KR101554026B1 - Steel for oil tools having high handenability and toughness and method for preparing thereof - Google Patents
Steel for oil tools having high handenability and toughness and method for preparing thereof Download PDFInfo
- Publication number
- KR101554026B1 KR101554026B1 KR1020140167624A KR20140167624A KR101554026B1 KR 101554026 B1 KR101554026 B1 KR 101554026B1 KR 1020140167624 A KR1020140167624 A KR 1020140167624A KR 20140167624 A KR20140167624 A KR 20140167624A KR 101554026 B1 KR101554026 B1 KR 101554026B1
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel
- ksi
- hardness
- strength
- weight
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
Abstract
Description
본 발명은 소입성 및 충격인성이 우수한 저강도급(인장강도 100ksi 이상, 항복강도 80ksi 이상, 저온(-29℃) 충격인성 47J 이상, 표면과 직경의 1/4 지점까지 경도 207 내지 235 HB)의 오일 장비(Oil tool)용 강 및 그 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a low strength (low tensile strength: 100 ksi or higher, a yield strength of 80 ksi or higher, a low temperature (-29 캜) impact toughness of 47 J or more, a hardness of 207 to 235 HB to a surface and a quarter of the diameter) The present invention relates to a steel for an oil tool and a manufacturing method thereof.
오일 장비(Oil tool)용 강이란 석유시추사업에서 범용적으로 사용되는 강재를 말한다. 오일 장비용 강은 주로 심해 또는 지하에서 석유, 가스를 이송하기 위한 크리스마스트리(Christmas tree), 지상 이송 설비인 웰헤드(Wellhead)의 파이프, 유압밸브, 부품 등의 다양한 용도로 가공되고 있다.Steel for oil tools refers to steels commonly used in oil drilling projects. The river for oil equipment is mainly used for various purposes such as a Christmas tree for transporting oil and gas in deep water or underground, a wellhead pipe of a ground transportation facility, a hydraulic valve, and parts.
해당 강재는 현재까지 주로 4140계열의 중탄소 Cr-Mo 합금강을 QT(Quenching&Tempering) 열처리하여 사용하고 있다. 기계적 성질 특성 측면에서 최근까지의 추세는 QT 열처리 후, 인장강도 100ksi, 항복강도 80ksi 이상의 강도를 요구하며, 경도 특성에서는 표면과 직경의 1/4지점에서 207~235HB 범위의 낮은 특성을 요구하고 있다. 4140계 강재는 국내의 KS 규격 강재인 SCM440과 유사한 강재이다. SCM440 강재는 QT 열처리 후 경도는 약 280~340 HB 범위를 나타내고 있다. 경도 측면에서 봤을 때 오일장비용 강재(4140)에서 요구되는 수준은 QT 열처리 특성으로 상당히 낮은 경도 수치를 나타내며, 이를 구현하기 위해서는 높은 온도의 소려(Tempering) 온도와 장시간의 열처리 시간을 필요로 한다. 때문에 오일장비용 4140 강재는 연속로 형태의 QT 열처리로에 비하여 비연속형(Batch Type) QT 열처리로에서 열처리하는 것이 적합하다. 연속로 QT로에서도 생산이 가능하지만 QT 열처리 후 저강도 구현을 위하여 추가적으로 소려(Tempering) 공정이 추가되어야 하며, 이로 인하여 제조 공정 비용이 증가되는 단점이 있다. Up to now, mainly used 4140 series heavy carbon Cr-Mo alloy steel is heat treated by QT (Quenching & Tempering). From the viewpoint of mechanical properties, recent trends require a tensile strength of 100 ksi and a yield strength of 80 ksi or more after QT heat treatment and a low characteristic of 207 to 235 HB in the hardness characteristic at 1/4 of the surface and diameter . The 4140 series steel is similar to the domestic KS standard steel, SCM440. The hardness of SCM440 steel after QT heat treatment is about 280 ~ 340 HB. From the viewpoint of hardness, the level required for the steel material for the oil field (4140) shows a hardness value which is considerably low due to the QT heat treatment characteristic. To realize this, a high temperature tempering temperature and a long heat treatment time are required. Therefore, it is suitable to heat treatment of the 4140 steel in the Batch type QT heat treatment furnace compared to the continuous type QT heat treatment furnace. It is possible to produce continuously in QT furnace. However, in order to realize low strength after QT annealing, additional tempering process must be added, which increases manufacturing process cost.
연속로 QT 열처리를 적용하기 위해서는 소려 공정의 유지시간 한계로 인하여 소입성이 우수하고 소려시 연화 저항성이 낮아야 한다. 일반적으로 소입성 향상을 위해서는 C, Cr, Mn, Mo, Ni과 같은 합금성분 첨가량이 증가해야 하지만, 첨가량이 증가할수록 소려시 연화 저항성이 증가하여 저강도 구현이 어려워진다. In order to apply QT heat treatment continuously, it is required to have excellent softening property due to the holding time limit of the bake process and low softening resistance when bending. Generally, the amount of alloy components such as C, Cr, Mn, Mo and Ni should be increased in order to improve the ingotability. However, as the addition amount is increased, the softening resistance during sagging increases and it becomes difficult to realize low strength.
본 발명의 목적은 연속로 QT 열처리 적용하여 요구되는 기계적 성질 만족할 수 있는 소입성이 우수한 강재 발명하는 것이다. 구체적으로는, 강의 소입성을 향상시켜서, 상온 및 저온에서의 높은 충격인성을 확보하고, 최종 가공품의 가혹한 사용조건 속에서 내구성을 향상시킨 강을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한, 본 발명은 최적의 저강도급 강을 실현하고, 기계적 성질의 편차가 매우 적으며 높은 소입성으로 인해 상온 및 저온에서 높은 충격인성을 나타내는 오일 장비용 강을 제공하는 것을 목적으로 한다. 이로 인해 제조 공정이 단순화된 오일 장비용 강의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.It is an object of the present invention to provide a steel material excellent in the ingot qualities which can satisfy the required mechanical properties by continuously applying QT heat treatment. Specifically, it is an object of the present invention to provide a steel having improved impact resistance and high impact toughness at room temperature and low temperature, and improved durability under severe use conditions of the final product. It is another object of the present invention to provide a steel for an oil furnace which realizes an optimum low-strength steel, exhibits very small variation in mechanical properties, and exhibits high impact toughness at room temperature and low temperature due to high incombustibility. It is therefore an object of the present invention to provide a method for manufacturing steel for an oil furnace in which the manufacturing process is simplified.
상기한 과제는, C: 0.38~0.43 중량%, Si: 0.20~0.30 중량%, Mn: 0.95~1.20 중량%, Ni: 0.10 중량% 이하 (0 미포함), Cr: 1.00~1.20 중량%, Mo: 0.15~0.25 중량%, Al: 0.015~0.030 중량%, B: 0.0015~0.0030 중량%, Ti: 0.015~0.040 중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 인장강도 100 ksi 이상, 항복강도 80 ksi 이상, 저온(-29℃)에서 충격인성이 47J 이상이고, 표면에서 직경 1/4 지점까지의 경도가 207 내지 235 HB인, 오일 장비용 강에 의해 달성된다.The above-mentioned problems are solved by a steel sheet comprising: 0.38 to 0.43 weight percent of C; 0.20 to 0.30 weight percent of Si; 0.95 to 1.20 weight percent of Mn; 0.10 weight percent or less of Ni (not including 0); 1.00 to 1.20 weight percent of Cr; 0.1 to 0.25 wt% of Al, 0.015 to 0.030 wt% of Al, 0.0015 to 0.0030 wt% of B, and 0.015 to 0.040 wt% of Ti, the balance being Fe and unavoidable impurities and having a tensile strength of 100 ksi or more, Impact strength of 47 J or more at a low temperature (-29 캜) and a hardness of 207 to 235 HB from a surface to a 1/4 diameter of a diameter.
바람직하게는, 상기 강은 불가피한 불순물로서 P: 0.030 중량% 이하(0 미포함), S: 0.030 중량% 이하(0 미포함), Cu: 0.30 중량% 이하(0 미포함). N: 0.010 중량% 이하(0 미포함)를 포함할 수 있다.Preferably, the steel is an unavoidable impurity. P: not more than 0.030 wt% (not included), S: not more than 0.030 wt% (not including 0), and Cu: not more than 0.30 wt% (not including 0). N: 0.010 wt% or less (not including 0).
또한 상기 과제는, C: 0.38~0.43 중량%, Si: 0.20~0.30 중량%, Mn: 0.95~1.20 중량%, Ni: 0.10 중량%이하(0 미포함), Cr: 1.00~1.20 중량%, Mo: 0.15~0.25 중량%, Al: 0.015~0.030중량%, B: 0.0015~0.0030 중량%, Ti: 0.015~0.040 중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 연속주조하고, 1200 ~ 1230℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 열간압연하여 환봉을 제조하는 단계; 및 상기 환봉을 연속로에서 820~850℃에서 소입(Quenching)하고 이어서, 700~730℃에서 소려(Temperimg)를 실시하는 단계를 포함하는 오일장비용 강의 제조방법에 의해 달성된다.The above object is also achieved by a method of manufacturing a steel plate, comprising: 0.38 to 0.43 wt% of C; 0.20 to 0.30 wt% of Si; 0.95 to 1.20 wt% of Mn; 0.10 wt% And a balance consisting of Fe and inevitable impurities is continuously cast, and the casting is carried out at a temperature of 1200 to 1230 ° C, preferably 0.15 to 0.25 wt%, Al: 0.015 to 0.030 wt%, B: 0.0015 to 0.0030 wt%, and Ti: 0.015 to 0.040 wt% ≪ / RTI > Hot rolling the reheated steel to produce a round bar; And quenching the round bar in a continuous furnace at 820 to 850 캜 and then performing tempering at 700 to 730 캜.
본 발명에 따른 오일 장비용 강은 기존 강에 비해 최적의 합금설계로 우수한 소입성 확보할 수 있으며, 이로 인하여 대형 사이즈 환봉에서도 균질한 경도 분포를 확보할 수 있다. 또한 소려(Tempering)시 연화 저항성을 최소하여 연속로 QT 열처리 공정에서 생산이 가능하기 때문에 생산성이 향상되는 장점이 있다. According to the present invention, the steel for oil steels can be obtained with excellent ingotability by the optimum alloy design as compared with the conventional steels, and thus homogeneous hardness distribution can be secured even in a large size round bar. In addition, since the softening resistance is minimized during tempering, it is possible to produce continuously in the QT heat treatment process, thereby improving the productivity.
도 1은 소입(Quenching) 후 비교강 1, 2와 발명강 1의 조미니 경도 곡선을 비교한 것이다.
도 2는 소입(Quenching) 및 소려(Tempering) 시 연화되는 정도를 경도 시험을 도시한 것이다.
도 3a와 3b는 비교강과 발명강의 소입 소려 열처리 후 기계적 특성을 나타낸 것이다
도 4a 내지 도 4c는 소입온도에 따른 QT 열처리 후 결정립을 나타낸 것이다.
도 5a와 도 5b는 비교강 1과 발명강 1의 QT 열처리 후 미세조직을 측정한 사진이다. FIG. 1 compares the mini-hardness curves of Comparative Steel 1 and 2 and Inventive Steel 1 after quenching.
Fig. 2 shows a hardness test for the degree of softening during quenching and tempering.
Figures 3a and 3b show the mechanical properties of the comparative steel and inventive steel after annealing treatment
4A to 4C show crystal grains after QT heat treatment according to the quenching temperature.
FIGS. 5A and 5B are photographs showing microstructures of Comparative Steel 1 and Invention Steel 1 after QT heat treatment. FIG.
본 발명의 강재는 C: 0.38~0.43 중량%, Si: 0.20~0.30 중량%, Mn: 0.95~1.20 중량%, Ni: 0.10 중량%이하(0 미포함), Cr: 1.00~1.20 중량%, Mo: 0.15~0.25 중량%, Al : 0.015~0.030 중량%, B : 0.0015~0.0030 중량%, Ti : 0.015~0.040 중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강재이다.The steel of the present invention contains 0.38 to 0.43 weight percent of C, 0.20 to 0.30 weight percent of Si, 0.95 to 1.20 weight percent of Mn, 0.10 weight percent or less of Ni (not including 0), 1.00 to 1.20 weight percent of Cr, 0.15 to 0.25 wt% of Al, 0.015 to 0.030 wt% of Al, 0.0015 to 0.0030 wt% of B, and 0.015 to 0.040 wt% of Ti, the balance being Fe and unavoidable impurities.
불가피한 불순물로서, P: 0.030 중량% 이하(0 미포함), S: 0.030 중량% 이하(0 미포함), Cu: 0.30 중량% 이하(0 미포함). N: 0.010 중량% 이하(0 미포함)이 포함될 수 있다.
P: not more than 0.030% by weight (not including 0), S: not more than 0.030% by weight (not including 0), and Cu: not more than 0.30% by weight (not including 0) as unavoidable impurities. N: not more than 0.010% by weight (not including 0).
본 발명의 강재에서는 C, Ni 성분을 최소로 첨가하고 B를 첨가하였다. 일반적으로 강은 A1온도 이상에서 입계에 페라이트(Ferrite)가 생성되어 연화된다. 하지만 B 첨가강은 입계에 페라이트(Ferrite)가 생성되는 사이트에 B가 석출됨으로서 강의 소입성이 향상되는 것이다. 본 발명강은 붕소 효과(Boron effect)에 의한 소입성 향상을 기대할 수 있고, Ni을 최소화 하여 더불어 연화 저항성 저하도 유도하였다.
In the steel material of the present invention, C and Ni components were minimally added and B was added. In general, ferrite is generated and softened at grain boundaries above the A1 temperature. However, the addition of B improves the ingotability of B by precipitating B at the site where ferrite is generated at grain boundaries. The steel according to the present invention can be expected to improve the boring effect due to the boron effect, minimizing Ni and also lowering softening resistance.
이하에서는 본 발명의 합금성분을 상세히 설명한다.Hereinafter, the alloy component of the present invention will be described in detail.
C: 0.38~0.43 중량%C: 0.38 to 0.43 wt%
본 발명을 적용하는 강의 조성 중 C은 강도를 확보하기 위한 필수성분이다. 따라서, 본 발명에서는 소입(Tempering) 후 저강도를 구현하는 것이 주요 목적으로 요구되는 C 성분 범위 내에서 최소한으로 첨가하는 범위인 0.38~0.43 중량%로 제한하였다.
Among the steel compositions to which the present invention is applied, C is an essential component for securing strength. Therefore, in the present invention, it is limited to 0.38 to 0.43 wt%, which is the minimum addition within the range of the C component required for the main purpose to realize low strength after tempering.
SiSi : 0.20~0.30 중량%: 0.20 to 0.30 wt%
Si 제강시 탈산제로 사용되며, 페라이트 강화 원소로 입계 석출되는 초석 페라이트를 강화한다. 하지만 Si 함량이 0.20 중량% 미만인 경우에는 상기 목적을 달성하기 어렵고, 0.30중량% 초과시에는 페라이트 생성을 촉진하여 오히려 강도 및 소입성을 저하시킬 수 있다. 이러한 점을 고려하여 Si의 함량은 0.20~0.30중량%로 제한하였다.
It is used as a deoxidizer in Si steel making and strengthens the pro-eutectoid ferrite which is deposited on the intergranular boundary with the ferrite strengthening element. However, when the Si content is less than 0.20% by weight, the above object can not be achieved. When the Si content is more than 0.30% by weight, ferrite generation may be promoted and the strength and entrapping property may be lowered. Considering this point, the content of Si is limited to 0.20 to 0.30% by weight.
MnMn : 0.95~1.20 중량%: 0.95 to 1.20 wt%
Mn은 C와 함께 강의 강도향상을 위해 필수적인 원소이며 또한 소입성을 향상기키는데 중요한 원소이다. Mn은 고용강화 및 탄화출 석출에 의한 석출강화로 소입성을 향상시키며 Mo, Cr 성분에 비하여 비교적 덜 안정적인 탄화물을 석출하므로 Tempering시 연화 저항성을 향상시키데 기여도가 작다. 때문에, 소입성 향상을 위하여 0.95~1.20 중량% 범위로 첨가하였다.
Mn, together with C, is an essential element for improving the strength of the steel and is an important element for improving the incombustibility. Mn improves the ingotability by precipitation strengthening by solid solution strengthening and carbonization and precipitation of relatively less stable carbide than Mo and Cr components, and thus contributes less to improving the softening resistance at the time of tempering. Therefore, it is added in the range of 0.95 to 1.20 wt% for improving the incombustibility.
AlAl : 0.015~ 0.030 중량%: 0.015 to 0.030 wt%
상기 Al은 탈산을 위해 첨가되는 원소이며, 오스테나이트 결정립미세화에 효과적인 원소로서 그 범위를 0.015~0.030 중량%로 하였다.
Al is an element to be added for deoxidation, and the range of the element effective as the austenitic grain refinement is 0.015 to 0.030% by weight.
Ni : 0.10 중량% 이하 (0 미포함) Ni : 0.10 wt% or less (not including 0)
상기 Ni은 소입성을 높여주는 원소 중에 하나이나 고온에서의 소려시 연화저항성이 높은 성분이므로 저강도 기계적 특성을 구현하기 위해 0.10 중량% 이하로 한정한다.
The Ni is one of the elements that increase the incombustibility, but is a component having high softening resistance when squeezed at high temperature, so that it is limited to 0.10 wt% or less in order to realize low mechanical properties.
CrCr : 1.00~1.20 중량% : 1.00 to 1.20 wt%
상기 Cr은 소입성을 증대시키고 강도를 향상시키는 원소이므로 1.00~1.20%로 한정한다.
Since Cr is an element that increases the incombustibility and improves the strength, it is limited to 1.00 to 1.20%.
MoMo : 0.15~0.25 중량% : 0.15-0.25 wt%
상기 Mo은 소입성 향상 및 Mo탄화물에 의한 결정립 미세화효과가 있으므로 0.15~0.25중량%로 한정한다.
The Mo content is limited to 0.15 to 0.25% by weight since it has an effect of improving the entrapment property and grain refinement effect by Mo carbide.
B: 0.0015~0.0030 중량%B: 0.0015 to 0.0030 wt%
상기 B은 입계에 초석페라이트(Ferrite) 생성을 억제해 소입성을 향상시켜 강도 및 충격인성을 높이는 원소로 0.0015~0.0030%로 한정한다.
B is an element which increases the strength and impact toughness by improving the incombustibility by inhibiting the generation of pro-eutectoid ferrite in the grain boundary, and is limited to 0.0015 to 0.0030%.
TiTi : 0.015~0.040 중량%: 0.015 to 0.040 wt%
상기 Ti은 B보다 N과의 친화력이 높고 자유에너지가 낮아 B과의 반응에 앞서 TiN을 석출시킨다. 따라서 가용성 붕소(Soluble Boron)를 극대화 하며 이러한 석출물은 피닝(Pinning) 효과를 통해 입계를 미세화해 필요한 강도 및 인성을 얻는데 필요한 원소로 0.015~0.040 중량%이하로 하였다.
The Ti has high affinity with N and low free energy, so that TiN precipitates prior to reaction with B. Therefore, soluble boron is maximized, and these precipitates are 0.015 ~ 0.040 wt% or less as an element required to finely grain the grain boundaries through a pinning effect to obtain necessary strength and toughness.
P, S: 0.030 중량% 이하 (0 미포함)P, S: 0.030 wt% or less (not including 0)
P와 S는 불순물로서 0.030 중량% 이하로 하였다.
P and S were 0.030 wt% or less as impurities.
CuCu : 0.30 중량% 이하 (0 미포함): 0.30 wt% or less (not including 0)
Cu는 불가피한 불순물로서 인성 향상에 유효하지만, 0.30 중량 초과시에는 성형 가공성을 저해하므로 양호하지 않다. 따라서 Cu의 함량은 0.30 중량% 이하인 것이 바람직하다.
Cu is an unavoidable impurity, which is effective for improving toughness, but when it exceeds 0.30 wt. Therefore, the content of Cu is preferably 0.30% by weight or less.
N: 0.010 중량% 이하 (0 미포함)N: 0.010% by weight or less (not including 0)
N은 불가피한 불순물로서, 질화물을 형성하여 입계미세화를 이루지만, 붕소(boron) 효과를 위하여 그 중량을 0.010 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N is an inevitable impurity, which forms a nitride to effect grain boundary refinement, but it is preferable to limit the weight to 0.010 wt% or less for the boron effect.
본 발명의 강은 아래의 제조방법으로 제조될 수 있다.The steel of the present invention can be produced by the following production method.
본 발명의 강은 C:0.38~0.43 중량%, Si: 0.20~0.30 중량%, Mn: 0.95~1.20 중량%, Ni: 0.10 중량%이하(0 미포함), Cr: 1.00~1.20 중량%, Mo: 0.15~0.25 중량%, Al: 0.015~0.030중량%, B: 0.0015~0.0030중량%, Ti: 0.015~0.040중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강을 연속주조하고, 1200 ~ 1230℃로 재가열한다. 재가열된 강재를 열간압연하여 최종 환봉을 제조한다. 이렇게 제조된 환봉을 연속로에서 오스테나이징 온도인 820~850℃에서 소입(Quenching)하고 이어서, 700~730℃에서 소려(Temperimg)를 실시하여 저강도급의 소입성이 우수한 AE4140계 오일 장비용 강재를 만든다. 이때 오스테나이징 가열시간은 1 인치(inch)당 15~18 분인 것이 바람직하고, 소려 시간은 1 인치 당 20~28분인 것이 바람직하다.The steel of the present invention contains 0.38 to 0.43 wt% of C, 0.20 to 0.30 wt% of Si, 0.95 to 1.20 wt% of Mn, 0.10 wt% or less of Ni (not including 0), 1.00 to 1.20 wt% of Cr, 0.1 to 0.25% by weight of Al, 0.015 to 0.030% by weight of Al, 0.0015 to 0.0030% by weight of B and 0.015 to 0.040% by weight of Ti and the balance of Fe and unavoidable impurities, Reheat to. The reheated steel is hot rolled to produce the final round bar. The thus-prepared round bar was quenched at a temperature of 820 to 850 ° C at the oven temperature in a continuous furnace, followed by tempering at 700 to 730 ° C to obtain an AE4140-based oil- It makes steel. At this time, it is preferable that the heating time for the austenizing is 15 to 18 minutes per 1 inch, and the bake time is preferably 20 to 28 minutes per 1 inch.
구체적으로는, 상기 조성을 갖는 강재를 100톤 전기로에서 용해한 다음, 정련 및 진공 탈가스 공정을 거쳐서 Ti-wire와 B-wire를 순서대로 투입하였다. 이후 연속 주조 공정을 거쳐 압연 공정으로 최종 환봉을 제작하였다. 제작된 환봉은 연속로 QT로에서 열처리를 실시하였으며, 열처리 조건은 표 1에 나타내었다.Specifically, a steel material having the above composition was dissolved in a 100-ton electric furnace, and Ti-wire and B-wire were sequentially introduced through refining and vacuum degassing. After the continuous casting process, the final round bar was produced by the rolling process. The prepared round bar was heat treated continuously in QT furnace, and the heat treatment conditions are shown in Table 1.
온도Osteonizing
Temperature
가열시간Osteonizing
Heating time
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 아래 실시예에 의해 본 발명의 권리범위가 제한되는 것은 아니다. Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples, but the scope of the present invention is not limited by the following examples.
실시예Example 1 One
표 2는 본 발명의 조성을 갖는 발명강 1과 비교강 1 및 2의 화학성분을 나타낸다. 발명강은 최적 조건으로 합금 설계된 초도 생산품의 화학성분을 나타낸 것이다. 비교강은 현재 양산되는 강재의 성분을 나타낸다.Table 2 shows the chemical composition of inventive steel 1 and comparative steels 1 and 2 having the composition of the present invention. The invention steel represents the chemical composition of the primary product designed for the alloy under optimum conditions. The comparative steels represent the components of steel that are currently mass produced.
발명강 1은 화학성분의 특징은 범용 강재인 4140계열에 B이 첨가된 것이다. 기존 강재는 소입성 향상을 위하여 Ni를 0.20 중량% 이상 첨가하였다. Ni가 첨가된 강재는 고강도 및 고인성 강재의 생산을 위해서는 유리하지만, 본 발명강과 같은 저강도 구현을 하기 위해서는 QT열처리 후 추가적으로 소입(Tempering) 열처리를 실시해야 하는 단점이 있다. 이러한 단점을 극복하기 위해서, 본 발명에서는 Ni 합금을 생략하고, B을 첨가하여 소입성을 향상시키는 동시에 연화 저항성을 최소화 하고자 하였다. Inventive Steel 1 is characterized by the addition of B to the 4140 series of general purpose steels. In the existing steel, 0.20 wt% or more of Ni was added to improve the ingotability. The Ni-added steel is advantageous for the production of high strength and high toughness steel. However, in order to realize low strength such as the steel of the present invention, there is a disadvantage that additional heat treatment is required after QT heat treatment. In order to overcome this disadvantage, in the present invention, the Ni alloy is omitted and B is added to improve the incombustibility and minimize the softening resistance.
상기한 조성을 갖는 발명강과 비교강을 상기 방법으로 제조하였다. 이때, 소입온도는 820℃이고 소려 온도는 730℃였다. 제조된 강의 물성(인장강도, 항복강도, 경도, -29℃ 충격인성)을 측정하여 표 3, 도 3a 및 도 3b에 나타내었다.Inventive steels and comparative steels having the above composition were prepared by the above method. At this time, the quenching temperature was 820 占 폚 and the annealing temperature was 730 占 폚. Physical properties (tensile strength, yield strength, hardness, impact toughness at -29 캜) of the manufactured steel were measured and shown in Tables 3, 3A and 3B.
(ksi)The tensile strength
(ksi)
(ksi)Yield strength
(ksi)
(표면~직경 1/4 지점에서, HB)Hardness
(At surface-to-diameter 1/4 point, HB)
(J)-29 ℃ impact toughness
(J)
유사한 경도인 경우 결정립이 미세하면 항복강도가 높게 형성되기 때문에 오스테나이징(Austenizing) 온도를 가능한 낮게 설정하여 결정립 최대한 미세한 수준을 유지할 수 있게 하였다. In the case of similar hardness, since the yield strength is high when the crystal grains are fine, the Austenizing temperature can be set as low as possible and the crystal grains can be kept as fine as possible.
도 1는 비교강 1, 2와 발명강 1의 조미니 경도 곡선을 비교하여 나타내었다. 조미니 곡선에 나타내듯이 불가피한 불순물로 함유되어 있는 Ni와 B가 추가로 첨가되지 않은 비교강 1이(비교강 1의 Ni와 B는 불순물로 포함됨) 가장 낮은 경화능을 나타내었다. 하지만, B이 추가된 발명강 1과 Ni이 추가된 비교강 2는 유사한 경화능 수준을 나타내었다. FIG. 1 shows a comparison of the mini-hardness curves of the comparative steels 1 and 2 and the inventive steel 1. As shown in the Joe mini-curve, the comparative steel 1 (Ni and B of the comparative steel 1 were included as impurities), which was not added with Ni and B which were inevitable impurities, showed the lowest hardenability. However, the inventive steel 1 to which B was added and the comparative steel 2 to which Ni was added exhibited similar hardenability.
도 2는 소입(Quenching) 및 소려(Tempering) 시 연화되는 정도를 경도 시험결과로 나타내었다. 도 2는 발명강 1과 비교강 1 및 2의 230mn 환봉의 표면으로부터 1/4 지점에서의 소입후 경도(왼쪽)와 소려후 경도(오른쪽)를 표시한 것이다. 도 2를 보면, 발명강 1이 낮은 연화 저항성을 나타내는 것을 알 수 있다.FIG. 2 shows the degree of softening during quenching and tempering as a result of the hardness test. 2 shows hardness (left) after quenching at a quarter point from the surface of a 230 mn round bar of inventive steel 1 and comparative steels 1 and 2, and hardness (right) after sintering. 2, it can be seen that Inventive Steel 1 exhibits low softening resistance.
도 3a와 3b는 비교강과 발명강의 소입 소려(QT) 열처리 후 기계적 특성을 나타낸 것이다. 도 3a는 인장시험(인장강도(TS), 항복강도(YS))과 충격시험(-29℃에서 충격인성(IV)) 결과를 나타낸 것이고, 도 3b는 표면과 표면으로부터 1/4 지점의 경도를 나타낸 것이다. 도 3a 및 도 3b를 보면, 발명강은 우수한 경화능으로 인하여 경도 편차가 최소화되고 강도 특성도 비교강에 비하여 우수한 것으로 확인되었다.
Figures 3a and 3b show the mechanical properties of the comparative and invention steels after quenching (QT) heat treatment. Fig. 3A shows the result of tensile test (TS), yield strength (YS) and impact test (impact toughness (IV) at -29 DEG C), Fig. 3B shows the results of hardness . 3A and 3B, it was confirmed that the inventive steel was minimized in hardness deviation owing to its excellent hardenability and the strength characteristics were superior to the comparative steels.
실시예Example 2 2
소입 온도에 따른 강의 물성의 변화를 관찰하기 위하여 발명강 1에 대하여 소입 온도를 820℃, 850℃, 880℃로 변경하고, 이후 730℃에서 소려를 실시하였다. 이렇게 제조된 강의 항복강도와 -29℃ 충격인성을 측정하여 표 4에 나타내었다.In order to observe the change of the physical properties of steel according to the quenching temperature, the quenching temperature was changed to 820 ° C, 850 ° C and 880 ° C for Inventive Steel 1 and then sintered at 730 ° C. The yield strength of this steel and the impact toughness at -29 캜 were measured and are shown in Table 4.
(ksi)Yield strength
(ksi)
(J)-29 ℃ impact toughness
(J)
도 4a 내지 도 4c는 소입온도에 따른 QT 열처리 후 결정립을 나타낸 것이다. 도 4a는 소입온도가 820℃, 도 4b는 소입온도가 850℃, 도 4c는 소입온도가 880℃인 경우를 나타낸 것이다.4A to 4C show crystal grains after QT heat treatment according to the quenching temperature. 4A shows the case where the quenching temperature is 820 DEG C, the quenching temperature is 850 DEG C, and the quenching temperature is 880 DEG C in Fig. 4B.
도 4a를 보면, 소입온도가 820℃인 경우 오스테나이트 결정립도로 전체적으로 ASTM 기준 No.9이상 확보되었음을 나타내었다. 4A, when the quenching temperature is 820 DEG C, it is shown that the austenite grains have a total ASTM reference number of 9 or more.
또한 소입 온도를 810~850℃로 설정하고, 저강도급을 구현하기 위하여 고온 소려(Tempering)인 700~730℃에서 실시하여 인장강도 100ksi이상 항복강도 80~95ksi, 저온(-29℃)충격인성 47J이상의 강을 제조할 수 있다.In order to realize a low strength grade, the quenching temperature was set at 810 ~ 850 ℃ and the tensile strength of 100ksi or higher and the yield strength of 80 ~ 95ksi were obtained at low temperature (-29 ℃) impact toughness A steel of 47 J or more can be produced.
도 5a는 발명강 1, 도 5b는 Ni 및 B 첨가되지 않은 비교강 1의 QT 열처리 후 미세조직을 측정한 사진이다. 미세조직은 직경 220mm 환봉의 표면직하 55mm 지점에서 측정한 것이다. B이 첨가된 발명강 1에서 마르텐사이트 분율이 높을 것을 확인할 수 있다.
FIG. 5A is a photograph of a microstructure measured after QT heat treatment of Comparative Steel 1 in which Ni and B were not added, and FIG. The microstructure was measured at 55 mm directly below the surface of a 220 mm diameter round bar. It can be confirmed that the martensite fraction is high in Inventive Steel 1 to which B is added.
Claims (4)
인장강도 100 ksi 이상, 항복강도 80 ksi 이상, 저온(-29℃)에서 충격인성이 47J 이상이고, 표면에서 직경 1/4 지점까지의 경도가 207 내지 235 HB인, 오일 장비용 강.0.20 to 0.30 wt% of C, 0.95 to 1.20 wt% of Mn, 0.10 wt% or less of Ni (not including 0), 1.00 to 1.20 wt% of Cr, 0.15 to 0.25 wt% of Mo, , Al: 0.015 to 0.030 wt%, B: 0.0015 to 0.0030 wt%, and Ti: 0.015 to 0.040 wt%, the balance being Fe and unavoidable impurities,
A steel having a tensile strength of 100 ksi or more, a yield strength of 80 ksi or more, a shock toughness of 47 J or more at a low temperature (-29 ° C.), and a hardness of 207 to 235 HB from a surface to a 1/4 diameter point.
상기 재가열된 강재를 열간압연하여 환봉을 제조하는 단계; 및
상기 환봉을 연속로에서 820~850℃에서 소입(Quenching)하고 이어서, 700~730℃에서 소려(Temperimg)를 실시하는 단계를 포함하는 오일장비용 강의 제조방법.0.20 to 0.30 wt% of C, 0.95 to 1.20 wt% of Mn, 0.10 wt% or less of Ni (not including 0), 1.00 to 1.20 wt% of Cr, 0.15 to 0.25 wt% of Mo, Continuously casting a steel material containing Al in an amount of 0.015 to 0.030% by weight, B in an amount of 0.0015 to 0.0030% by weight and Ti in an amount of 0.015 to 0.040% by weight, the balance being Fe and unavoidable impurities, ;
Hot rolling the reheated steel to produce a round bar; And
Quenching the round bar in a continuous furnace at 820 to 850 ° C and then tempering at 700 to 730 ° C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020140167624A KR101554026B1 (en) | 2014-11-27 | 2014-11-27 | Steel for oil tools having high handenability and toughness and method for preparing thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020140167624A KR101554026B1 (en) | 2014-11-27 | 2014-11-27 | Steel for oil tools having high handenability and toughness and method for preparing thereof |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR101554026B1 true KR101554026B1 (en) | 2015-09-17 |
Family
ID=54248599
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020140167624A KR101554026B1 (en) | 2014-11-27 | 2014-11-27 | Steel for oil tools having high handenability and toughness and method for preparing thereof |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101554026B1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101602445B1 (en) * | 2015-12-11 | 2016-03-15 | 주식회사 세아베스틸 | Steel for Hydraulic Breaker Chisel With High Hardenability and Method for Manufacturing the Same |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3042574B2 (en) | 1992-09-28 | 2000-05-15 | 新日本製鐵株式会社 | Hot forged product having high fatigue strength and method of manufacturing the same |
| JP2011219854A (en) | 2010-03-26 | 2011-11-04 | Jfe Steel Corp | Case-hardening steel and method for manufacturing the same |
| KR101332933B1 (en) | 2009-01-16 | 2013-11-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Steel for surface hardening for machine structural use, and component for machine structural use |
-
2014
- 2014-11-27 KR KR1020140167624A patent/KR101554026B1/en active IP Right Grant
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3042574B2 (en) | 1992-09-28 | 2000-05-15 | 新日本製鐵株式会社 | Hot forged product having high fatigue strength and method of manufacturing the same |
| KR101332933B1 (en) | 2009-01-16 | 2013-11-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Steel for surface hardening for machine structural use, and component for machine structural use |
| JP2011219854A (en) | 2010-03-26 | 2011-11-04 | Jfe Steel Corp | Case-hardening steel and method for manufacturing the same |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101602445B1 (en) * | 2015-12-11 | 2016-03-15 | 주식회사 세아베스틸 | Steel for Hydraulic Breaker Chisel With High Hardenability and Method for Manufacturing the Same |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR102435470B1 (en) | hot working tool steel | |
| KR102263332B1 (en) | A high-hardness hot-rolled steel product, and a method of manufacturing the same | |
| KR102119959B1 (en) | Wear resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method of manufacturing the same | |
| KR102031446B1 (en) | Wear resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method of manufacturing the same | |
| KR101051241B1 (en) | Method for manufacturing plastic die steel with improved uniformity hardness distribution and mechanical strength | |
| KR20150061516A (en) | Mold Steel and Manufacturing Method Thereof | |
| US10227828B2 (en) | Ultra-high toughness and high strength drill pipe and manufacturing process thereof | |
| KR101674775B1 (en) | Hot rolled steel using for oil country and tubular goods and method for producing the same and steel pipe prepared by the same | |
| KR101654684B1 (en) | Mooring chain steels with high strength and high impact toughness at low temperature and method for manufacturing the same | |
| CN103643135A (en) | PC steel bar with tensile strength of 2000 Mpa and above, and heat treatment method | |
| JP5869739B1 (en) | Turbine rotor material for geothermal power generation and method for manufacturing the same | |
| RU2625861C1 (en) | Production of steel sheets of higher wear resistance | |
| KR101554026B1 (en) | Steel for oil tools having high handenability and toughness and method for preparing thereof | |
| KR101271968B1 (en) | Steel sheet for high temperature applications having excellent property after post weld heat treatment and method for manufacturing the same | |
| KR102031443B1 (en) | Wear resistant steel having excellent hardness and impact toughness and method of manufacturing the same | |
| KR101795882B1 (en) | Steel sheet for pipe having excellent strength and toughness, method for manufacturing the same, and method for manufacturing welded steel pipe using the same | |
| KR101353838B1 (en) | Wear resistant steel having excellent toughness and weldability | |
| KR101758512B1 (en) | Steel plate for pressure vessel having high strength and method for manufacturing the same | |
| KR20140122784A (en) | Steel wire having high corrosion resistance, spring for the same and method for manufacturing thereof | |
| JP2021522416A (en) | Steels with sulfide stress cracking resistance, tubular products formed from such steels, the manufacturing process of such tubular products, and their use. | |
| KR101602445B1 (en) | Steel for Hydraulic Breaker Chisel With High Hardenability and Method for Manufacturing the Same | |
| KR101902329B1 (en) | Low Cost Alloy Steel for Oil Tools With High Hardenability and Low Temperature Toughness And Method for Manufacturing The Same | |
| KR20160031644A (en) | Medium carbon steel wire rod and method for manufacturing the same | |
| KR101639897B1 (en) | Spring steel having excellent fatigue property and method for manufacturing the same | |
| KR20150101735A (en) | Steel sheet and method of manufacturing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| GRNT | Written decision to grant | ||
| FPAY | Annual fee payment |
Payment date: 20180912 Year of fee payment: 6 |