계식 2는 강재의 고용강화 및 석출강화를 위한 것이다. Cr와 Nb은 고용강화 효과를 지니며 또한 미세한 탄화물을 형성하여 강재의 강도를 증가시킨다. 그러나, 관계식 2의 값이 4보다 적으면 그 효과가 미미하며, 9 이상이면 조대한 탄화물을 형성하여 인성 및 확관능이 저하하게 된다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 열연강판은 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0%포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 미세조직을 포함한다.
상기 오스테나이트 결정립 크기가 증가함에 따라 파이프 확관량이 증가한다. 그러나, 오스테나이트 결정립 크기가 너무 증가하게 되면 충격 특성이 열위하게 되며, 너무 작아 지게 되면 확관량이 감소하므로 결정립 크기는 18~30㎛를 유지하는 것이 바람직하다.
상기 탄화물이 3% 를 초과하여 형성되면 확관 시 크랙 발생의 가능성이 높아짐으로 탄화물의 형성으로 최소로 하는 것이 바람직하다.
상기 열연강판의 10㎛ 이상 개재물의 개수는 100*50㎟ 당 300개 이하일 수 있다.
상기 열연강판은 -196℃에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 60J 이상이고, 상온 항복강도가 320MPa 이상이고, 상온 균일연신율이 50% 이상일 수 있다.
상기 열연강판은 -196℃에서 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트를 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도로 가열하는 단계; 상기와 같이 가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 압연종료온도 및 10% 이상의 재결정역 패스당 압하율의 조건으로 1차 열간압연한 다음, 850~1000℃의 압연종료온도 및 2% 이하(0% 포함)의 미재결정역 압하율의 조건으로 2차 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 250~600℃의 냉각종료온도까지 수냉한 후 권취하는 단계를 포함한다.
슬라브 가열단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도로 가열한다.
슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고 목표하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다.
슬라브 가열단계에서는 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용되도록 균일하게 가열하며, 너무 높은 가열온도에 의한 조대 결정립을 방지하여야 한다. 강 슬라브의 가열 온도는 1000~1250℃가 되도록 행하여지는 것이 바람직한데, 이는 슬라브 제조 단계에서 생성되는 주조 조직 및 편석, 2차상들의 고용 및 균질화를 위한 것이며 1000℃미만인 경우 균질화가 부족하거나 가열로 온도가 너무 낮아 열간 압연 시 변형저항이 커지는 문제가 있고, 1250℃를 초과하는 경우 표면 품질의 열화가 발생할 수 있다. 따라서 상기 슬라브의 가열 온도는 1000~1250℃의 범위로 설정하는 것이 바람직하다.
또한 상기 슬라브 제조 시 10㎛ 이상 개재물의 개수를 100*50㎟ 당 300개 이하로 감소시키는 것이 바람직하다. 파이프 확관시 10㎛ 이상 개재물은 크랙 개시의 소스로 작용함으로 개수를 제한하는 것이 바람직하다.
열연강판을 얻는 단계
상기와 같이 가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 압연종료온도 및 10% 이상의 재결정역 패스당 압하율의 조건으로 1차 열간압연한 다음, 850~1000℃의 압연종료온도 및 2% 이하(0% 포함)의 미재결정역 압하율의 조건으로 2차 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
즉, 상기와 같이 가열된 슬라브의 1차 압연을 950~1050℃에서 종료하며, 2차 압연시 미재결정역에서 2%이하(0% 포함)의 압하율로 압연을 한 후 850~1000℃에서 종료하는 것이 중요하다. 상기 온도영역대에서 열간압연이 수행되어야 효과적으로 결정립을 미세화시킬 수 있으며, 특히 압연 마무리 온도가 너무 높으면 최종 조직이 조대해져 원하는 강도를 얻을 수 없고, 반면 너무 낮으면 마무리 압연기 설비부하 문제가 발생할 수 있다. 또한, 미재결정역 압하량이 너무 크면 충격 인성이 감소할 수 있으므로 2%이하(0% 포함)의 압하율이 바람직하다.
열연강판의 냉각 및 권취단계
상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 250~600℃의 냉각종료온도까지 수냉한 후 권취한다.
상기 냉각 종료 온도가 600℃보다 높으면 표면 품질이 저하되고, 조대한 탄화물이 형성되어 인성이 감소한다, 또한, 250℃보다 낮으면 권취 시 다량의 냉각수가 필요하며, 권취시 하중이 크게 증가하게 된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법에 의하면, 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0%포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18 ~ 30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 미세조직을 갖고, -196℃에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 60J 이상이고, 상온 항복강도가 320MPa 이상이고, 상온 균일연신율이 50% 이상인 저온인성이 우수한 열연강판이 제조될 수 있다.
상기 열연강판의 10㎛ 이상 개재물의 개수는 100*50㎟ 당 300개 이하일 수 있다.
상기 열연강판은 -196℃에서 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트를 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관 및 그 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관은 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
을 만족한다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 강관은 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 미세조직을 갖고, 플레어링(flaring) 확관량이 30% 이상이다.
본 발명의 바람직한 또 다른 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법은 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 합금원소들이 다음 관계식
[관계식 1]
70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
[관계식 2]
4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
을 만족하고, 그리고
미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛인 열연강판을 준비하는 단계;
상기 열연강판을 조관하여 강관을 얻는 조관단계; 및
상기 강관을 800℃ 이상의 온도에서 3분 이상 열처리하는 단계를 포함한다.
열연강판의 조관단계
상기한 열연강판을 조관하여 강관을 얻는다. 상기 강관은 유정관용 등에 사용될 수 있다.
상기 조관단계에서는 전기저항용접법을 이용할 수 있다.
상기 전기저항용접은 무산화분위기에서 실시될 수 있다.
상기 무산화분위기는 용접공간을 밀폐하고 아르곤가스를 분사하여 얻어질 수 있다.
예를 들면, 전기저항 용접의 경우 고주파 유도가열 방식으로 생산성은 우수하나, 용접부의 결함 제어가 미흡하다. 특히 Mn 및 Al 함량이 많은 소재의 경우 Mn 및 Al의 산화물 발생을 최소화하기 위해 용접공간을 밀폐하고 아르곤가스를 분사하여 무산화분위기를 조성하는 용접 방식을 적용하여 산소농도를 낮추면서 조관하는 것이 바람직하다.
강관의 열처리 단계
상기와 조관된 강관을 800℃ 이상의 온도에서 3분 이상 열처리한다.
바람직한 열처리 온도는 800~1000℃이다.
조관단계에서 용접시 관의 모재부와 용접부의 경도 및 조직차이를 감소시켜 확관성능을 향상시키기 위하여 열처리를 실시한다.
상기 열처리는 800℃이상의 온도에서 3분 이상 열처리를 진행하여 관의 모재부와 용접부의 경도 및 조직을 균일하게 하는 것이 바람직하다.
상기 열처리 온도가 1000℃를 넘으면 조직이 조대화 되어 강도가 감소하게 된다. 800℃ 이상의 온도에서 열처리 시간을 3분 미만으로 하게 되면 파이프 조관 시 형성된 잔류 응력을 해소하고, 용접부의 경도 편차를 제거하는 것이 어려우므로 3분 이상 열처리하는 것이 필요하다. 바람직한 열처리 시간은 10분 이상이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
하기 표 1 및 표 2와 같은 성분 및 성분 범위와 성분관계식을 만족하는 강을 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한 후, 이를 하기 표 3의 열간압연 조건으로 열간압연하여 두께 8mm의 열연강판을 제조하였다.
상기 열연강판에 대하여, 결정립 크기, 탄화물 분율, 탄화물 크기, 상온 항복강도, 균일연신율, 코일 충격에너지(J, @-196℃) 및 -196℃충격시험시 마르텐사이트 생성량 (%)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
상기 열연강판의 미세조직 중 탄화물 이외의 상은 오스테나이트 상이다.
상기 열연강판을 이용하여 하기 표 5의 조건으로 4인치에서 11인치의 전기저항 용접강관을 제조하였다. 이때, 용접부 차폐는 용접부를 BOX로 둘러싸고 Ar 개스를 주입하는 방식으로 이루어졌으며, 강관 열처리 시간은 11~16분이었다.
상기와 같이 제조된 강관에 대하여 확관량을 측정하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 상기 강관의 확관량은 ASTM A513에 준하여 플레어링(flaring) 시험을 통하여 측정된 것이다.
Figure PCTKR2018011725-appb-T000001
Figure PCTKR2018011725-appb-T000002
Figure PCTKR2018011725-appb-T000003
Figure PCTKR2018011725-appb-T000004
Figure PCTKR2018011725-appb-T000005
상기 표 1 내지 5에 나타난 바와 같이, 발명재(1-5)의 경우에는 380Mpa 이상의 항복강도, 60% 이상의 균일연신률, -196℃에서 60J 이상의 충격에너지를 가짐을 알 수 있다. 또한, 발명재(1-5)의 경우에는 -196℃ 충격시험시 마르텐사이트가 생성되지 않음을 알 수 있다.
또한, 발명재(1-5)의 열연강판을 이용하여 본 발명에 따라 강관을 제조하는 경우 40% 이상의 파이프 확관율을 나타냄을 알 수 있다.
한편, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교재(6-13)는 열연강판 및 강관의 물성이 발명재(1-5)에 비하여 열위함을 알 수 있다. 구체적으로 관계식 1의 범위를 벗어나는 비교재(6-9)는 모두 마르텐사이트가 형성되었다. 또한 비교재 9 와 10 의 경우 권취온도가 600℃ 이상으로 높아 0.5 ㎛ 이상의 탄화물이 형성되었다.
또한 비교재 11-13 의 경우를 보면, 본 발명의 조건에 부합하는 강종 A1, A2 및 A3 이 사용되어도 파이프 열처리를 실시하지 않거나, 파이프 열처리 온도가 800℃ 미만이면 30% 이하의 파이프 확관률을 나타내게 되는 것을 알 수 있다.
이와 같이, 본 발명에 부합되는 성분 및 성분범위, 성분 관계식 및 제조조건에 따라 열연강판을 제조하는 경우 열간압연 후 고강도 고인성 고균일연신율을 갖는 강판의 제조가 가능할 뿐만 아니라 이 열연강판을 이용하여 본 발명에 따라 강관을 제조하는 경우 우수한 확관능을 갖는 강관을 제조할 수 있다.
본 발명에서 상기 실시형태는 하나의 예시로서, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 특허 청구범위에 기재된 기술적 사상과 실질적으로 동일한 구성을 갖고 동일한 작용효과를 이루는 것은 어떠한 것이라도 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 합금원소들이 다음 관계식
    [관계식 1]
    70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
    [관계식 2]
    4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
    을 만족하고, 그리고
    미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0%포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 저온인성이 우수한 열연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연강판의 10㎛ 이상 개재물의 개수가 100*50㎟ 당 300개 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연강판은 -196℃에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 60J 이상이고, 상온 항복강도가 320MPa 이상이고, 상온 균일연신율이 50% 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연강판은 미세조직으로 -196℃에서 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 합금원소들이 다음 관계식을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    [관계식 1]
    70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
    [관계식 2]
    4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
    상기 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도로 가열하는 단계;
    상기와 같이 가열된 강 슬라브를 950~1050℃의 압연종료온도 및 10% 이상의 재결정역 패스당 압하율의 조건으로 1차 열간압연한 다음, 850~1000℃의 압연종료온도 및 2% 이하(0% 포함)의 미재결정역 압하율의 조건으로 2차 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 250~600℃의 냉각종료온도까지 수냉한 후 권취하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 열연강판은 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0%포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하인 미세조직을 갖는 것임을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 열연강판은 -196℃에서 샤르피 충격시험으로 측정된 충격인성값이 60J 이상이고, 상온 항복강도가 320MPa 이상이고, 상온 균일연신율이 50% 이상인 것임을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  8. 제 5 항에 있어서,
    상기 열연강판의 10㎛ 이상 개재물의 개수가 100*50㎟ 당 300개 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  9. 제 5 항에 있어서,
    상기 열연강판은 미세조직으로 -196℃에서 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  10. 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 합금원소들이 다음 관계식
    [관계식 1]
    70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
    [관계식 2]
    4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
    을 만족하고, 그리고
    미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛ 이하이고, 상기 탄화물의 크기가 0.5㎛ 이하이고, 플레어링(flaring) 확관량이 30% 이상인 저온인성이 우수한 강관.
  11. 중량%로, C: 0.35~0.65%, Si: 0.01~0.4%, Mn: 13~26%, Ti: 0.01~0.3%, B: 0.01% 이하(0% 제외), Al: 4% 이하(0% 제외), Cr: 1~6%, P: 0.05% 이하(0% 포함), S: 0.02% 이하(0% 포함), N: 0.01% 이하(0% 제외), Cu: 0.01~2%, Nb: 0.001~0.015%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 합금원소들이 다음 관계식
    [관계식 1]
    70 < [10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100 < 95
    [관계식 2]
    4 < 100*(Cr/52+100*(Nb/93)) < 9
    을 만족하고, 그리고
    미세조직이 면적분율로 97% 이상(100% 포함)의 오스테나이트와 3% 이하(0% 포함)의 탄화물을 포함하고, 상기 오스테나이트의 결정립 크기가 18~30㎛인 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 열연강판을 조관하여 강관을 얻는 조관단계; 및
    상기 강관을 800℃ 이상의 온도에서 10분 이상 열처리하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    강관의 열처리 온도가 800~1000℃인 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법.
  13. 제 11 항에 있어서,
    상기 조관단계는 전기저항용접법을 이용하여 수행되는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 전기저항용접은 무산화분위기에서 실시되는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법.
  15. 제 14 항에 있어서,
    상기 무산화분위기는 용접공간을 밀폐하고 아르곤가스를 분사하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 강관의 제조방법.
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