KR20130002175A - Steel and method of manufacturing the steel and manufacturing method of steel pipe using the steel - Google Patents
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Abstract
Description
본 발명은 강재 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 샌드 오일 등 열악한 환경에 있는 원유자원 수송 및 저장에 이용되는 수소유기균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그 제조 방법과, 이를 이용한 강관 제조 방법에 관한 것이다.
The present invention relates to a steel manufacturing technology, and more particularly, to a steel material and a method for manufacturing the same, and a method for manufacturing a steel pipe using the same, which are excellent in resistance to hydrogen organic cracks used for transportation and storage of crude oil resources in harsh environments such as sand oil. It is about.
세계 원유자원의 고갈로 인해 샌드 오일(sand oil) 등 열악한 환경에 있는 원유자원을 생산하는 것에 대한 필요성이 높아지고 있다.Due to the depletion of world crude oil resources, there is a growing need to produce crude oil resources in harsh environments such as sand oil.
그러나, 열악한 환경에 있는 원유에 포함된 H2S는 원유를 수송하기 위한 강관에 수소유기균열(HIC)을 일으켜 강관을 파단시키는 치명적인 성분이다.
However, H 2 S contained in crude oil in a harsh environment is a fatal component that breaks the steel pipe by causing hydrogen organic crack (HIC) in the steel pipe for transporting crude oil.
본 발명의 목적은 합금성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여, 수소유기균열에 대한 저항성이 우수한 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a method for producing a steel material having excellent resistance to hydrogen organic cracking, by controlling the alloy components and the control of the process conditions.
또한, 본 발명의 다른 목적은 상기의 방법으로 제조되는 강재를 노멀라이징 및 용접후 열처리를 실시하는 것을 통하여, 수소유기균열에 대한 저항성이 우수한 강관을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.In addition, another object of the present invention is to provide a method for producing a steel pipe having excellent resistance to hydrogen organic cracking through the heat treatment after normalizing and welding the steel produced by the above method.
또한, 본 발명의 또 다른 목적은 상기 방법으로 제조되는 유기유기균열에 대한 저항성이 우수한 강재를 제공하는 것이다.
In addition, another object of the present invention is to provide a steel having excellent resistance to organic organic cracks produced by the above method.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 탄소(C) : 0.12 ~ 0.16 중량%, 실리콘(Si) : 0.30 ~ 0.40 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.005 ~ 0.015 중량%, 황(S) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.010 ~ 0.050 중량%, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.020 중량%, 니켈(Ni) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 크롬(Cr) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 SRT : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간 압연하는 단계; 및 상기 열간 압연된 강재를 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
Steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention for achieving the above object is carbon (C): 0.12 ~ 0.16% by weight, silicon (Si): 0.30 ~ 0.40% by weight, manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30% by weight, Phosphorus (P): 0.005 to 0.015 wt%, Sulfur (S): 0.0005 to 0.0040 wt%, Soluble aluminum (S_Al): 0.010 to 0.050 wt%, Copper (Cu): 0.10 to 0.20 wt%, Niobium (Nb): 0.010 to 0.020% by weight, nickel (Ni): 0.15 to 0.25% by weight, chromium (Cr): 0.15 to 0.25% by weight, titanium (Ti): 0.010% or less by weight and steel consisting of remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities Reheating the slab to SRT: 1150-1250 ° C .; Hot rolling the reheated steel slab; And cooling the hot rolled steel.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강관 제조 방법은 탄소(C) : 0.12 ~ 0.16 중량%, 실리콘(Si) : 0.30 ~ 0.40 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.005 ~ 0.015 중량%, 황(S) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.010 ~ 0.050 중량%, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.020 중량%, 니켈(Ni) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 크롬(Cr) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 SRT : 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간 압연하는 단계; 상기 열간 압연된 강재를 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 노멀라이징(normalizing)하는 단계; 상기 노멀라이징된 강재를 용접하여 강관을 형성하는 단계; 및 상기 용접된 강관을 570 ~ 670℃로 용접후 열처리(post-weld heat treatment : PWHT)하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
Steel pipe manufacturing method according to an embodiment of the present invention for achieving the above object is carbon (C): 0.12 ~ 0.16% by weight, silicon (Si): 0.30 ~ 0.40% by weight, manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30% by weight, Phosphorus (P): 0.005 to 0.015 wt%, Sulfur (S): 0.0005 to 0.0040 wt%, Soluble aluminum (S_Al): 0.010 to 0.050 wt%, Copper (Cu): 0.10 to 0.20 wt%, Niobium (Nb): 0.010 to 0.020% by weight, nickel (Ni): 0.15 to 0.25% by weight, chromium (Cr): 0.15 to 0.25% by weight, titanium (Ti): 0.010% or less by weight and steel consisting of remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities Reheating the slab to SRT: 1150-1250 ° C .; Hot rolling the reheated steel slab; Cooling the hot rolled steel; Normalizing the cooled steel material; Welding the normalized steel to form a steel pipe; And post-weld heat treatment (PWHT) of the welded steel pipe at 570 to 670 ° C.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 탄소(C) : 0.12 ~ 0.16 중량%, 실리콘(Si) : 0.30 ~ 0.40 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.005 ~ 0.015 중량%, 황(S) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.010 ~ 0.050 중량%, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.020 중량%, 니켈(Ni) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 크롬(Cr) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
Steel according to an embodiment of the present invention for achieving the above object is carbon (C): 0.12 ~ 0.16% by weight, silicon (Si): 0.30 ~ 0.40% by weight, manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30% by weight, phosphorus ( P): 0.005 ~ 0.015 wt%, Sulfur (S): 0.0005 ~ 0.0040 wt%, Soluble aluminum (S_Al): 0.010 ~ 0.050 wt%, Copper (Cu): 0.10 ~ 0.20 wt%, Niobium (Nb): 0.010 ~ 0.020% by weight, nickel (Ni): 0.15 to 0.25% by weight, chromium (Cr): 0.15 to 0.25% by weight, titanium (Ti): 0.010% by weight or less, and the remaining iron (Fe) and other inevitable impurities do.
본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인(P), 황(S), 니오븀(Nb), 칼슘(Ca), 수소(H) 및 질소(N)의 함량을 엄격히 제한하고, 노멀라이징 및 용접후 열처리 과정을 제어함으로써, 강재 중심부에 생성되는 MnS, Nb계 개재물의 편석을 최대한 억제하여 수소유기균열에 대한 저항성을 향상시킬 수 있다.The steel produced by the method according to the invention strictly limits the content of phosphorus (P), sulfur (S), niobium (Nb), calcium (Ca), hydrogen (H) and nitrogen (N), and after normalizing and welding By controlling the heat treatment process, segregation of MnS and Nb-based inclusions generated in the center of steel can be suppressed to the maximum, thereby improving resistance to hydrogen organic cracks.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 샌드 오일 등 열악한 환경에 있는 원유자원 수송 및 저장을 위해 사용되는 API 유정용 강관이나, 정유 플랜트용 압력용기 등에 활용할 경우, 수소유기균열에 의한 불량률을 크게 감소시킬 수 있다.
Therefore, the steel produced by the method according to the present invention, when used in the API oil pipes used for transportation and storage of crude oil resources in harsh environments such as sand oil, pressure vessels for oil refineries, etc., greatly reduces the failure rate due to hydrogen organic cracks Can be reduced.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.
도 2 내지 도 4는 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편의 미세조직을 나타낸 사진이다.
1 is a flow chart showing a steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention.
2 to 4 is a photograph showing the microstructure of the specimen prepared according to Comparative Examples 1 to 3.
본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.Features of the present invention and methods for achieving the same will become apparent with reference to the accompanying drawings and the embodiments described below. However, the present invention is not limited to the embodiments disclosed below, and may be implemented in various different forms. This embodiment is intended to complete the disclosure of the present invention, it is provided to fully inform the scope of the invention to those skilled in the art. The invention is only defined by the description of the claims.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강재 및 그 제조 방법과, 이를 이용한 강관 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, with reference to the accompanying drawings will be described in detail with respect to the steel according to a preferred embodiment of the present invention and a method for manufacturing the same, and a method for manufacturing a steel pipe using the same.
강재Steel
본 발명에 따른 강재는 탄소(C) : 0.12 ~ 0.16 중량%, 실리콘(Si) : 0.30 ~ 0.40 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.005 ~ 0.015 중량%, 황(S) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.010 ~ 0.050 중량%, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.020 중량%, 니켈(Ni) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 크롬(Cr) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.Steel according to the present invention is carbon (C): 0.12 ~ 0.16% by weight, silicon (Si): 0.30 ~ 0.40% by weight, manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30% by weight, phosphorus (P): 0.005 ~ 0.015% by weight, Sulfur (S): 0.0005 to 0.0040 wt%, Soluble aluminum (S_Al): 0.010 to 0.050 wt%, Copper (Cu): 0.10 to 0.20 wt%, Niobium (Nb): 0.010 to 0.020 wt%, Nickel (Ni): 0.15 to 0.25% by weight, chromium (Cr): 0.15 to 0.25% by weight, titanium (Ti): 0.010% by weight or less and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.
또한, 상기 강재에는 질소(N) : 70ppm 이하 및 수소(H) : 3ppm 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.In addition, the steel material may further include one or more of nitrogen (N): 70 ppm or less and hydrogen (H): 3 ppm or less.
이때, 상기 강재는 상기 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비([Ca]/[S], 여기서 [ ]는 각 성분의 중량%)가 1 ~ 4를 만족하는 범위에서, 칼슘(Ca) : 0.0005 ~ 0.0160 중량%가 더 포함되어 있을 수 있다.
In this case, the steel material is calcium (Ca) in a range where the weight ratio of calcium (Ca) to sulfur (S) ([Ca] / [S], where [] is a weight% of each component) satisfies 1 to 4. ): 0.0005 ~ 0.0160% by weight may be included more.
이하, 본 발명에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
Hereinafter, the role and content of each component included in the steel according to the present invention will be described.
탄소(C)Carbon (C)
탄소(C)는 강도 확보에 기여하는 원소이다.Carbon (C) is an element contributing to securing strength.
상기 탄소는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.12 ~ 0.16 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 탄소의 함량이 0.12 중량% 미만일 경우에는 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 탄소의 함량이 0.16 중량%를 초과할 경우에는 열영향부에 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite constituent, MA)가 생성되어, 열영향부 인성 및 슬라브 표면 품질을 저하시키는 문제점이 있다.
The carbon is preferably added in 0.12 ~ 0.16% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of carbon is less than 0.12% by weight, the effect of improving strength is insufficient. On the contrary, when the content of carbon exceeds 0.16% by weight, island-like martensite (MA) is formed in the heat affected zone, thereby degrading heat affected zone toughness and slab surface quality.
실리콘(Si)Silicon (Si)
실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.Silicon (Si) acts as a deoxidizer in the steel and contributes to securing strength.
상기 실리콘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.30 ~ 0.40 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 실리콘의 함량이 0.30 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 함량이 0.40 중량%를 초과할 경우에는 강재의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.
The silicon is preferably added in 0.30 ~ 0.40% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of silicon is less than 0.30% by weight, the addition effect is insufficient. On the contrary, when the content of silicon exceeds 0.40% by weight, the toughness and weldability of the steel are deteriorated.
망간(Mn)Manganese (Mn)
망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. Manganese (Mn) is an element useful for improving strength without deteriorating toughness.
상기 망간은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.10 ~ 1.30 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 망간의 함량이 1.10 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 함량이 1.30 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.
The manganese is preferably added in 1.10 ~ 1.30% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of manganese is less than 1.10% by weight, the effect of addition thereof is insufficient. On the contrary, when the content of manganese exceeds 1.30% by weight, there is a problem of increasing Temper Embrittlement susceptibility.
인(P)Phosphorus (P)
인(P)은 강도 향상에 기여하는 원소이다.Phosphorus (P) is an element contributing to strength improvement.
상기 인은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.015 중량%로 함유되도록 제어하는 것이 바람직하다. 만일, 인의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 인 첨가에 따른 강도 향상 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 인의 함량이 0.015 중량%를 초과할 경우에는 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 용접성을 악화시킬 수 있다.
The phosphorus is preferably controlled to be contained in 0.005 ~ 0.015% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the phosphorus content is less than 0.005% by weight, the added amount is insignificant, and thus the strength improvement effect due to phosphorus addition cannot be properly exhibited. On the contrary, when the content of phosphorus exceeds 0.015% by weight, not only the central segregation but also fine segregation may be formed, which may adversely affect the material and may also deteriorate weldability.
황(S)Sulfur (S)
황(S)은 가공성 향상에 일부 기여하는 원소이다.Sulfur (S) is an element which contributes in part to the improvement of workability.
상기 황은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0040 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 황의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우에는 황에 의한 가공성 향상이 어렵고, 아울러 황의 함량을 극소로 제어해야 하므로, 강 제조 비용이 상승하는 문제가 있다. 반대로, 황의 함량이 0.0040 중량%를 초과하는 경우에는 용접성을 크게 저해하는 문제가 있다.
The sulfur is preferably added in 0.0005 to 0.0040% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of sulfur is less than 0.0005% by weight, it is difficult to improve the workability due to sulfur and at the same time control the content of sulfur to a minimum, thereby increasing the steel manufacturing cost. On the contrary, when the content of sulfur exceeds 0.0040% by weight, there is a problem that greatly inhibits weldability.
가용성 알루미늄(S_Al)Soluble Aluminum (S_Al)
가용성 알루미늄(S_Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다. Soluble aluminum (S_Al) acts as a deoxidizer to remove oxygen in the steel.
상기 가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.010 ~ 0.050 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 가용성 알루미늄의 함량이 0.010 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과가 불충분하다. 반대로, 가용성 알루미늄의 함량이 0.050 중량%를 초과할 경우에는 Al2O3를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.
The soluble aluminum (S_Al) is preferably added at 0.010 to 0.050% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of soluble aluminum is less than 0.010% by weight, the above deoxidation effect is insufficient. On the contrary, when the content of soluble aluminum exceeds 0.050% by weight, there is a problem in that Al 2 O 3 is formed to lower the low temperature impact toughness.
구리(Cu)Copper (Cu)
구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.Copper (Cu) plays a role in enhancing strength by contributing to solid solution strengthening.
상기 구리는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.10 ~ 0.20 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 구리의 함량이 0.10 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 구리의 함량이 0.20 중량%를 초과하는 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.
The copper is preferably added at 0.10 to 0.20% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the copper content is less than 0.10% by weight, the effect of addition is insignificant. On the contrary, when the content of copper exceeds 0.20% by weight, there is a problem of lowering the hot workability of the steel and increasing the susceptibility to stress relief cracking after welding.
니오븀(Nb)Niobium (Nb)
니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강판의 강도와 저온인성을 향상시킨다.Niobium (Nb) combines with carbon (C) and nitrogen (N) at high temperatures to form carbides or nitrides. Niobium-based carbides or nitrides suppress grain growth during rolling to refine grains, thereby improving strength and low temperature toughness of the steel sheet.
상기 니오븀은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.010 ~ 0.020 중량%로 첨가하는 것이 바람직하다. 만일, 니오븀(Nb)의 함량이 0.010 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀의 함량이 0.020 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 강판의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀의 함량이 0.020 중량%를 초과하는 경우, 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.
The niobium is preferably added in an amount of 0.010 to 0.020% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of niobium (Nb) is added below 0.010% by weight, the niobium addition effect may not be properly exhibited. In contrast, when the niobium content is added in excess of 0.020% by weight, the weldability of the steel sheet is reduced. In addition, when the content of niobium is more than 0.020% by weight, the strength and low temperature toughness according to the increase in niobium content are no longer improved, there is a risk of lowering the impact toughness because it remains in a solid solution in the ferrite.
니켈(Ni)Nickel (Ni)
니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다. Nickel (Ni) is effective for improving toughness while improving hardenability.
상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.25 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 니켈의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 니켈의 함량이 0.25 중량%를 초과하는 경우에는 강재의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈의 첨가는 강재의 제조 비용을 크게 상승시킨다.
The nickel (Ni) is preferably added at 0.15 to 0.25% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the nickel content is less than 0.15% by weight, the effect of addition is insignificant. On the contrary, when the content of nickel exceeds 0.25% by weight, the cold workability of the steel is lowered. The addition of excessive nickel also greatly increases the manufacturing cost of steel.
크롬(Cr)Chrome (Cr)
크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 또한 크롬은 δ페라이트영역을 확대하고, 아포정(hypo-peritectic)역을 고탄소 측으로 이행시켜 슬라브 표면품질을 개선하는 역할을 한다. Chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element that contributes to strength improvement. In addition, chromium also improves the surface quality of the slab by expanding the δ ferrite region and shifting the hypo-peritectic region to the high carbon side.
상기 크롬은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.25 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 크롬의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 크롬의 함량이 0.25 중량%를 초과하는 경우에는 용접 열영향부(HAZ) 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.
The chromium is preferably added in 0.15 to 0.25% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the content of chromium is less than 0.15% by weight, the effect of addition is insignificant. On the contrary, when the content of chromium exceeds 0.25% by weight, there is a problem in that the weld heat affected zone (HAZ) toughness deteriorates.
티타늄(Ti)Titanium (Ti)
본 발명에서 티타늄(Ti)은 슬라브 재가열시 TiN을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하여, 강판의 조직을 미세화하는 역할을 한다.In the present invention, titanium (Ti) forms a TiN upon slab reheating, thereby inhibiting austenite grain growth, thereby miniaturizing the structure of the steel sheet.
다만, 본 발명에서 티타늄의 함량이 강판 전체 중량의 0.010 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 TiN 석출물이 조대해져 결정립 성장을 억제하는 효과가 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 티타늄의 함량을 강재 전체 중량의 0.010 중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
However, when the content of titanium is added in excess of 0.010% by weight of the total weight of the steel sheet in the present invention, there is a problem in that the TiN precipitate is coarse to reduce the effect of inhibiting grain growth. Therefore, in the present invention, it is preferable to add the content of titanium to 0.010% by weight or less of the total weight of the steel.
질소(N)Nitrogen (N)
본 발명에서 질소(N)는 AlN, TiN 등을 형성하여 결정립을 미세화하는 역할을 한다.Nitrogen (N) in the present invention forms AlN, TiN and the like to play a role to refine the grain.
다만, 질소(N)의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 70ppm을 초과할 경우에는 강 내부에 개재물을 발생시켜 강재 내부 품질을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소의 함량을 강재 전체 중량의 70ppm 이하로 제한하였다.
However, when the content of nitrogen (N) exceeds 70ppm of the total weight of the steel according to the present invention there is a problem to generate the inclusions in the steel to lower the internal quality of the steel. Therefore, in the present invention, the content of nitrogen was limited to 70 ppm or less of the total weight of the steel.
수소(H)Hydrogen (H)
수소(H)는 불가피한 불순물로써, 슬라브 재가열전에 실시되는 진공탈가스 처리를 통하여 그 첨가량을 극소량 제한하는 것이 바람직하다. 이때, 수소의 함량이 3ppm을 초과하여 다량 함유될 경우에는 황과의 반응으로 H2S를 다량 생성하여 수소유기균열(hydrogen induced crack : HIC)을 일으켜 강재를 파단시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 수소의 함량을 강재 전체 중량의 3ppm 이하로 제한하였다.
Hydrogen (H) is an unavoidable impurity, and it is preferable that the amount of hydrogen (H) be limited in a very small amount through the vacuum degassing treatment performed before the slab reheating. At this time, when the amount of hydrogen exceeds 3ppm is contained in a large amount of H 2 S by the reaction with sulfur to generate a hydrogen organic crack (hydrogen induced crack: HIC) has a problem of breaking the steel. Therefore, in the present invention, the hydrogen content is limited to 3 ppm or less of the total weight of the steel.
칼슘(Ca)Calcium (Ca)
칼슘(Ca)은 CaS를 형성시켜 강중의 황의 함량을 낮추고, 아울러 MnS 편석을 감소시켜 강의 청정도 및 황의 입계편석을 감소시켜 재가열 균열에 대한 저항성을 증가시키는 역할을 한다.Calcium (Ca) forms CaS to lower the sulfur content in the steel, and also reduces MnS segregation, thereby reducing steel cleanliness and grain boundary segregation of sulfur, thereby increasing resistance to reheat cracking.
상기 칼슘은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0005 ~ 0.0160 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 칼슘의 함량이 0.0005 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 미미하다. 반대로, 칼슘의 함량이 0.0160 중량%를 초과할 경우에는 CaO와 같은 개재물을 형성시키는 문제점이 있다.The calcium is preferably added in 0.0005 to 0.0160% by weight of the total weight of the steel according to the present invention. If the calcium content is less than 0.0005% by weight, the addition effect is insignificant. On the contrary, when the content of calcium exceeds 0.0160% by weight, there is a problem of forming inclusions such as CaO.
이때, 상기 칼슘(Ca)은, 상기의 함량 범위와 더불어, 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비([Ca]/[S], 여기서 [ ]는 각 성분의 중량%)가 1 ~ 4를 만족하는 범위로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비가 1 미만일 경우, CaS 형성이 불충분하다. 반대로, 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비가 4를 초과하는 경우, 황을 극저 함량으로 제어하거나 또는 칼슘이 과다하게 포함되는 문제점이 있다.
At this time, the calcium (Ca), in addition to the above content range, the weight ratio of calcium (Ca) to sulfur (S) ([Ca] / [S], where [] is the weight% of each component) is 1 ~ It is preferable to add in the range which satisfy | fills 4. If the weight ratio of calcium (Ca) to sulfur (S) is less than 1, CaS formation is insufficient. On the contrary, when the weight ratio of calcium (Ca) to sulfur (S) exceeds 4, there is a problem of controlling sulfur to an extremely low content or excessively containing calcium.
강재 제조 방법Steel manufacturing method
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 순서도이다.1 is a flow chart showing a steel manufacturing method according to an embodiment of the present invention.
도 1을 참조하면, 도시된 강재 제조 방법은 재가열 단계(S110), 열간 압연 단계(S120) 및 냉각 단계(S130)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니며, 필요에 따라 생략될 수도 있다.
Referring to FIG. 1, the illustrated steel manufacturing method includes a reheating step S110, a hot rolling step S120, and a cooling step S130. At this time, the reheating step (S110) is not necessarily to be performed, it may be omitted as necessary.
재가열Reheat
재가열 단계(S110)에서는 탄소(C) : 0.12 ~ 0.16 중량%, 실리콘(Si) : 0.30 ~ 0.40 중량%, 망간(Mn) : 1.10 ~ 1.30 중량%, 인(P) : 0.005 ~ 0.015 중량%, 황(S) : 0.0005 ~ 0.0040 중량%, 가용성 알루미늄(S_Al) : 0.010 ~ 0.050 중량%, 구리(Cu) : 0.10 ~ 0.20 중량%, 니오븀(Nb) : 0.010 ~ 0.020 중량%, 니켈(Ni) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 크롬(Cr) : 0.15 ~ 0.25 중량%, 티타늄(Ti) : 0.010 중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열한다.In the reheating step (S110), carbon (C): 0.12 to 0.16% by weight, silicon (Si): 0.30 to 0.40% by weight, manganese (Mn): 1.10 to 1.30% by weight, phosphorus (P): 0.005 to 0.015% by weight, Sulfur (S): 0.0005 to 0.0040 wt%, Soluble aluminum (S_Al): 0.010 to 0.050 wt%, Copper (Cu): 0.10 to 0.20 wt%, Niobium (Nb): 0.010 to 0.020 wt%, Nickel (Ni): Reheat the steel slab consisting of 0.15-0.25 wt%, chromium (Cr): 0.15-0.25 wt%, titanium (Ti): 0.010 wt% or less and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.
이때, 상기 강 슬라브에는 질소(N) : 70ppm 이하 및 수소(H) : 3ppm 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있을 수 있다.
At this time, the steel slab may further include one or more of nitrogen (N): 70ppm or less and hydrogen (H): 3ppm or less.
상기 재가열 단계(S110)에서는 강 슬라브의 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분을 재고용한다.In the reheating step (S110) through the reheating of the steel slab, the segregated components during casting is re-used.
이때, 본 단계에서 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature: SRT)는 1150 ~ 1250℃로 실시하는 것이 바람직하다.At this time, the slab reheating temperature (SRT) in this step is preferably carried out at 1150 ~ 1250 ℃.
만일, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우에는 Ti 석출물(TiN)이 고용되어 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
If the slab reheating temperature (SRT) is less than 1150 ° C., there is a problem that the reheating temperature is low to increase the rolling load. In addition, there is a problem in that the austenite grains are rapidly coarsened because they do not reach a solid solution temperature of Nb-based precipitates NbC, NbN, etc. and thus do not re-precipitate as fine precipitates during hot rolling. On the contrary, when the slab reheating temperature exceeds 1250 ° C, Ti precipitates (TiN) are dissolved to inhibit austenite grain growth, and thus, it is difficult to secure the strength and low temperature toughness of the steel sheet manufactured by rapidly coarsening austenite grains. have.
열간 압연Hot rolling
열간 압연 단계(S120)는 재가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정 영역에서 압연한다.The hot rolling step S120 rolls the reheated steel slab in the austenite recrystallization region.
이때, 압연은 오스테나이트 재결정 영역, 대략 800 ~ 1100℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 만일, 마무리 압연 온도가 1100℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다. 반대로, 마무리 온도가 800℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다.At this time, it is preferable that rolling is performed in an austenite recrystallization area | region, about 800-1100 degreeC. If the finish rolling temperature exceeds 1100 ° C., the austenite grains are coarsened and ferrite grains are not sufficiently refined after transformation, thereby making it difficult to secure strength. On the contrary, when the finishing temperature is lower than 800 占 폚, there may occur problems such as generation of blisters due to abnormal reverse rolling.
이때, 본 발명에서는 각 패스마다 충분한 압연이 이루어질 수 있도록, 각 패스당 평균 압하율은 5 ~ 15%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 각 패스당 평균 압하율이 5% 미만으로 실시될 경우에는 두께 중심부까지 스트레인이 충분히 가해지지 못하여 냉각 후 미세한 결정립을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 각 패스당 평균 압하율이 15%를 초과할 경우에는 압연기의 부하로 인하여 제조가 불가능해지는 문제가 있다.
At this time, in the present invention, the average rolling reduction per pass is preferably 5 to 15% so that sufficient rolling can be performed for each pass. If the average rolling reduction per pass is less than 5%, strain can not be sufficiently applied to the center of the thickness, so that it may be difficult to secure fine crystal grains after cooling. On the other hand, when the average reduction rate per pass is more than 15%, there is a problem that the production becomes impossible due to the load of the rolling mill.
냉각Cooling
냉각 단계(S130)에서는 열간 압연된 판재를 냉각한다. 여기서, 냉각은 상온까지 자연 냉각 방식으로 수행되는 공냉이 이용될 수 있다.In the cooling step (S130), the hot rolled sheet material is cooled. Here, the cooling may be performed by air cooling which is performed in a natural cooling manner up to room temperature.
상기 냉각 속도는 5 ~ 100℃/sec로 실시될 수 있으나, 이에 한정될 필요는 없다. 만일, 냉각속도가 5℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 냉각 속도가 100℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 경제성이 저하될 수 있다.
The cooling rate may be performed at 5 to 100 ° C./sec, but need not be limited thereto. If the cooling rate is less than 5 ℃ / sec, it is difficult to secure sufficient strength and toughness. On the contrary, when the cooling rate exceeds 100 ° C / sec, it is difficult to control the cooling, and the economic efficiency may be reduced due to excessive cooling.
상기 방법으로 제조된 강재는 인(P), 황(S), 니오븀(Nb), 칼슘(Ca), 수소(H) 및 질소(N)의 함량을 엄격히 제한함으로써, 강재 중심부에 생성되는 MnS, Nb계 개재물의 편석을 최대한 억제하여 수소유기균열에 대한 저항성을 향상시킬 수 있다.
The steel produced by the above method strictly limits the contents of phosphorus (P), sulfur (S), niobium (Nb), calcium (Ca), hydrogen (H) and nitrogen (N), thereby producing MnS, By suppressing segregation of Nb-based inclusions as much as possible can improve the resistance to hydrogen organic cracks.
강관 제조 방법Steel pipe manufacturing method
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 강관 제조 방법을 나타낸 순서도이다.2 is a flow chart showing a steel pipe manufacturing method according to an embodiment of the present invention.
도 2를 참조하면, 도시된 강관 제조 방법은 재가열 단계(S210), 열간 압연 단계(S220), 냉각 단계(S230), 노멀라이징 단계(S240), 용접 단계(S250) 및 용접후 열처리 단계(S260)를 포함한다. 이때, 재가열 단계(210), 열간 압연 단계(S220) 및 냉각 단계(S230)는 도 1에서 설명한 강재 제조 방법과 동일한 방식으로 실시되는 바, 중복 설명은 생략하고 노멀라이징 단계(S240)부터 설명하도록 한다.
Referring to Figure 2, the illustrated steel pipe manufacturing method is a reheating step (S210), hot rolling step (S220), cooling step (S230), normalizing step (S240), welding step (S250) and post-weld heat treatment step (S260) It includes. At this time, the reheating step 210, the hot rolling step (S220) and the cooling step (S230) are carried out in the same manner as the steel manufacturing method described in Figure 1, overlapping description will be omitted and will be described from the normalizing step (S240). .
노멀라이징Normalizing
노멀라이징 단계(S240)에서는 냉각된 강재를 800 ~ 950℃에서 10 ~ 20분간 열처리하는 노멀라이징을 실시한다.In the normalizing step (S240) it performs a normalizing heat treatment of the cooled steel for 10 to 20 minutes at 800 ~ 950 ℃.
만일, 노멀라이징 열처리 온도가 800℃ 미만으로 실시될 경우에는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노멀라이징 열처리 온도가 950℃를 초과할 경우에는 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.If the normalizing heat treatment temperature is lower than 800 ° C., it may be difficult to re-use solid solution solute elements, thereby making it difficult to secure sufficient strength. On the contrary, when the normalizing heat treatment temperature exceeds 950 DEG C, crystal grains grow, which lowers the low temperature toughness.
한편, 노멀라이징 열처리 시간이 10분 미만으로 실시될 경우에는 균일한 조직을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노멀라이징 열처리 시간이 20분을 초과할 경우에는 더 이상의 상승 효과 없이 생산 비용만을 상승시키는 문제가 있다.
On the other hand, when the normalizing heat treatment time is carried out in less than 10 minutes it may be difficult to ensure a uniform structure. On the contrary, when the normalizing heat treatment time exceeds 20 minutes, there is a problem of only raising the production cost without any further synergistic effect.
용접welding
용접 단계(S250)에서는 노멀라이징된 강재를 용접하여 강관을 형성한다. 이때, 용접은 레이저 용접, 매쉬심 용접 등이 이용될 수 있다. 이러한 용접 단계(S250)를 수행하는 것에 의하여, 상기 강관은 샌드 오일 등 열악한 환경에 있는 원유자원 수송 및 저장을 위해 사용되는 API 유정용으로 제조되거나, 또는 정유 플랜트용 압력용기 등으로 제조될 수 있다.
In the welding step S250, the normalized steel is welded to form a steel pipe. At this time, laser welding, mesh seam welding or the like may be used for welding. By performing this welding step (S250), the steel pipe may be manufactured for the API oil wells used for transportation and storage of crude oil resources in a poor environment such as sand oil, or may be manufactured as a pressure vessel for a refinery plant.
용접후 열처리Heat treatment after welding
용접후 열처리 단계(S260)에서는 용접된 강관을 용접후 열처리(post-weld heat treatment : PWHT)를 실시한다.In the post-weld heat treatment step (S260), the welded steel pipe is subjected to post-weld heat treatment (PWHT).
이때, 용접후 열처리 온도는 570 ~ 670℃로 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 용접후 열처리 온도가 570℃ 미만으로 실시될 경우에는 용접부 등에서의 잔류 응력의 제거가 용이하지 않다. 반대로, 용접후 열처리 온도가 670℃를 초과할 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.At this time, the heat treatment temperature after welding is preferably carried out at 570 ~ 670 ℃. If the post-weld heat treatment temperature is less than 570 ° C., it is not easy to remove residual stress in the welded portion. On the contrary, when the heat treatment temperature after welding exceeds 670 ° C, it may be difficult to secure sufficient strength.
한편, 용접후 열처리 시간은 20 ~ 27mm의 두께당 1 ~ 2시간 동안 실시하는 것이 바람직한 데, 이는 용접후 열처리 시간이 상기의 범위를 벗어날 경우, 용접부에서의 잔류 응력의 제거가 용이하지 못하기 때문이다.
On the other hand, the post-weld heat treatment time is preferably performed for 1 to 2 hours per thickness of 20 ~ 27mm, because if the post-weld heat treatment time is out of the above range, it is not easy to remove the residual stress in the weld. to be.
상기의 방법으로 제조되는 강관은 인(P), 황(S), 니오븀(Nb), 칼슘(Ca), 수소(H) 및 질소(N)의 함량을 엄격히 제한하고, 노멀라이징 및 용접후 열처리 과정을 제어함으로써, 강재 중심부에 생성되는 MnS, Nb계 개재물의 편석을 최대한 억제하여 수소유기균열에 대한 저항성을 향상시킬 수 있다.Steel pipes manufactured by the above method strictly limit the content of phosphorus (P), sulfur (S), niobium (Nb), calcium (Ca), hydrogen (H) and nitrogen (N), and normalize and heat treatment after welding By controlling, the segregation of the MnS, Nb-based inclusions generated in the center of the steel can be suppressed to the maximum, thereby improving the resistance to hydrogen organic cracking.
따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 샌드 오일 등 열악한 환경에 있는 원유자원 수송 및 저장을 위해 사용되는 API 유정용 강관이나, 정유 플랜트용 압력용기 등에 활용할 경우, 수소유기균열에 의한 불량률을 크게 감소시킬 수 있다.Therefore, the steel produced by the method according to the present invention, when used in the API oil pipes used for transportation and storage of crude oil resources in harsh environments such as sand oil, pressure vessels for oil refineries, etc., greatly reduces the failure rate due to hydrogen organic cracks Can be reduced.
또한, 본 발명에 따른 강관은 인장강도(TS) : 820 ~ 860MPa 및 항복강도(YS) : 640 ~ 740 MPa을 가지면서도, CLR(Crack Length Ratio) : 15% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 5% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 만족할 수 있다.
In addition, the steel pipe according to the present invention has a tensile strength (TS): 820 ~ 860 MPa and yield strength (YS): 640 ~ 740 MPa, CLR (Crack Length Ratio): 15% or less, CTR (Crack Thickness Ratio): 5% or less and CSR (Crack Sensitivity Ratio): 2% or less can be satisfied.
실시예Example
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.Hereinafter, the configuration and operation of the present invention through the preferred embodiment of the present invention will be described in more detail. It is to be understood, however, that the same is by way of illustration and example only and is not to be construed in a limiting sense.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
Details that are not described herein will be omitted since those skilled in the art can sufficiently infer technically.
1. 시편의 제조1. Preparation of specimens
표 1 및 표 2의 조성 및 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따른 시편을 제조하였다.
Specimens according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3 were prepared under the compositions of Tables 1 and 2 and the process conditions of Table 3.
[표 1](단위 : 중량%)[Table 1] (unit:% by weight)
[표 2](단위 : 중량%)[Table 2] (unit:% by weight)
[표 3] [Table 3]
2. 기계적 특성 평가2. Evaluation of mechanical properties
표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편에 대한 기계적 물성 결과를 나타낸 것이고, 도 2 내지 도 4는 비교예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편의 미세조직을 나타낸 사진이다.
Table 4 shows the mechanical properties of the specimen prepared according to Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3, Figures 2 to 4 are photographs showing the microstructure of the specimen prepared according to Comparative Examples 1 to 3 to be.
[표 4] [Table 4]
표 1 ~ 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편의 경우, 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)가 목표값을 모두 만족하는 것을 확인할 수 있다.Referring to Tables 1 to 4, in the case of the specimen prepared according to Examples 1 to 3, it can be seen that both the tensile strength (TS) and the yield strength (YS) satisfies the target value.
또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편들의 경우, CLR(Crack Length Ratio) : 15% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 5% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 모두 만족하는 것을 확인할 수 있다.In addition, in the case of the specimens manufactured according to Examples 1 to 3, it satisfies both the crack length ratio (CLR): 15% or less, the crack thickness ratio (CTR): 5% or less and the crack sensitivity ratio (CSR): 2% or less You can see that.
이때, CLR, CTR, CSR은 하기 수학식 1, 2, 3에 의하여 산출될 수 있다.In this case, CLR, CTR, CSR may be calculated by the following equations (1), (2) and (3).
수학식 1 : CLR = {Σ a i / 3 × W} × 100 Equation 1: CLR = {Σ a i / 3 × W} × 100
수학식 2 : CTR = {Σ b i / 3 × T} × 100 Equation 2: CTR = {Σ b i / 3 × T} × 100
수학식 3 : CSR = {Σ( a i × b i ) / 3 × T × W} × 100 Equation 3: CSR = {Σ ( a i × b i ) / 3 × T × W} × 100
여기서, T : 시편의 두께, W : 시편의 폭, a : 균열의 길이 및 b : 균열의 두께를 의미한다. 이때, 각 시편의 두께 방향에 대하여 대향하는 양측 표면으로부터 1mm 이내에 존재하는 균열은 무시하였다.
Where T is the thickness of the specimen, W is the width of the specimen, a is the length of the crack, and b is the thickness of the crack. At this time, the crack existing within 1 mm from both surfaces facing the thickness direction of each specimen was ignored.
한편, 비교예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편의 경우, 인장강도(TS) 및 항복강도(YS)가 목표값에 모두 미달하는 것을 확인할 수 있다.On the other hand, in the case of specimens prepared according to Comparative Examples 1 to 3, it can be seen that both the tensile strength (TS) and the yield strength (YS) is less than the target value.
또한, 비교예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편들의 경우, CLR(Crack Length Ratio) : 15% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 5% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하에 모두 미달하는 것을 확인할 수 있다.In addition, in the case of specimens prepared according to Comparative Examples 1 to 3, CLR (Crack Length Ratio): 15% or less, CTR (Crack Thickness Ratio): 5% or less and CSR (Crack Sensitivity Ratio): 2% or less You can see that.
이때, 비교예 1에 따라 제조되는 시편은 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 크롬(Cr)이 첨가되지 않으며 Ca/S 및 노멀라이징 온도 범위가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 것을 알 수 있다.At this time, the specimen prepared according to Comparative Example 1 is compared with Example 1 most alloy components are added in a similar content, but chromium (Cr) is not added, Ca / S and the normalizing temperature range is the range proposed in the present invention You can see that out of.
또한, 비교예 2에 따라 제조되는 시편은 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 티타늄(Ti)이 첨가되지 않으며 Ca/S, 노멀라이징 시간이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 것을 알 수 있다.In addition, in the specimen prepared according to Comparative Example 2, most alloy components are added in a similar amount as compared with Example 1, but titanium (Ti) is not added, and Ca / S, normalizing time is within the range suggested by the present invention. I can see that it is out.
또한, 비교예 3에 따라 제조되는 시편은 실시예 1과 비교하여 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 니켈(Ni)이 첨가되지 않으며 Ca/S가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 것을 알 수 있다.In addition, the specimen prepared according to Comparative Example 3, compared with Example 1, most alloy components are added in a similar content, it is found that nickel (Ni) is not added and Ca / S is out of the range proposed in the present invention Can be.
이때, 도 2 ~ 도 4에 도시된 바와 같이, 비교예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편의 경우, 수소유기균열이 다량 발생하고 있는 것을 확인할 수 있는 데, 이는 MnS 및 Nb 개재물이 주로 수소유기균열의 시발점(initiation site), 즉 균열의 핵으로 작용하기 때문인 것으로 파악된다.
At this time, as shown in Figures 2 to 4, in the case of the specimen prepared according to Comparative Examples 1 to 3, it can be confirmed that a large amount of hydrogen organic cracks are generated, which is mainly the hydrogen organic crack MnS and Nb inclusions It is believed to be due to the initiation site of, the nucleus of the crack.
반면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편의 경우, 인(P) 및 황(S)의 함량을 낮추고 저융점 화합물인 MnS에서 망간(Mn)을 칼슘(Ca)으로 치환하여 구형의 CaS를 생성시키는 것에 의하여 제거된 것으로 파악된다. 이와 같이, MnS가 CaS로 치환되면 압연시 연신된 MnS에 의한 수소유기균열(HIC)은 감소하게 된다. 또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조되는 시편의 경우, Nb 개재물의 양을 감소시키기 위해 니오븀(Nb) 및 질소(N)의 양을 감소시키고, 강재에 포함된 수소(H)의 양을 엄격하게 제한함과 더불어, Ca/S의 비를 1 ~ 4로 엄격하게 관리함으로써 수소유기균열에 대한 저항성이 향상된 것으로 파악된다.
On the other hand, in the case of the specimens prepared according to Examples 1 to 3, lowering the content of phosphorus (P) and sulfur (S) and replacing the manganese (Mn) with calcium (Ca) in the low melting point compound MnS to replace the spherical CaS It is thought to have been removed by generating. As such, when MnS is substituted with CaS, hydrogen organic crack (HIC) due to MnS elongated during rolling is reduced. In addition, in the case of specimens prepared according to Examples 1 to 3, the amount of niobium (Nb) and nitrogen (N) is reduced to reduce the amount of Nb inclusions, and the amount of hydrogen (H) contained in the steel is strictly In addition to limiting this, the resistance to hydrogen organic cracking is improved by strictly managing the Ca / S ratio from 1 to 4.
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.
While the invention has been described in connection with what is presently considered to be the most practical and preferred embodiment, it is to be understood that the invention is not limited to the disclosed embodiments. Such changes and modifications are intended to fall within the scope of the present invention unless they depart from the scope of the present invention. Accordingly, the scope of the present invention should be determined by the following claims.
S110 : 재가열 단계
S120 : 열간 압연 단계
S130 : 냉각 단계S110: Reheating step
S120: Hot Rolling Step
S130: cooling stage
Claims (11)
상기 재가열된 판재를 열간 압연하는 단계; 및
상기 열간 압연된 판재를 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
Carbon (C): 0.12 ~ 0.16 wt%, Silicon (Si): 0.30 ~ 0.40 wt%, Manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30 wt%, Phosphorus (P): 0.005 ~ 0.015 wt%, Sulfur (S): 0.0005 ~ 0.0040% by weight, soluble aluminum (S_Al): 0.010-0.050% by weight, copper (Cu): 0.10-0.20% by weight, niobium (Nb): 0.010-0.020% by weight, nickel (Ni): 0.15-0.25% by weight, Reheating the steel slab composed of chromium (Cr): 0.15 to 0.25 wt%, titanium (Ti): 0.010 wt% or less and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities to SRT: 1150 to 1250 ° C;
Hot rolling the reheated plate; And
Cooling the hot rolled sheet material; steel manufacturing method comprising a.
상기 강 슬라브에는
질소(N) : 70ppm 이하 및 수소(H) : 3ppm 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
The steel slab
Nitrogen (N): 70ppm or less and hydrogen (H): 3ppm or less of one or more kinds of steel manufacturing method characterized in that it is further included.
상기 강 슬라브에는
상기 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비([Ca]/[S], 여기서 [ ]는 각 성분의 중량%)가 1 ~ 4를 만족하는 범위에서, 칼슘(Ca) : 0.0005 ~ 0.0160 중량%가 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 2,
The steel slab
Calcium (Ca): 0.0005 to 0.0160 in the range in which the weight ratio of calcium (Ca) to sulfur (S) ([Ca] / [S], where [] is a weight% of each component) satisfies 1 to 4 Steel manufacturing method, characterized in that it further comprises by weight.
상기 열간 압연 단계에서,
상기 판재는 패스당 평균압하율이 5 ~ 15%가 되도록 실시하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
The method of claim 1,
In the hot rolling step,
The plate is a steel manufacturing method, characterized in that the average rolling reduction per pass is carried out so that 5 to 15%.
상기 재가열된 강 슬라브를 열간 압연하는 단계;
상기 열간 압연된 강재를 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강재를 노멀라이징(normalizing)하는 단계;
상기 노멀라이징된 강재를 용접하여 강관을 형성하는 단계; 및
상기 용접된 강관을 570 ~ 670℃로 용접후 열처리(post-weld heat treatment : PWHT)하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강관 제조 방법.
Carbon (C): 0.12 ~ 0.16 wt%, Silicon (Si): 0.30 ~ 0.40 wt%, Manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30 wt%, Phosphorus (P): 0.005 ~ 0.015 wt%, Sulfur (S): 0.0005 ~ 0.0040% by weight, soluble aluminum (S_Al): 0.010-0.050% by weight, copper (Cu): 0.10-0.20% by weight, niobium (Nb): 0.010-0.020% by weight, nickel (Ni): 0.15-0.25% by weight, Reheating the steel slab composed of chromium (Cr): 0.15 to 0.25 wt%, titanium (Ti): 0.010 wt% or less and the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities to SRT: 1150 to 1250 ° C;
Hot rolling the reheated steel slab;
Cooling the hot rolled steel;
Normalizing the cooled steel material;
Welding the normalized steel to form a steel pipe; And
And welding the welded steel pipe to a post-weld heat treatment (PWHT) at 570 to 670 ° C.
상기 노멀라이징 단계는
800 ~ 950℃에서 10 ~ 20분간 실시하는 것을 특징으로 하는 강관 제조 방법.
The method of claim 5,
The normalizing step is
Steel pipe manufacturing method characterized in that performed for 10 to 20 minutes at 800 ~ 950 ℃.
상기 용접후 열처리 단계에서,
용접후 열처리는 20 ~ 27mm의 두께당 1 ~ 2시간 동안 실시하는 것을 특징으로 강관 제조 방법.
The method of claim 5,
In the post-weld heat treatment step,
Heat treatment after welding is a steel pipe manufacturing method, characterized in that carried out for 1 to 2 hours per thickness of 20 ~ 27mm.
Carbon (C): 0.12 ~ 0.16 wt%, Silicon (Si): 0.30 ~ 0.40 wt%, Manganese (Mn): 1.10 ~ 1.30 wt%, Phosphorus (P): 0.005 ~ 0.015 wt%, Sulfur (S): 0.0005 ~ 0.0040% by weight, soluble aluminum (S_Al): 0.010-0.050% by weight, copper (Cu): 0.10-0.20% by weight, niobium (Nb): 0.010-0.020% by weight, nickel (Ni): 0.15-0.25% by weight, Chromium (Cr): 0.15 ~ 0.25% by weight, titanium (Ti): 0.010% by weight or less, and the steel characterized in that consisting of the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities.
상기 강재는
질소(N) : 70ppm 이하 및 수소(H) : 3ppm 이하 중 1종 이상이 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재.
9. The method of claim 8,
The steel is
Nitrogen (N): 70ppm or less, and hydrogen (H): steel characterized in that one or more of the 3ppm or less is further included.
상기 강재는
상기 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비([Ca]/[S], 여기서 [ ]는 각 성분의 중량%)가 1 ~ 4를 만족하는 범위에서, 칼슘(Ca) : 0.0005 ~ 0.0160 중량%가 더 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 강재.
10. The method of claim 9,
The steel is
Calcium (Ca): 0.0005 to 0.0160 in the range in which the weight ratio of calcium (Ca) to sulfur (S) ([Ca] / [S], where [] is a weight% of each component) satisfies 1 to 4 Steel material, characterized in that it further contains by weight.
상기 강재는
CLR(Crack Length Ratio) : 15% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 5% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 2% 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 강재.9. The method of claim 8,
The steel is
Steel material characterized by satisfying the CLR (Crack Length Ratio): 15% or less, CTR (Crack Thickness Ratio): 5% or less and CSR (Crack Sensitivity Ratio): 2% or less.
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| WO2020111628A1 (en) * | 2018-11-29 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | Steel material having excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method therefor |
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| KR100328063B1 (en) * | 1997-12-15 | 2002-06-29 | 이구택 | A method for manufacturing Si-killed clean hard steel wire rod |
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Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019088762A1 (en) * | 2017-11-03 | 2019-05-09 | 주식회사 포스코 | Steel material for welding steel pipe having excellent low-temperature toughness, steel material that has undergone post weld heat treatment, and method for manufacturing same |
| US20200255920A1 (en) * | 2017-11-03 | 2020-08-13 | Posco | Steel material for welding steel pipe having excellent low-temperature toughness, steel material that has undergone weld heat treatment, and method for manufacturing same |
| WO2020111628A1 (en) * | 2018-11-29 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | Steel material having excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method therefor |
| EP3889307A4 (en) * | 2018-11-29 | 2021-10-06 | Posco | Steel material having excellent hydrogen induced cracking resistance, and manufacturing method therefor |
| JP2022510933A (en) * | 2018-11-29 | 2022-01-28 | ポスコ | Steel materials with excellent hydrogen-induced crack resistance and their manufacturing methods |
| KR20220051686A (en) * | 2020-10-19 | 2022-04-26 | 현대제철 주식회사 | Steel having excellent strength and low-temperature toughness after PWHT and method of manufacturing the same |
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