KR101568520B1

KR101568520B1 - 내hic 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판, 이를 이용하여 제조된 강관 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR101568520B1
Application number: KR1020130163207A
Authority: KR
Inventors: 배진호
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-12-24
Filing date: 2013-12-24
Publication date: 2015-11-11
Also published as: KR20150074944A

Abstract

본 발명은 우수한 수소유기균열(HIC) 특성이 우수하고, 높은 강도와 인성을 확보할 수 있는 열연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

Description

내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판, 이를 이용하여 제조된 강관 및 이들의 제조방법{HIGH STRENGTH AND TOUGHNESS HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HIC RESISTANCE, STEEL PIPE PRODUCED BY THE SAME AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 유정관 등의 강관(파이프)에 사용되는 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내HIC(hydrogen induced crack) 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판과 이로부터 제조된 강관에 관한 것이다.

유정관 등으로 사용되는 강재는 고강도, 내외압 압괴강도, 인성, 내지연 파괴성 등이 요구된다. 한편, 최근 에너지 수요 증가에 따라, H₂S(황화수소) 가스 함유량이 높은 원유 혹은 천연가스가 개발됨에 따라 H₂S 가스에 의한 강재의 파손 저항성이 우수한 강재가 요구되고 있다. 또한 최근 에너지원으로써, 천연가스 요구가 증가되면서 고압의 천연가스 수송에 따라 라인파이프 강재에 높은 응력이 적용될 수 있으며, 이에 대해 내사워(sour) 특성이 우수한 강재가 요구되고 있다.

특히, H₂S를 포함하는 가스 또는 원유 수송용 강재에서는 H₂S에 의한 수소유기균열(HIC, Hydrogen induced crack)이 문제시되고 있는데, 강재와 H₂S 분위기화의 부식반응에 의해 강재 표면에 발생되는 수소가 원자상태로 강중에 침입, 확산하여 분자화됨에 따라 강의 개재물이나 경한 2차상에 모인 수소 분자의 압력으로 인해 균열이 발생하는 것으로 알려져 있다.

또한, 극한지에서 원유 등을 채굴하는 경우, 우수한 인성을 갖는 강관이 요구되고 있다. 그러나, 종래에는 열처리 후 강도를 확보하기 위하여 합금원소를 과다하게 첨가하고, 열처리 조건을 최적화하지 못하여, 요구되는 강도를 만족할 수 있지만 극한지에서 요구되는 고인성 및 내HIC 특성의 문제를 완전히 해결하지 못하고 있다.

본 발명의 일측면은 우수한 수소유기균열(HIC) 특성이 우수하고, 높은 강도와 인성을 확보할 수 있는 열연강판과 이를 이용하여 제조된 강관 및 이들을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.15~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.0~2.5%, P: 0.02%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.008%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.005~0.04%, B: 0.0001~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

상기 C 및 Mn은 {(C/12)+(Mn/55)}*100 ≤ 4.6 을 만족하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일태양은 상기 조성 및 관계식을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;

상기 강 슬라브를 재가열하는 단계;

재가열된 강 슬라브를 열간압연하고, Ar3 이상의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계; 및

열간압연 후 냉각하고, 480~680℃의 온도에서 권취하는 단계를 포함하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일태양은 상기 조성 및 관계식을 만족하고, 항복강도가 580MPa 이상인 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 강관을 제공한다.

상기 강 슬라브를 재가열하는 단계;

재가열된 강 슬라브를 열간압연하고, Ar3 이상의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계;

열간압연 후 냉각하고, 480~680℃의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하는 단계;

상기 열연강판을 조관하여 강관을 제조하는 단계;

상기 제조된 강관을 900~950℃에서 오스테나이징 처리하고, 650~700℃에서 2~3분간 템퍼링 열처리하는 단계를 포함하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 강관의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 항복강도가 580MPa 이상이고, 0℃에서 충격에너지 값이 170J 이상이며, 내수소유기균열 저항성이 우수한 강재를 제공함으로서, 부식환경 및 극한지에서 유용하게 사용될 수 있는 강관의 제조가 가능하다.

이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다. 먼저 본 발명의 조성에 대해 상세히 설명한다(이하, 중량%).

본 발명의 열연강판은 중량%로, C: 0.15~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.0~2.5%, P: 0.02%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.008%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.005~0.04%, B: 0.0001~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

탄소(C): 0.15~0.5%

상기 C는 강도, 인성 및 파이프라인 시공시의 원주 용접부 인성에 영향을 미치는 원소이다. 상기 C는 강재의 경화능을 증가시키는 원소로서 열간 마무리 압연 후 냉각시 페라이트 변태를 지연시켜 펄라이트 분율을 증가시킴으로써 항복강도뿐만 아니라 인장강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.15% 미만인 경우 펄라이트 형성이 부족하여 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며, 0.5%를 초과하는 경우 인성의 저하 및 전기저항 용접시 용접성의 저하를 초래하므로, 상기 C의 함량은 0.15~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.2~0.5%

Si은 페라이트 상중의 C 활동도를 증가시키고, 페라이트 안정화를 촉진하는 작용을 하며, 고용강화에 의한 강도확보에 기여한다. 또한, 상기 Si은 전기저항용접(ERW)시 Mn₂SiO₄ 등의 저융점 산화물을 형성시키고 용접시에 산화물이 쉽게 배출되도록 한다. 그 함량이 0.2% 미만인 경우에는 제강상의 비용 문제가 발생하는 반면, 0.5%를 초과하는 경우에는 Mn₂SiO₄ 이외에 고융점의 SiO₂ 산화물의 형성량이 많아지고, 전기저항용접시 용접부의 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.2~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~2.5%

Mn은 오스테나이트/페라이트 변태 개시 온도에 큰 영향을 주고 변태 개시 온도를 저하시키는 원소로서, 파이프 모재부 및 용접부의 인성에 영향을 미치며, 고용강화 원소로써 강도 증가에 기여한다. 그 함량이 1.0% 미만에서는 상기의 효과를 기대하기 어려운 반면 2.5%를 초과하는 경우에는 편석대가 발생할 가능성이 높다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 1.0~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.02% 이하

P은 고용강화 원소로서, 오스테나이트/페라이트 변태 개시 온도를 대폭적으로 상승시키는 작용을 하고, 조대한 페라이트 입자를 형성하는데 유용하게 작용한다. 그 함량이 0.02%를 초과하는 경우 상기의 효과를 확보하기 어려우므로, 상기 P의 함량은 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015% 이하이다.

황(S): 0.01% 이하

S는 조대한 개재물을 형성하기 쉬운 원소이고, 인성 저하나 크랙 진전을 조장하므로 가능한 한 낮게 제한하는 것이 바람직하므로, 상기 S의 함량은 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005% 이하이다.

칼슘(Ca): 0.001~0.006%

Ca상기 Ca는 유화물의 형태 제어를 위해 첨가한다. 그 함량이 0.006%를 초과하는 경우, 소강 중의 S량에 대하여 과다 첨가되어 CaO 클러스터(cluster)의 CaS가 발생하는 반면, 0.001% 미만인 경우에는 MnS가 발생하고, 인성의 저하를 초래할 수 있다. 또한, S량이 많다면 CaS 클러스터가 발생을 방지하기 위해 동시에 S량도 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 철중의 S량 및 O량에 따라 Ca량을 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Ca의 함량은 0.001~0.006%로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.01~0.06%

Al은 제강시의 탈산을 위해 첨가한다. 그 함량이 0.01% 미만인 경우 이러한 작용이 부족한 반면, 0.06%를 초과하는 경우 전기저항 용접시 용접부에 알루미나 또는 알루미나 산화물을 포함하는 복합 산화물의 형성이 조장되고 용접부 인성을 손상시킬 수 있다. 따라서 상기 Al의 함량은 0.01~0.06%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015~0.05%이다.

질소(N): 0.008% 이하

N는 고용 상태에서는 시효 열화를 일으키는 원인이므로, Ti, Al등의 질화물로서 고정된다. 그 함량이 0.008%를 초과하는 경우 Ti, Al등의 첨가량 증가가 불가피하므로, 상기 N의 함량은 0.008%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.005%이하이다.

니오븀(Nb): 0.01~0.03%

Nb는 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 확보할 수 있는 성분으로, 0.03% 초과시 석출강화에 의해 충격특성이 저하되게 되므로, 그 함량을 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하며, 0.01% 미만에서는 석출강화 효과를 얻을 수 없으므로, 그 함량은 0.01~0.03%로 하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.005~0.04%

Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써, 고강도 및 고인성을 얻을 수 있게 하며, TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 이러한 역할을 위해서는 0.005% 이상이 필요하나, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면, 슬라브 결함을 유발할 수 있다.

보론(B): 0.001~0.003%

B는 강의 경화능을 증가시켜 강재의 강도를 증가시키는데 유용하다. 이를 위해서는 0.001% 이상 포함되어야 하나, 그 함량이 0.003%를 초과하는 경우에는 경화능이 너무 증가하여 충격인성이 나빠지게 되므로, 상한은 0.003%로 하는 것이 바람직하다.

상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 기술사상을 벗어나지 않는 범위에서 다른 합금성분의 추가를 배재하지는 않는다.

본 발명에서 상기 C 및 Mn의 함량은 {(C/12)+(Mn/55)}*100 ≤ 4.6의 관계(관계식 1)를 만족하는 것이 바람직하다.

상기 관계식 1은 슬라브 내부에 편석을 억제하기 위한 것이다. C의 함량과 Mn의 함량 증가는 슬라브의 응고 온도를 낮추어 슬라브 중심의 편석을 조장하며, 델타 페라이트의 구간을 좁게하여 연주 중 슬라브의 균질화를 어렵게 한다. 또한, Mn은 슬라브 중심부에 편석되는 대표적인 원소로서 파이프의 연성을 해지는 제2상의 형성을 조장하며, C의 증가는 연주시 고상 및 액상의 공존 구간을 넓혀 편석을 심하시키게 된다. 따라서, 상기 관계식 1의 값이 4.6을 초과하게 되면, 강도는 증가하나, 상기의 이유로 슬라브의 비균질성이 증가하여 슬라브에 경한 제2상이 형성되게 된다. 따라서, 충격인성과 내HIC 특성을 확보하기 위해서는 관계식 1의 값이 4.6 이하인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 미세조직에 대해 상세히 설명한다. 본 발명 열연강판은 면적분율로, 페라이트 기지조직에 5~15%의 펄라이트를 제2상으로 포함한다. 본 발명에서는 강관의 강도를 확보하기 위해서는 5% 이상의 펄라이트를 포함하는 것이 발람직하나, 15%를 초과하는 경우에는 인성이 저하될 우려가 있다.

한편, 본 발명은 강 내에 비금속 개재물을 포함한다. Al₂O₃, AlMgO, AlCaO, CaS 등이 있다.

상기 비금속 개재물은 크기가 20㎛ 이상인 것이 관찰면적 100*50㎟당 60개 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서는 균열발생 주위의 조직과 경도에 따라서 균열발생 기점이 되는 비금속 개재물의 크기가 다르다는 점을 기반하여 비금속 개재물 분율을 적절히 제어한다. 관찰면적 100*50㎟당 20㎛ 이상의 비금속 개재물이 60개 이하를 가지도록 하여 내수소유기균열성을 개선할 수 있다. 상기 60개를 초과하는 경우에는 수소유기균열의 개시점 역할을 하게 되어 내수소유기균열성의 저하를 초래할 수 있다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명 열연강판의 제조방법은 상기 조성 및 관계식을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계; 및 상기 열간압연 후 냉각하고 권취하는 단계를 포함한다.

상기 강 슬라브는 정련 과정을 거친 용강을 주조하여 제조된다. 본 발명에 따른 비금속 개재물의 제어를 위해서는 2차 정련과정에서의 공정조건 제어를 통해 얻어질 수 있는데, 일예로, 2차 정련 공정은 전로(LF)에서 Ar 버블링을 하거나, VTD(Vacuum Tank Degasser) 또는 RH 등과 같은 탈가스 공정에서 Ar 버블링에 의해 개재물을 제어할 수 있다. 본 발명은 이러한 공정조건에 반드시 제한되는 것이 아니며, 어떠한 방법이어도 무방하다.

상기 재가열은 1150~1300℃인 것이 바람직하다. 본 발명에서 재가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 고용이 가능하며, 1300℃를 초과하여 가열하는 경우는 강재의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하되므로 1150~1300℃로 재가열 하는 것이 바람직하다.

상기 열간압연시 마무리 압연은 Ar3 이상의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 70% 이상의 압하량으로 행하는 것이 바람직하다. Ar3 이상에서 압연을 마무리 하는 것은 Ar3 미만 온도에서는 페라이트 변태를 개시하며 이때 압연이 되면 수소유기균열저항성이 매우 낮아지므로, Ar3 이상에서 압연을 마무리하는 것이 바람직하다. 한편, 미재결정온도 미만에서 압하량은 열연강재 미세조직의 결정입도 및 균일성에 매우 큰 영향을 끼치며 결정입도 및 균일성은 수소유기균열 저항성 및 저온인성에 영향이 크다. 따라서, 압하량이 70% 미만인 경우에는 결정입도의 균질성이 저하되어 저온인성이 저하되므로 70% 이상의 압하량을 압연하는 것이 바람직하다.

상기 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시해야 하며, 그 미만의 온도에서 개시되는 경우, 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시키는 원인이 된다. 따라서 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하며 냉각속도가 느린 경우 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 펄라이트 조직 형성이 용이하며, 빠른 경우는 베이나이트 형성이 용이하기 때문에 냉각속도는 10~30℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 권취는 450~680℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하며, 680℃ 초과의 온도에서 권취를 하는 경우는 변태가 불안정하여 펄라이트 조직 형성이 가능하며, 450℃ 미만에서는 강재의 강성이 커 권취가 매우 어렵다.

한편, 본 발명의 상기 열연강판을 이용하여, 조관된 파이프는 다음과 같은 특징을 갖는다. 조관 방법은 특별히 한정되지 않으나, 일예로는 전기저항용접을 이용하여 용접된 강관의 형태로 조관되는 것이 바람직하다.

상기 조관된 강관을 900~950℃에서 오스테나이징 한 후, 650~700℃에서 2~3분간 템퍼링 열처리를 행한다. 상기 오스테나이징 처리 및 템퍼링 열처리를 통해, 본 발명의 강관은 우수한 항복강도와 저온인성을 확보할 수 있으며, 내HIC 특성을 향상시킬 수 있다.

본 발명의 강관은 항복강도가 580MPa 이상, 0℃에서의 충격에너지가 170J 이상이며, NACE TM0284에 따라서 0.1기압 H₂S 가스로 포화된 pH5 인 용액 중에서 행하여지는 수소유기균열저항성 평가시험에서 HIC 크랙이 발생하지 않아, 우수한 내수소유기균열 저항성을 확보할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1과 같이 조성(중량%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물임)되는 강을 1200℃ 범위에서 2.5시간 동안 재가열한 후, 900℃ 이상에서 마무리 열간압연 및 냉각개시하고, 600℃ 범위에서 권취하여 강재를 제조하였다.

이 강재를 이용하여 전기저항법을 이용하여 7인치로 강관을 조관하고, 고주파 열처리 실험 장비를 이용하여 하기 표 2의 방법으로 열처리를 실시하였다. 이후, 상기 강관의 항복강도, 내수소유기균열성, 충격인성 및 개재물을 관찰하여 그 결과를 표 2에 나타내었다.

상기 강관의 수소유기균열저항성은 NACE TM0284에 따라서 0.1기압 H₂S 가스로 포화된 pH 5 용액 중에서 행하였고, 초음파 탐상법에 의해 균열 발생여부를 관찰하였다. 강관에 존재하는 개재물의 분포와 크기는 발광분광분석기 (Optical Emission Spectroscopy)를 이용하여 측정하였다. 발광분석기는 금속시편의 표면에 50㎛ 정도의 영역을 급속 가열하여 플라즈마를 생성하여 방출되는 원소의 특성 스펙트럼을 분석하여 비금속 개재물을 분석하게 된다. 통계적으로 의미있는 값을 얻기 위하여 동일한 시편에 대하여 여러 부분을 연속적으로 분석하여 개재물 분포를 측정하였다.

구분	C	Mn	Si	P	S	Ti	Nb	N	Ca	B	Al	식 1
발명강 1	0.25	1.38	0.2	0.013	0.001	0.024	0.01	0.004	0.0011	0.0018	0.031	4.59
발명강 2	0.24	1.25	0.23	0.0009	0.0012	0.021	0.015	0.0034	0.0029	0.0012	0.028	4.27
비교강 1	0.26	1.36	0.17	0.0122	0.0013	0.002	-	0.0029	0.0022	-	0.032	4.64
비교강 2	0.28	1.47	0.25	0.0138	0.0016	0.002	-	0.0036	0.0014	0.0016	0.031	5.01

식 1은 관계식 1을 의미하며, 이는 {(C/12)+(Mn/55)}*100 임.

구분	강종	오스테나이징 온도(℃)	템퍼링 온도(℃)	템퍼링 시간(분)	항복강도(MPa)	HIC 크랙	0℃ 충격에너지(J)	20㎛이상 개재물 수
발명예 1	발명강 1	900	700	3	608	미발생	180	57
발명예 2	발명강 2	950	650	3	601	미발생	201	48
발명예 3	발명강 2	900	700	2	613	미발생	194	48
비교예 1	비교강 1	880	705	1	634	미발생	54	72
비교예 2	비교강 2	840	680	1	780	발생	32	86

상기 개재물 수는 관찰면적 100*50㎟당 개수이다.

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분 범위를 만족하는 발명강 A와 B를 이용하여 본 발명의 제조 방법에 따라 제조된 발명재 1, 2 및 3의 경우 항복강도가 580MPa 이상이고, 0℃에서의 충격에너지 값이 170J 이상이며, HIC크랙이 발생하지 않았다.

이에 비해 본 발명의 조성 및 공정을 만족하지 못하는 비교예 1 및 2는 내HIC 특성이 열위하거나, 저온인성이 열위한 것을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.15~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.0~2.5%, P: 0.02%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.008%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.005~0.04%, B: 0.0001~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 C 및 Mn은 {(C/12)+(Mn/55)}*100 ≤ 4.6 을 만족하고,
내부에 개재물을 포함하고, 상기 개재물은 크기(원상당 직경)가 20㎛ 이상인 것이 관찰면적 100*50㎟당 60개 이하인 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판.
삭제
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 기지조직에 면적분율로 5~15%의 펄라이트를 포함하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판.
중량%로, C: 0.15~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.0~2.5%, P: 0.02%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.008%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.005~0.04%, B: 0.0001~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Mn은 {(C/12)+(Mn/55)}*100 ≤ 4.6 을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 재가열하는 단계;
재가열된 강 슬라브를 열간압연하고, Ar3 이상의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계; 및
열간압연 후 냉각하고, 480~680℃의 온도에서 권취하는 단계
를 포함하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 재가열은 1150~1300℃의 온도범위로 행하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 열간압연의 압하율은 70% 이상인 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 냉각시 냉각속도는 10~30℃/s인 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 열연강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.15~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.0~2.5%, P: 0.02%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.008%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.005~0.04%, B: 0.0001~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 C 및 Mn은 {(C/12)+(Mn/55)}*100 ≤ 4.6 을 만족하며,
항복강도가 580MPa 이상인 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 강관.
청구항 8에 있어서,
상기 강관은 0℃에서의 충격에너지가 170J 이상인 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 강관.
중량%로, C: 0.15~0.5%, Si: 0.2~0.5%, Mn: 1.0~2.5%, P: 0.02%이하(0은 제외), S: 0.01%이하(0은 제외), Ca: 0.001~0.006%, Al: 0.01~0.06%, N: 0.008%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.005~0.04%, B: 0.0001~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C 및 Mn은 {(C/12)+(Mn/55)}*100 ≤ 4.6 을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 재가열하는 단계;
재가열된 강 슬라브를 열간압연하고, Ar3 이상의 마무리 압연온도에서 열간압연하는 단계;
열간압연 후 냉각하고, 480~680℃의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 조관하여 강관을 제조하는 단계;
상기 제조된 강관을 900~950℃에서 오스테나이징 처리하고, 650~700℃에서 2~3분간 템퍼링 열처리하는 단계
를 포함하는 내HIC 특성이 우수한 고강도 고인성 강관의 제조방법.