KR101257161B1

KR101257161B1 - 열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용한 고강도 강관 제조 방법

Info

Publication number: KR101257161B1
Application number: KR1020110008919A
Authority: KR
Inventors: 문준오; 김성주; 박철봉
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2011-01-28
Filing date: 2011-01-28
Publication date: 2013-04-22
Anticipated expiration: 2031-01-28
Also published as: KR20120087619A

Abstract

본 발명은 소입성이 우수한 열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용한 고강도 강관 제조 방법에 관한 것으로, 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 FDT : 750℃ ~ 850℃로 마무리 압연하는 열간압연 단계와, 상기 열간압연된 판재를 CT : 550℃ ~ 650℃까지 냉각하는 단계를 통하여 API-5CT J55 규격의 유정용 강판을 제조하고, 상기 유정용 강판을 조관하여 강관을 형성 후 900 ~ 1000℃에서 어닐링 후 퀀칭하여 450 ~ 550℃에서 20 ~ 60분간 템퍼링 하는 QT 열처리를 통하여 API-5CT Q125 규격의 기계적 특성을 용이하게 확보할 수 있도록 하는 발명에 관한 것이다.

Description

열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용한 고강도 강관 제조 방법{HOT-ROLLED STEEL SHEET, METHOD OF MANUFACTURING THE HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING OIL TUBULAR COUNTRY GOODS USING THE HOT-ROLLED STEEL SHEET}

본 발명은 경화능이 우수한 고강도 강판 및 강관 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 조관 후 경화능이 우수한 열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용하여 인장강도 기가급 이상의 고강도 유정용 강관(Oil Tubular Country Goods)을 제조하는 방법에 관한 것이다.

유정용 강관은 석유나 가스의 시추를 위하여 사용되는 강관이다. 이러한 유정용 강관은 통상 열연강판을 조관하여 제조하고 있다.

일반적으로 열연강판은 슬라브 재가열(slab reheating) 과정, 열간압연(hot-rolling) 과정 및 냉각/권취(cooling/coiling) 과정을 통하여 제조된다.

슬라브 재가열 과정에서는 반제품 상태인 슬라브(slab) 판재를 재가열한다.

열간압연 과정에서는 압연롤을 이용하여 고온에서 슬라브 판재를 최종 두께로 압연한다.

냉각/권취 과정에서는 압연이 마무리된 판재를 특정한 권취 온도(Coiling Temperature : CT)까지 냉각(cooling)하여 권취한다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 열연공정 조건 제어를 통하여 경화능이 우수한 열연강판 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 열처리 특성이 우수하여, 인장강도 기가급 이상으로 업그레이드가 가능한 API-5CT J55 규격(인장강도 517MPa 이상, 항복강도 379MPa 이상)의 열연강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 또 다른 목적은 상기 제시된 열연강판을 조관한 후, QT 열처리 조건을 제어하여 API-5CT Q125 규격(인장강도 930 MPa 이상, 항복강도 860 ~ 1035 MPa)의 기계적 물성을 확보할 수 있는 고강도 강관 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연강판 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 750℃ ~ 850℃로 마무리 압연하는 열간압연 단계 및 상기 열간압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 550℃ ~ 650℃까지 냉각하여 권취하는 냉각/권취 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 본 발명에 따른 열연강판 제조 방법은 상기 열간압연 단계 이전에, 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 슬라브 재가열 단계를 더 포함할 수 있다.

아울러, 상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖는 것을 특징으로 한다. 또한, 상기 강판은 인(P) : 0.03% 이하, 황(S) : 0.003% 이하 및 질소(N) : 0.006% 이하를 포함할 수 있다.

이때, 상기 강판은 하기 수학식 1, 2을 만족하는 범위에서 실리콘(Si), 망간(Mn), 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것을 특징으로 한다.

수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9

수학식 2 : 2.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)

아울러, 상기 또 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 고강도 강관 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 750℃ ~ 850℃로 마무리 압연하는 열간압연 단계와, 상기 열간압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 550℃ ~ 650℃까지 냉각하는 단계와, 상기 냉각된 강판을 가공하여 강관을 형성하는 단계 및 상기 강관을 900 ~ 1000℃에서 어닐링 후 퀀칭(Quenching)하여 450 ~ 550℃에서 20 ~ 60분간 템퍼링하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 과정들을 통하여 제조되는 고강도 강관은 인장강도(TS) : 930 MPa 이상, 항복강도(YS) : 860 ~ 1035 MPa를 가질 수 있다.

본 발명에 따른 열연 강판은 탄소(C) 함량을 0.2중량% 이상으로 높이고, 니오븀(Nb), 크롬(Cr), 보론(B), 티타늄(Ti), 니켈(Ni) 및 구리(Cu) 등의 경화능 원소를 첨가함으로써 우수한 열처리 특성을 가질 수 있는 장점이 있다.

따라서, 본 발명에 따른 열연 강판은 열처리 후에 다양한 강도로의 업그레이드가 가능하다. 특히, 본 발명에 따른 열연 강판은 QT(Quenching & Tempering) 열처리 과정을 통하여 API-5CT Q125 규격(인장강도 930 MPa 이상, 항복강도 860 ~ 1035 MPa)의 기계적 물성까지 확보할 수 있는 장점이 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 열연강판 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강관 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 3 내지 도 5는 본 발명의 실시예 1~3의 조성으로 제조된 각각의 열연 시편 미세조직을 나타낸 사진들이다.
도 6 내지 도 8은 본 발명의 실시예 1~3에 따른 열연 시편에 QT 열처리를 수행한 후 미세조직을 나타낸 사진들이다.
도 9는 본 발명의 실시예3에 따른 열연 시편에 대한 Ti(C, N) 석출물 분율을 열역학적으로 계산한 결과를 나타낸 그래프이다.
도 10은 본 발명의 실시예3에 따른 열연 시편에 대한 오스테나이트 내 고용 보론(B)의 분율 변화를 열역학적으로 계산한 결과를 나타낸 그래프이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용한 고강도 강관 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

열연강판

본 발명에 따른 열연강판은 조관 후 QT(Quenching and Tempering) 열처리를 통하여 다양한 강종으로 강도 업그레이드가 가능하도록, 미국석유협회(American Petroleum Institute : API)에서 규정한 API-5CT J55의 기계적 물성인 인장강도(TS) 517MPa 이상 및 항복강도 379MPa 이상을 확보하는 것을 목표로 한다.

이를 위하여, 본 발명에 따른 열연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트를 포함하는 복합 조직을 갖는다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판은 인(P) : 0.03% 이하, 황(S) : 0.003% 이하 및 질소(N) : 0.006% 이하를 포함할 수 있다.

그리고, 상기 합금 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 제강 과정 등에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 열연 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가되며, 열처리 후의 강도를 확보하고자 하는 본 발명의 특성을 고려할 때, 고탄소로 첨가되는 것이 좋다.

상기 탄소는 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.2 ~ 0.3 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

탄소의 함량이 0.2 중량% 미만일 경우 충분한 강도를 확보하기 어려우며, 탄소의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우 인성 저하 및 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)의 경우, 강판 전체 중량의 0.3 중량%를 초과하여 다량 첨가시 강의 용접성을 저하시키며, 열연공정시 재가열공정 및 열간압연 시에 적 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며, 용접후 도금성을 저해할 수 있다.

한편, 망간(Mn)이 1.2 중량% 이상 첨가되는 본 발명에 따른 열연강판의 특성상 Mn-oxide 및 Si-oxide의 특성을 제어하기 위해서 Al-Si 복합탈산이 요구되는 바 0.05 중량% 이상의 실리콘 첨가가 요구된다.

이는 강관 제조를 위한 전기저항용접(ERW)시

수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)로 실리콘 함량이 일정 범위 내에 들어야 용접부 균열 발생이 현저히 감소하기 때문이다.

따라서 상기 실리콘의 함량은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.3 중량%인 것이 바람직하다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용강화 원소로써 매우 효과적이며, 강의 경화능을 향상시켜서 강도 확보에 효과적인 원소이다. 또한 망간은 오스테나이트 안정화 원소로서, 페라이트, 펄라이트 변태를 지연시킴으로써 페라이트 결정립 미세화에 기여한다.

상기 망간은 강도 향상 효과 및 중심 편석 유발 등을 고려할 때 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 1.2 ~ 1.5 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 첨가량이 1.2 중량% 미만일 경우 고용강화 효과가 미미하고, 반대로 망간의 첨가량이 1.5 중량%를 초과하면 용접성이 크게 저하되며, 아울러 MnS 개재물 생성 및 중심 편석(center segregation) 발생에 의하여 강의 연성을 크게 저하시키는 문제점이 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 제강시의 탈산을 위해 첨가한다.

상기 알루미늄은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.04 중량%로 첨가되는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.03 중량%를 제시할 수 있다. 알루미늄의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우, 충분한 탈산 효과를 얻을 수 없다. 반대로, 알루미늄의 함량이 0.04 중량%를 초과하면, 용접성을 저해하는 문제점이 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 석출물 형성원소로서 강의 강도에 가장 큰 영향을 주는 원소 중 하나이며, 강 중에 탄질화물을 석출하거나 Fe 내 고용강화를 통하여 강의 강도를 향상시키는 원소이다. 특히, 니오븀계 석출물들은 슬라브 재가열시 1150℃ 이상의 가열로에서 고용된 후 열간압연 중 미세하게 석출하여 강의 강도를 효과적으로 증가시킨다.

다만, 니오븀의 함량이 0.03 중량%를 초과할 경우 과다한 석출로 인하여 연주성, 압연성 및 연신성을 저하될 수 있다. 따라서, 니오븀의 함량이 0.03 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.015 중량% 이하를 제시할 수 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트 및 페라이트에 고용되어 기지를 강화시킨다. 특히 니켈은 저온 충격인성을 향상시키는데 효과적인 원소이다.

상기 니켈은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.05 ~ 0.2 중량%로 첨가되는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.1 중량%를 제시할 수 있다. 니켈(Ni)이 0.05 중량% 미만으로 첨가되면 니켈 첨가에 따른 강도 향상 및 저온 충격인성 향상 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.2 중량%를 초과하면 적열취성을 유발하고, 제조 비용을 상승시키는 문제점이 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 니켈(Ni)과 함께 강의 경화능 및 내식성을 향상시키는 원소로 첨가된다.

상기 구리는 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.2 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우 그 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 반대로, 구리의 함량이 0.2 중량%를 초과할 경우 강의 표면 특성을 저하시키는 문제점이 있다.

티타늄(Ti)

본 발명에서 티타늄(Ti)은 TiN 석출물 형성원소로서, 슬라브 재가열시 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여 강도를 증대시키는 역할을 한다. 특히, TiN 석출물은 높은 용해온도로 인하여 고온에서 쉽게 용해되지 않으며, 이로 인해 용접 열영향부(HAZ)에서 결정립을 미세화시키는 역할을 한다.

또한, 본 발명과 같이, 보론(B) 첨가강의 경우, TiN 석출을 통하여 고용 질소를 현저히 줄임으로써 BN의 석출을 방지하고, 이를 통하여 보론 첨가에 의한 경화능을 효과적으로 향상시킨다.

상기 티타늄은 강판 전체 중량의 0.03 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하며, 더욱 바람직하게는 0.02 중량%를 제시할 수 있다. 티타늄의 함량이 0.03 중량%를 초과하면 TiN석출물이 조대해져 결정립 성장을 억제하는 효과가 저하되고, 제조되는 강판의 표면 결함을 유발시킬 수 있다.

보론(B)

보론(B)은 오스테나이트 결정립에 편석되어 결정립계 에너지를 낮춤으로써 오스테나이트를 안정화시키고 이를 통해 강의 경화능을 향상시키는 원소이다.

상기 보론은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.002 중량%를 제시할 수 있다. 보론의 함량이 0.003 중량%를 초과하여 다량 첨가 시에는 강의 취성을 급격히 증가시키는 문제점이 있다.

칼슘( Ca )

칼슘은 CaS를 형성시켜 강중의 황의 함량을 낮추고, 아울러 MnS 편석을 감소시켜 강의 청정도 및 황의 입계편석을 감소시켜 재가열 균열에 대한 저항성을 증가시키는 역할을 한다.

상기 칼슘은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.001 ~ 0.004 중량%로 첨가되는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.0025 중량%를 제시할 수 있다.

칼슘의 함량이 0.001 중량% 미만일 경우

수학식 2 : 2.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)를 만족시키기 위하여 황의 함량이 극소가 되도록 제어하여야 하는 문제점이 있다. 반대로 칼슘의 함량이 0.004 중량%를 초과할 경우 CaO와 같은 개재물을 형성시키는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 되므로, 상기 인(P)은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.03 중량% 이하의 범위 내에서 제한적으로 첨가되는 것이 바람직하다.

황(S)

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해하고, 망간과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 강의 가공 중 크랙을 발생시키는 원소이다.

따라서, 황(S)의 함량은 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N)

질소(N)는 니오븀(Nb) 등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써, 결정립을 미세화한다. 그러나, 질소(N)를 다량 첨가할 경우에는 고용 질소가 증가하여 강판의 충격특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부의 인성을 크게 저하시키므로, 질소(N)의 상한치는 0.006 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

이상에서 살펴본 바와 같이, 본 발명에서는 압연공정 조건 및 합금성분의 조절을 통해 종래강에 비해 탄소함량을 높이고 니켈(Ni), 구리(Cu) 등의 경화능 원소를 첨가하고, 석출 경화형 원소인 니오븀(Nb)을 첨가하여, 경화능이 우수한 유정관용 강관 소재를 개발하였다.

한편, 상기 수학식 1 및 수학식 2의 특성에 대하여, 보다 상세히 살펴보면 다음과 같다.

수학식 1에서 실리콘(Si)의 함량 대비, 망간(Mn)의 함량 비율이 6 ~ 9일 때 가장 우수한 용접성을 나타내며, 실리콘(Si)의 함량 대비, 망간(Mn)의 함량 비율이 6 미만일 경우 혹은 9를 초과할 경우 고온에서 안정한 MnO, SiO₂ 산화물을 생성시킴으로써 전기저항용접시 훅 크랙(Hook crack)을 유발하여 용접부 품질을 크게 저하시키는 문제점이 있다.

또한, 수학식 2에서 황(S)의 함량 대비, 칼슘(Ca)의 함량 비율이 2.0 미만일 경우 CaS 형성이 불충분하여 중심편석을 유발하는 문제점이 있으며, 황의 함량 대비 칼슘의 함량비가 2.5를 초과할 경우 칼슘의 과다 첨가로 인하여 CaO와 같은 개재물이 형성되거나 황의 함량을 극소로 제어해야 하므로 강의 제조비용이 증가하는 문제점이 있다.

열연강판 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 열연강판 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 열연강판 제조 방법은 열간압연 단계(S110) 및 냉각/권취 단계(S120)를 포함한다. 또한, 본 발명에 따른 열연강판 제조 방법은 열간압연 단계(S110) 이전에 슬라브 재가열 단계(S105)를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 명세서 전체에 걸쳐 상기 냉각/권취는 냉각 및 권취를 의미한다.

본 발명에 따른 열연강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

이때, 상기 슬라브 판재는 인(P) : 0.03% 이하, 황(S) : 0.003% 이하 및 질소(N) : 0.006% 이하를 포함할 수 있다.

한편, 상기 슬라브 판재는 전술한 바와 같이, 하기 수학식 1 ~ 2를 만족하는 범위에서 실리콘(Si), 망간(Mn), 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것이 바람직하다.

수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9

수학식 2 : 2.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)

상기 조성을 갖는 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다.

슬라브 재가열

본 발명에 따른 유정용 열연강판 제조 방법에서 슬라브 재가열 단계(S105)가 포함될 경우, 슬라브 재가열 단계(S105)에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열한다.

슬라브 판재의 재가열을 통하여, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다.

슬라브 판재의 재가열 온도(SRT)는 1150 ~ 1250℃인 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 미만이면 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하고, 니오븀(Nb) 등의 석출물 용해가 충분치 이루어지지 않는 문제점이 있다. 반대로 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 최종 미세 조직의 페라이트가 조대화되어 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조비용만 상승할 수 있다.

열간압연

열간압연 단계(S110)에서는 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 750 ~ 850℃로 마무리 압연한다. 슬라브 재가열 단계(S105)를 포함하는 경우, 압연 대상은 재가열된 슬라브 판재가 된다.

열간압연 단계(S110)에서 마무리 압연 온도(FDT)는 750 ~ 850℃인 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도(FDT)가 850℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 또한, 마무리 온도가 750℃ 미만으로 너무 낮으면, 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다.

냉각/권취

냉각/권취 단계(S120)에서는 열간압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 550℃ ~ 650℃까지 냉각하여 권취한다.

본 발명에서 냉각 과정은 압연된 판재를 수냉 등의 방식을 통하여 550℃ ~ 650℃까지 냉각함으로써, 강판의 결정립 성장을 억제하여 미세한 페라이트 결정립을 가지는 기지 조직을 형성시키고, 또한 펄라이트 조직을 형성시켜 고강도 및 고인성을 확보하기 위하여 실시된다. 냉각 속도는 대략 1~100℃/sec 정도가 될 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.

본 발명에서 권취 온도(CT)가 650℃를 초과할 경우, 강도가 불충분하며, 반대로, 권취 온도(CT)가 550℃ 미만일 경우 강의 제조비용이 증가하며, 충분한 강도를 확보할 수 있으나, 고인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

상기 과정을 통하여 제조되는 유정용 열연강판은 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트를 함유하는 복합조직을 가질 수 있으며, 1~10㎛의 평균 결정립의 사이즈를 가질 수 있다.

또한, 제조되는 유정용 열연강판은 인장강도(TS) : 517 MPa 이상 및 항복강도(YS) : 379 MPa 이상의 고강도를 가질 수 있다.

아울러, 상기 과정들로 제조되는 본 발명에 따른 열연강판은 QT(Quenching and Tempering) 열처리를 통하여 다양한 유정용 강종의 특성을 확보할 수 있다.

도 2는 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강관 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도로서, QT(Quenching & Tempering) 과정을 포함한다.

도 2를 참조하면, 상기 도 1과 동일한 과정에 의해 수행되는 슬라브 재가열 단계(S205), 열간압연 단계(S210), 냉각/권취 단계(S220)를 거쳐서 API 5CT J55 규격의 강판을 제조한다.

다음으로, 상기 강판을 조관하여 강관을 형성하는 단계(S230)를 수행한다.

다음으로, QT 열처리 단계(S240)에서는 형성된 강관을 900 ~ 1000℃에서 어닐링하여 오스테나이트를 형성한 후 퀀칭(Qenching)하여 마르텐사이트로 변태시킨다. 이후, 450 ~ 550℃에서 20 ~ 60분간 템퍼링(Tempering)하여, 인성을 향상시킨다. 상기 QT 열처리 과정을 통하여 본 발명에 따른 열연강판이 기가급의 강도를 확보할 수 있다.

여기서, 어닐링 온도가 900℃ 미만일 경우에는 오스테나이트 형성이 불충분하여 마르텐사이트로 충분히 변태되지 못함으로써, 기가급 강도를 확보할 수 어렵다. 반대로, 어닐링 온도가 1000℃를 초과할 경우에는 오스테나이트의 조대화로 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다.

다음으로, 템퍼링 온도가 450℃ 미만일 경우에는 템퍼링 시간이 1시간을 초과하는 장시간 동안 수행되어야 하므로, 공정 효율이 저하되는 문제가 있다.

반대로, 템퍼링 온도가 550℃를 초과할 경우에는 과도한 템퍼링 공정이 수행되어 열처리된 강판의 기계적 특성이 저하될 우려가 있다.

아울러, 상기 템퍼링 온도 조건이 450 ~ 550℃로 적절하더라도, 템퍼링 유지 시간이 20분 미만이 될 경우에는 충분한 템퍼링이 이루어지지 않으므로, 템퍼링을 위한 최적의 유지 시간은 20 ~ 60분으로 조절하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서 기가급이라 함은 반드시 1GPa 이상이 되어야 하는 것은 아니며, 상기 Q125 규격에 대한 인장강도 930MPa 이상의 범위를 포함하는 것으로 한다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 열연 시편의 제조

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1~3 및 비교예 1에 따른 열연시편을 제조하였다. 이후, 실시예 1~3 및 비교예 1에 따라 제조된 열연시편을 950℃에서 어닐링한 후 퀀칭(Quenching)하고, 500℃에서 30분간 템퍼링을 실시하였다.

실시예 1~3 및 비교예 1에 따른 열연시편의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열, 열간압연, 냉각(수냉) 등의 열연공정을 모사하고 및 권취로에 장입하였다.

(단위 : 중량%)

구 분	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Ti	Cr	Ni	Cu	Ca	B	N
비교예1	0.23	0.17	1.4	0.015	0.003	0.03	0.015	-	-	-	-	0.002	-	0.006
실시예1	0.23	0.17	1.4	0.015	0.003	0.03	0.0001	0.02	0.4	0.05	0.15	0.0025	0.0001	0.006
실시예2	0.23	0.17	1.4	0.015	0.003	0.03	0.015	0.02	0.4	0.1	0.15	0.0025	0.0001	0.006
실시예3	0.23	0.17	1.4	0.015	0.003	0.03	0.015	0.02	0.4	0.1	0.15	0.0025	0.002	0.006

구 분	SRT (℃)	FDT (℃)	CT (℃)	열연재		QT 열처리 후
구 분	SRT (℃)	FDT (℃)	CT (℃)	TS (MPa)	YS (MPa)	TS (MPa)	YS (MPa)
비교예1	1180	850	650	520.5	380.3	855.7	730.4
실시예1	1150	850	550	620.0	440.0	1092.0	860.0
실시예2	1200	850	600	622.7	450.0	1202.0	943.6
실시예3	1250	850	650	657.0	476.3	1165.4	958.2

2. 기계적 특성 평가

실시예 1~3 및 비교예 1에 따라 제조된 열연 시편의 재질을 평가하기 위하여 인장 시험을 실시하였다.

표 2를 참조하면, 실시예 1~3에 따라 제조된 열연 시편의 경우 인장강도(TS)가 620 MPa 이상 이었으며, 항복강도(YS)가 440 MPa 이상 이었다.

반면, 비교예 1에 따라 제조된 열연 시편의 경우 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)가 실시예 1에 비하여 다소 낮았다.

도 3 내지 도 5는 본 발명의 실시예 1~3의 조성으로 제조된 각각의 열연 시편 미세조직을 나타낸 사진들이다.

도 3 내지 도 5를 참조하면, 실시예 1~3에 따른 방법으로 제조된 열연 시편의 미세 조직은 평균 결정립 사이즈가 1 ~ 10㎛인 미세 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 복합 조직으로 이루어져 있는 것을 볼 수 있다.

다음으로, 도 6 내지 도 8은 본 발명의 실시예 1~3에 따른 열연 시편에 QT 열처리를 수행한 후 미세조직을 나타낸 사진들이다.

도 6 내지 도 8과, 표 2를 참조하면, 실시예 1~3의 경우 QT 열처리 이후, 인장강도(TS) 1092 MPa 이상, 항복강도(YS) 860 MPa 이상을 나타내었다. 이는 실시예 1~3의 경우 고탄소, Ni, Cu 등의 첨가를 통하여 QT(Quenching and Tempering) 열처리 이후 충분한 마르텐사이트 조직이 생성되었기 때문이라 볼 수 있다.

이러한 상기 결과는 API에서 가장 높은 강도를 요구하는 API 5CT Q125 규격을 만족하는 기계적 물성에 해당한다.

따라서, 본 발명에 따른 열연강판은 QT 열처리에 조건에 따라서, 유정용 강관으로 사용되는 API 5CT L80, API 5CT N80, API 5CT Q125 등의 다양한 강종으로의 업그레이드가 가능하다.

반면, 비교예1의 경우 동일 QT 열처리 조건에도 불구하고, 실시예 1~3에 비하여 강도가 불충분하였다.

이는 니켈(Ni) 및 구리(Cu) 이외에 티타늄(Ti) 및 보론(B) 복합첨가에 의한 효과로도 볼 수 있으며, 그 특성을 살펴보면 다음과 같다.

도 9는 본 발명의 실시예3에 따른 열연 시편에 대한 Ti(C, N) 석출물 분율(NPM(FCC_A1#2))을 열역학적으로 계산한 결과를 나타낸 그래프이다.

도 9를 참조하면, 온도(Temerature_celsius(℃))가 고온에서부터 낮아질수록 Ti(C, N) 석출물이 형성되며, 이때 질소(N)는 모두 티타늄(Ti)과 결합하게 된다.

따라서, 경화능 향상을 위해서 첨가한 보론(B)은 하기 도 10과 같이 질소와의 결합 없이 오스테나이트에 완전 고용된다.

또한, 오스테나이트 완전 고용 효과는 런 아웃 테이블에서 냉각시 보론(B)에 의한 경화능 향상 효과가 극대화 될 수 있다.

도 10은 본 발명의 실시예3에 따른 열연 시편에 대한 오스테나이트 내 고용 보론(B)의 분율(X(FCC_A1, B) 변화를 열역학적으로 계산한 결과를 나타낸 그래프이다.

도 10을 참조하면, 보론(B)에 의한 완전 고용 효과가 명확하게 나타나므로, 경화능 특성이 우수하게 나타남을 확인할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 경화능이 우수한 열연강판은 탄소(C) 함량을 0.2중량% 이상으로 높이고, 니오븀(Nb), 크롬(Cr), 보론(B), 티타늄(Ti), 니켈(Ni) 및 구리(Cu) 등의 경화능 원소를 첨가함으로써 우수한 열처리 특성을 가질 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 고강도 강관은 조관 후 열처리 조건에 따라서 인장강도(TS) : 930 MPa 이상, 항복강도(YS) : 860 ~ 1035 MPa의 API 5CT Q125 규격까지도 확보할 수 있어, 다양한 강종으로 업그레이드할 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S105, S205 : 슬라브 재가열 단계
S110, S210 : 열간압연 단계
S120, S220 : 냉각/권취 단계
S230 : 강관 형성 단계
S240 : QT 열처리 단계

Claims

중량%로, 탄소(C) : 0.2~0.3%, 실리콘(Si) : 0.05~0.3%, 망간(Mn) : 1.2~1.5%, 알루미늄(Al) : 0.02~0.04%, 니오븀(Nb) : 0.03% 이하, 니켈(Ni) : 0.05~0.2%, 구리(Cu) : 0.01~0.2%, 크롬(Cr) : 0.3~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.03% 이하, 보론(B) : 0.003% 이하, 칼슘(Ca) : 0.001~0.004% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 750℃ ~ 850℃로 마무리 압연하는 열간압연 단계;
상기 열간압연된 판재를 CT(Coiling Temperature) : 550℃ ~ 650℃까지 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강판을 가공하여 강관을 형성하는 단계; 및
상기 강관을 900 ~ 1000℃에서 어닐링 후 퀀칭하여 450 ~ 550℃에서 20 ~ 60분간 템퍼링 하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 열간압연 단계 이전에, 상기 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 슬라브 재가열 단계;를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 실리콘(Si) 및 망간(Mn)을 포함하는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
수학식 1 : 6 ≤ [Mn]/[Si] ≤ 9
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
인(P) : 0.03 중량% 이하, 황(S) : 0.003 중량% 이하 및 질소(N) : 0.006 중량% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
하기 수학식 2를 만족하는 범위에서 황(S) 및 칼슘(Ca)을 포함하는 것을 특징으로 하는 유정용 강관 제조 방법.
수학식 2 : 2.0 ≤ [Ca]/[S] ≤ 2.5
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
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