KR20080042495A - 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관 및 그제조방법 - Google Patents

내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

원유 또는 천연가스를 수송하는 파이프라인(pipeline)에 주로 사용되고, 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열연곡관과 그 제조방법이 제공된다.
이 열연곡관은 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.05%이하, Nb: 0.04~0.06%, V: 0.02~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0015~0.003%, 추가로 Cu: 0.15~0.25%, Ni: 0.15~0.25%, Cr: 0.1~0.5% 중 1종이상을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
Ceq값이 0.30~0.35(여기서, Ceq= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5)이고,
Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)[여기서, Mnmax:중심편석대의 최대 Mn함량, Mno:강재의 평균 Mn함량]가 1.05 이하이다.
본 발명에 따르면, 탄소당량과 Mn의 최대 중심편석 제어에 의해 우수한 내수소유기균열성을 갖는 고강도 열연곡관을 제공할 수 있다.
열연곡관, 탄소당량, Mn 최대 중심편석 지수, 내수소유기균열성, 고강도

Description

내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관 및 그 제조방법{High strength hot-rolled bending pipe having excellent hydrogen induced crack resistance and the method for manufacturing the same}
일본 공개특허공보 소62-10212호
일본 공개특허공보 평4-154913호
일본 공개특허공보 평8-092649호
일본 공개특허공보 제2002-129288호
본 발명은 원유 또는 천연가스를 수송하는 파이프라인(pipeline)에 주로 사용되는 열연곡관에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 탄소당량과 Mn의 최대 중심편석 제어에 의해 수소 유기 균열의 발생 기점 및 전파를 효과적으로 억제할 수 있는 고강도 열연곡관 및 그 제조방법에 관한 것이다.
원유 혹은 천연가스를 수송하는 파이프라인에 사용되는 강관은 라인파이프, 밴드관(bending pipe), 엘보관(Elbow pipe) 및 T관(T pipe) 등이 있다. 이러한 강 관들은 최근 H2S 가스 함유량이 높은 유전 혹은 가스전의 개발 증대에 따라 원유 혹은 가스 수송 안전성 관점에서 우수한 강도, 저온인성, 및 내부식성이 요구되고 있다.
특히, 종래의 밴드관은 라인파이프에 비해 강관의 기계적 성질이 밴드공정 중에서 열화되기 때문에 강관의 기계적 성질을 개선하는 방법들이 제안되었다. 예를 들면 일본 공개특허공보 소62-10212호 및 평4-154913호 등에서는 강관을 가열하고, 굴곡가공(bending) 및 냉각한 후, 특정범위에서 템퍼링(tempering)하는 방법을 제안하고 있다.
또한 일본 공개특허공보 평8-92649호에서는 기계적 성질 향상뿐만 아니라 H2S 환경에 대응한 내부식성 향상 방법을 제안하고 있으며, 상기 종래기술 방법과 같이 고온에서 굴곡가공을 한 후 템퍼링 처리하는 방법을 제시하였다.
그러나 상기 종래기술들은 템퍼링 처리가 필수적이기 때문에 생산성과 제조비용이 높은 문제점을 가지고 있다. 이러한 문제를 해결하기 위한 종래기술로는 일본 공개특허공보 제2002-129288호가 있으며, 상기 특허에서는 생산성 향상 및 제조비용 저감의 관점에서 템퍼링을 생략하여 제조된 저온인성이 우수한 고강도 열간곡관(hot bending)을 제안하고 있다.
일반적으로 열관곡관을 제조하는 경우, 고온에서 굴곡가공 후 냉각을 행하며, 이때 통상적으로 비교적 빠른 속도로 냉각하기 때문에 기계적 성질 및 내식성이 저하되며, 특히 빠른 냉각속도에서는 경도가 높은 미세조직 형성이 용이하여 기계적 성질이 저하된다.
이에, 상기 일본 공개특허공보 제2002-129288호에서는 경도가 높은 MA (Martensite-Austenite) 조직 등을 적절히 제어하여 우수한 저온인성을 가지는 열간곡관을 제안한 것이다. 그러나 H2S 환경에서 MA 조직 등의 경화상이 존재하여 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 원인이 되었다.
수소유기균열(HIC, hydrogen induced cracking)은 MnS와 같이 압연에 의하여 신장되는 개재물을 기점으로 발생하는 것으로, 강재와 H2S(황화수소) 분위기와의 부식반응에 의해 강재 표면에서 발생되는 수소가 원자상태로 강중에 침입, 확산하여 분자화됨에 따라 강의 개재물 속에 모인 수소 분자의 압력으로 인해 균열이 발생되는 것으로 알려져 있다. 이때 MA 조직 등은 수소유기균열 발생 기점 및 전파에 악영향을 끼치는 것이다.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 탄소당량과 Mn의 최대 중심편석 제어를 통하여 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열연곡관과 그 제 조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.05%이하, Nb: 0.04~0.06%, V: 0.02~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0015~0.003%, 추가로 Cu: 0.15~0.25%, Ni: 0.15~0.25%, Cr: 0.1~0.5% 중 1종이상을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
Ceq값이 0.30~0.35(여기서, Ceq= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5)이고,
Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)[여기서, Mnmax:중심편석대의 최대 Mn함량, Mno:강재의 평균 Mn함량]가 1.05 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.05%이하, Nb: 0.04~0.06%, V: 0.02~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0015~0.003%, 추가로 Cu: 0.15~0.25%, Ni: 0.15~0.25%, Cr: 0.1~0.5% 중 1종 이상을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
Ceq값이 0.30~0.35(여기서, Ceq= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5)이고,
Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)[여기서, Mnmax:중심편석대의 최대 Mn함량, Mno:강재의 평균 Mn함량]가 1.05 이하인 강 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간마무리압연한 다음, 450~600℃까지 냉각한 후 권취한 열연코일을 강관으로 성형한 후 950~1050℃ 온도로 유도가열한 다음 굴곡가공하고, 20~50℃/sec 속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명자는 원유 또는 천연가스를 수송하는 파이프라인에 사용되는 밴드관 의 밴드공정 중 굴곡가공 후 냉각과정에서 MA 등의 경화 조직이 형성되면서 수소 유기 균열의 발생 기점 및 전파에 악영향을 끼침에 따라 수소유기균열이 발생하는 문제점을 해결하기 위한 방안을 연구하던 중, 탄소당량을 제어하고 중심편석부의 최대 Mn 편석량을 제어함에 의해 MA 등의 경화 조직의 형성이 억제되어 수소유기균열의 발생 원인을 제거할 수 있다는 것을 확인하였다.
또한, 본 발명은 굴곡가공 과정에서 냉각 후 템퍼링 처리를 생략함으로써 생산성 측면에서도 유리한 이점을 갖는다. 먼저 본 발명의 강성분의 조성범위를 설명한다.
C: 0.02~0.05%가 바람직하다.
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분으로, 그 함량이 0.02% 미만인 경우 Nb, V 또는 Ti과 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적다. 반면, 0.05%를 초과하게 되면 내 HIC성을 저하시키는 중심편석이 증대되므로 상기 C의 함량은 0.02~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05~0.3%가 바람직하다.
상기 Si은 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 그 함량이 0.05% 미만인 경우 탈산 효과를 얻기 어렵고, 0.3%를 초과하게 되면 용접성 및 취성을 저하시킬 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.5~1.5%가 바람직하다.
상기 Mn은 강도 및 인성을 확보하기 위하여 필수적인 성분으로, 그 함량이 0.5% 미만인 경우 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 1.5%를 초과하게 되면 연주시 중심편석을 조장하여 충격인성 및 내 HIC성을 저하시킬 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.5~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.01% 이하가 바람직하다.
상기 P의 함량이 0.01%를 초과하여 첨가되면 연주시 Mn과 함께 중심편석을 조장하여 충격인성 및 유화물응력균열 저항성을 저하시킬 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.001% 이하가 바람직하다.
상기 S은 강중에서 Mn과 함께 MnS를 형성하여 취성을 크게 저하시키는 성분으로, 0.001%를 초과하는 경우 내 HIC성을 크게 저하시킬 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.001% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.05% 이하가 바람직하다.
상기 Al은 Si과 함께 탈산작용을 하는 성분으로, 0.05%를 초과하게 되면 알루미나 집합체를 증가시켜 내 HIC성을 저하시킬 가능성이 높아지므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.04~0.06% 및 V: 0.02~0.06%가 바람직하다.
상기 Nb 및 V는 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로, 본 발명의 탄소범위에서는 각각 0.06% 초과시 석출강화에 의한 강도증가가 크지 않으므로, 그 함량을 각각 0.06% 이하로 제한하며, 상기 Nb의 함량이 0.04% 미만 및 상기 V의 함량이 0.02% 미만인 경우 상기의 효과를 확보하기 어렵다. 따라서 상기 Nb의 함량은 0.04~0.06% 및 V의 함량은 0.02~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.02%가 바람직하다.
상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 확보하며 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만인 경우, 상기의 효과를 확보하기 어렵고, 0.02%를 초과하는 경우 상기 효과가 크지 않으므로, 그 함량을 0.005~0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0015~0.003%가 바람직하다.
상기 Ca는 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 수소유기균열발생 기점을 억제하는 역할을 하는 성분으로, 그 함량이 0.0015% 미만인 경우 상기 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 0.003%를 초과하는 경우 개재물 양이 오히려 증가하여 내 HIC성을 저하시키므로, 그 함량을 0.0015~0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명은 추가로 Cu: 0.15~0.25%, Ni: 0.15~0.25%, Cr: 0.1~0.5% 중 1종이상을 함유하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.15~0.25% 및 Ni: 0.15~0.25%가 바람직하다.
상기 Cu 및 Ni은 수소유기균열 저항성을 향상시키며, 강도를 증가시키는 원소이나 그 함량이 0.15% 미만인 경우 내수소유기균열성을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 0.25%를 초과하는 경우에는 상기 효과의 증가가 없으므로, 상기 Cu 및 Ni의 함량은 0.15~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~0.5%가 바람직하다.
상기 Cr은 강도증가 및 내식성 확보를 위해 첨가하며, Cr 첨가는 저온변태조직으로의 변태를 쉽게 유도하는 성분으로, 0.1% 미만인 경우, 상기 효과를 확보하기 어렵고, 0.5%를 초과하는 경우 국부부식 발생 위험이 증대되므로, 그 함량을 0.1~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
본 발명에서는 강도 및 내수소유기균열성을 확보하기 위한 측면에서 탄소당량 Ceq값을 제어하는데 특징이 있다.
Ceq값: 0.30~0.35가 바람직하다.
(여기서, Ceq= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5)
탄소당량은 강도 및 수소 유기 균열에 큰 영향을 미치며, 상기 탄소당량 값을 0.30~0.35로 제어함으로써 굴곡가공 후 냉각과정에서 MA 등의 경화상의 생성을 억제하여 본 발명에서 목표로 하는 고강도 및 우수한 내수소유기균열성을 가지는 곡관을 확보할 수 있다. 상기 Ceq값이 0.3 미만인 경우에는 강도 저하가 발생할 수 있으며, 0.35를 초과하는 경우에는 곡관 가공 시 MA와 같은 경한 조직 형성이 용이할 수 있으므로 상기 Ceq값은 0.3~0.35로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)에 대하여 설명한다.
중심편석 부위는 C, Mn, P, S 등의 용질 원소가 농후된 지역으로, 강재에서 C, Mn, P, S 등이 많은 지역은 마르텐사이트 등의 MA 조직이 형성되면서 경도가 크게 증가하는 영역으로 수소 유기 균열의 발생 기점 및 전파에 악영향을 끼친다.
중심편석은 열간 압연 전에 가열로에서 장시간 유지시키면 확산에 의해 어느 정도 저감이 될 수 있으나, 그 확산속도가 매우 늦기 때문에 실 공정에서는 적용이 불가능하다. 따라서, 연주 주편의 응고 과정에서 가능한 중심편석을 감소시키는 것이 바람직하다.
중심편석을 감소시키는 방법으로는 주편을 지지하는 가이드 롤(guide roll)의 배열을 정확하게 유지하여 응고 말기 주편의 부풀림 현상(bulging)을 최대한 억제하거나 응고수축에 의한 잔류 용강의 유동을 억제할 수 있도록 응고 말기 주편에 적절한 정도의 압하를 부가하는 방법 등이 사용될 수 있다.
그러나, 연속주조 응고의 특성상 중심편석의 완전 해소는 불가능하기 때문에 강재에서 어느 정도의 중심편석 정도가 균열의 전파를 야기하는 지를 정확히 파악하는 것이 중요하다.
이에 따라, 본 발명에서는 마르텐사이트 등의 경화상을 억제하여 내수소유기균열성을 향상시키기 위해 Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)를 1.05 이하로 제한하는데 특징이 있는 것이다. 여기서, Mnmax은 중심편석대의 최대 Mn함량이고, Mno은강재의 평균 Mn함량이다. 상기 Mn의 최대 중심편석 지수가 1.05를 초과하는 경우에는 굴곡가공 후 냉각과정에서 MA 또는 마르텐사이트와 같은 경한 조직이 쉽게 형성될 수 있으므로, 상기 Mn의 최대 중심편석 지수는 1.05 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 상기와 같이 조성되는 강을 갖는 열연곡관의 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.
먼저, 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 고용이 가능하며, 1250℃를 초과하면 강재의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하될 수 있으므로 상기 재가열 온도는 1150~1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 재가열 후, Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연을 행한다. 상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3 변태점 미만인 경우 페라이트상이 압연 중에 형성되어 가공경화되므로 굴곡가공을 위한 재가열시 결정립도의 성장을 조장하여 강도저하의 원 인이 될 수 있다. 따라서, 상기 마무리 열간압연은 Ar3 변태점 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연에 이어, 450~600℃까지 냉각한 후 그 온도에서 권취한다. 상기 권취온도가 450℃ 미만이면 강재의 강도가 높아 권취가 곤란하며, 600℃를 초과하는 경우에는 펄라이트상이 쉽게 형성되어, 내수소유기균열성을 저하시킬 수 있으므로, 상기 권취온도는 450~600℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 권취한 열연코일을 강관으로 성형한다. 본 발명에서 상기 열연코일은 통상적인 파이프 성형 방법을 적용하여 강관으로 성형할 수 있으며, 일례로 ERW(전기저항용접) 방법 등이 있다.
상기 강관을 950~1050℃ 온도로 유도가열한 다음 굴곡가공하고, 20~50℃/sec 속도로 냉각한다.
상기 강관을 굴곡가공하기 위하여 950~1050℃ 온도범위로 재가열한다. 950℃ 이상으로 가열하는 것은 오스테나이트 영역에서 합금원소의 용해를 용이하게 하기 위함이며, 950℃ 미만에서는 용해가 충분히 이루어지지 않아 강도향상이 곤란할 수 있다. 1050℃ 온도를 초과하여 가열하는 경우에는 오스테나이트 결정립도가 커져 강도가 하락하는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 유도가열 온도는 950~1050℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 유도가열한 강관을 통상적인 굴곡가공 방법을 적용하여 곡관으로 성형할 수 있으며, 굴곡가공 직후에 냉각을 개시한다. 굴곡가공 직후 냉각을 개시하는 것은 강도향상과 미세조직을 균질하게 하여 내수소유기균열성을 향상시키고자 하는 것이다. 상기 냉각속도가 20℃/sec 미만인 경우 최종 결정립도가 커져 본 발명에서 목표로 하는 강도향상이 어려울 수 있는 반면, 50℃/sec을 초과하는 경우에는 MA와 같은 경한 조직의 형성이 용이해질 수 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 20~50℃/sec으로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
[실시예]
하기 표 1과 같이 조성되는 발명강(1~5) 및 비교강(1~3)을 1150~1250℃ 범위에서 재가열한 후, 850℃ 이상에서 마무리 열간압연 및 냉각 개시하고, 500~600℃ 범위에서 권취하여 두께가 12.7mm인 열연강재를 제조한 후 ERW 강관을 제조하였다. 이후, 하기 표 2와 같은 방법으로 곡관을 제조하였다.
중심편석 부위 Mn 함량 측정방법에는 여러 가지 방법이 알려져 있지만, 본 실시예에서 Mn 함량은 EPMA(Electron Prove Macro analyzer) 장비를 이용하여 평가하였다. 분석을 위한 주편의 크기는 가능한 클수록 좋으나 측정 시간이 오래 소요 되므로 그 단면적을 100×100㎟ 범위 이내로 하였다. 상기와 같이 측정된 Mn 함량을 이용하여 본 발명에서 편석 평가의 주요 지표인 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)를 구하였다.
Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)는 중심편석대의 최대 Mn함량(Mnmax)은 전체 면적에서의 평균 Mn 함량(Mno)으로 나누어 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)로 정의되는 것이다.
또한, 상기와 같이 제조된 강재의 항복강도, 인장강도, -80℃ 온도에서의 충격에너지 및 내수소유기균열성을 조사하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.
상기 곡관의 내HIC성은 NACE TM0284에 따라서 1기압 H2S 가스로 포화된 5%NaCl + 0.5%CH3COOH 용액 중에서 행하여 균열정도를 관찰하였다.
구분 C Si Mn P S Al Nb V Ti Cu Ni Cr Ca Ceq Mnmax/Mno
발명강1 0.042 0.21 1.32 0.008 0.001 0.03 0.048 0.048 0.01 0.21 0.23 - 0.002 0.30 1.03
발명강2 0.038 0.25 1.35 0.0077 0.0008 0.03 0.055 0.041 0.012 0.18 0.22 - 0.002 0.30 1.02
발명강3 0.045 0.2 1.33 0.0075 0.0006 0.03 0.049 0.048 0.009 - - 0.15 0.002 0.31 1.04
발명강4 0.042 0.22 1.44 0.0061 0.0007 0.03 0.05 0.045 0.013 - 0.15 - 0.002 0.30 1.03
발명강5 0.032 0.25 1.32 0.008 0.001 0.03 0.052 0.051 0.014 0.15 0.17 0.3 0.002 0.34 1.04
비교강1 0.048 0.23 1.38 0.008 0.001 0.03 0.049 0.053 0.011 0.15 0.17 0.3 0.002 0.37 1.09
비교강2 0.038 0.29 1.55 0.0052 0.0006 0.03 0.05 0.051 0.011 - - 0.15 0.002 0.34 1.06
비교강3 0.052 0.18 1.48 0.008 0.001 0.03 0.052 0.048 0.015 0.15 0.17 0.3 0.002 0.39 1.03
구분 곡관제조조건 곡관기계적성질 곡관 HIC
가열온도 (℃) 굴곡후 냉각속도 (℃/sec) YS (MPa) TS (MPa) vE-80℃ (J) CLR (%)
발명재1 발명강1 950 32 544 608 453 0
발명재2 발명강2 985 28 525 598 485 0
발명재3 발명강3 1020 43 545 605 478 0
발명재4 발명강4 980 32 525 590 486 0
발명재5 발명강5 1000 30 547 605 435 0
비교재1 발명강1 990 12 456 495 356 0.8
비교재2 발명강2 1090 23 435 458 265 0
비교재3 비교강1 960 32 562 615 456 18
비교재4 비교강2 1020 26 565 665 423 5.5
비교재5 비교강3 980 39 595 667 415 18.5
CLR: Crack Length Ratio(균열 길이 비율)
상기 표 2에서 나타난 바와 같이, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강 (1~5)을 이용하여 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 발명재(1~5)의 경우, X70 강도 및 우수한 HIC 특성을 확보할 수 있었다.
그러나, 본 발명의 성분범위를 만족하는 발명강(1,2)를 이용하더라도 본 발명의 제조방법을 만족하지 않는 비교재(1,2)의 경우 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없거나, HIC 균열이 일부 관찰되었다.
또한, 본 발명의 성분범위를 만족하지 않는 비교강(1~3)을 이용하여 제조된 비교재(3~5)의 경우 내HIC 특성이 열위함을 확인할 수 있었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 탄소당량과 Mn의 최대 중심편석 제어에 의해 우수한 내수소유기균열성을 갖는 고강도 열연곡관을 제공할 수 있으며, 굴곡가공 과정에서 냉각 후 템퍼링 처리를 생략하는 제조방법을 제공함으로써 생산성 측면에서도 유리한 이점을 갖는다.

Claims (2)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.05%이하, Nb: 0.04~0.06%, V: 0.02~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0015~0.003%, 추가로 Cu: 0.15~0.25%, Ni: 0.15~0.25%, Cr: 0.1~0.5% 중 1종이상을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
    Ceq값이 0.30~0.35(여기서, Ceq= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5)이고,
    Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)[여기서, Mnmax:중심편석대의 최대 Mn함량, Mno:강재의 평균 Mn함량]가 1.05 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관.
  2. 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01% 이하, S: 0.001% 이하, Al: 0.05%이하, Nb: 0.04~0.06%, V: 0.02~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, Ca: 0.0015~0.003%, 추가로 Cu: 0.15~0.25%, Ni: 0.15~0.25%, Cr: 0.1~0.5% 중 1종이상을 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,
    Ceq값이 0.30~0.35(여기서, Ceq= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5)이고,
    Mn의 최대 중심편석 지수(Mnmax/Mno)[여기서, Mnmax:중심편석대의 최대 Mn함 량, Mno:강재의 평균 Mn함량]가 1.05 이하인 강 슬라브를 1150~1250℃에서 재가열하고, Ar3 변태점 이상에서 열간마무리압연한 다음, 450~600℃까지 냉각한 후 권취한 열연코일을 강관으로 성형한 후 950~1050℃ 온도로 유도가열한 다음 굴곡가공하고, 20~50℃/sec 속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 내수소유기균열성이 우수한 고강도 열간곡관의 제조방법.
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