KR101940880B1

KR101940880B1 - 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101940880B1
Application number: KR1020160177151A
Authority: KR
Inventors: 고성웅; 박재현; 배무종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-22
Filing date: 2016-12-22
Publication date: 2019-01-21
Also published as: EP3561129A1; EP3561129A4; WO2018117450A8; JP2020509181A; WO2018117450A1; KR20180073385A; CN110114495A; US11649519B2; US20200239977A1; JP6886519B2

Abstract

본 발명은 C: 0.02~0.06중량%, Si: 0.5중량% 이하(0 중량% 미포함), Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb: 0.005~0.1중량%, Ti: 0.005~0.05중량% 및 Ca: 0.0005~0.005중량%를 포함하고, 추가로 Ni: 0.05~0.5중량%, Cr: 0.05~0.5중량%, Mo: 0.02~0.4중량% 및 V: 0.005~0.1중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지는 강재로서,
상기, Ca/S: 0.5~5.0, Ni+Cr+Mo+V≤0.8중량%, Nb-0.5*C+0.35*N>0중량%의 관계를 충족하고, -20℃에서 DWTT(Drop Weight Tear Test) 연성파면율이 85% 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 여기서, 각 관계식에서 사용된 Ca, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, C, N 등은 해당원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.

Description

저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재 및 그 제조방법{SOUR RESISTANCE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND POST WELD HEAT TREATMENT PROPERTY, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후육-광폭 후판 강재 및 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 내SOUR 특성과 저온인성이 우수함과 동시에 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 후에도 항복강도 감소가 발생하지 않는 것을 특징으로 한다.

최근 기후조건이 열악한 극한지 지역을 중심으로 유전 개발이 이루어지면서 유전지역의 풍부한 가스 자원을 라인파이프를 통해 소비지역으로 수송하고자 하는 프로젝트들이 활발히 진행 중이다. 이러한 라인파이프 프로젝트에는 극저온과 높은 수송가스 압력을 고려하여 고강도의 후물재를 요구하고 있으며, 수송효율을 고려해 대구경 강관이 적용될 경우 강판 폭 3,500mm 이상의 광폭 후판 소재를 요구하고 있다. 극한지 적용을 위해서는 우수한 저온인성을 요구함과 동시에 원유나 천연가스 중의 황화수소에 의한 수소유기균열을 고려하여 내SOUR 후판 강재를 요구하고 있다. 또한, 경우에 따라 파이프나 용접부의 잔류응력 해소를 위해 PWHT 후의 물성 보증을 요구하는 경우가 있으며 통상적으로 620℃ 내외의 온도에서 PWHT 후에 강도 감소가 적은 강을 요구하고 있다.

라인파이프 강재에서 저온인성은 DWTT(Drop Weight Tear Tester) 시험에 의해 평가되는데, 종래 환경에서는 DWTT 연성 파면율이 -10에서 85% 이상이면 사용이 가능하였으나, 시베리아나 알래스카와 같은 한냉지 환경에서는 DWTT 연성 파면율이 -20 이하에서도 85% 이상을 만족하는 강재가 요구되고 있다. 일반적으로 저온 파괴인성이 우수한 라인파이프용 강은 재결정 영역에서의 조압연과 미재결정 영역에서의 사상압연을 차례로 거친 후 가속냉각을 실시하는 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process) 방법으로 제조된다. 통상의 TMCP 공정으로 제조된 강판은 표면보다 두께 중심부가 상대적으로 조대한 결정립도를 가지며 중심편석부에 조대한 경질상이 다량 분포하고 있기 때문에 중심부의 결정립 미세화와 경질상 제어가 저온인성 확보의 핵심기술이다. 제품의 두께가 증가할 경우, 압연을 통해 중심부까지 충분한 변형을 부가하기 어렵게 되어 중심부 결정립 미세화가 어려워지며 조대한 중심부 결정립은 냉각 시에 경질상이 형성되기 쉬운 단점을 가진다. 이와 더불어, 강판의 폭이 증가할 경우에는 단위 패스당 압연기로 강판에 부가할 수 있는 하중 제한으로 인해 변형을 충분히 부가하는 것이 어려워져 협폭재에 비해 전체적으로 결정립이 조대화 되는 현상이 발생하고, 강재의 저온인성이 열화되는 문제가 발생한다.

라인파이프 강재의 저온인성 확보를 위해 종래에는 중심부에서의 파괴전파 저항성을 확보하기 위하여 성분을 최적화 하고, 슬라브의 저온가열을 통하여 오스테나이트 결정성장을 억제하였으며, 이와 동시에 저온 미재결정 영역 압연을 통하여 최종적인 미세조직의 결정립을 미세화 하는 기술이 적용되어 왔다. 하지만, 두께 30mm 이상의 고강도 후물 강판의 경우, 종래의 기술에 의해 보증온도 -20℃ 미만에서의 DWTT 특성 확보에 한계가 있다.

그 밖에 파이프나 용접부의 잔류응력 해소를 위하여 PWHT 공정이 적용되는데, 통상적으로 PWHT를 적용할 경우에는 강도 감소가 발생하게 되기 때문에 이러한 강도 감소분을 고려하여 파이프의 요구강도 보다 강도가 높은 강판을 사용하기도 하는데, 이로 인하여 강도 증가에 따른 여러가지 문제가 야기되기도 한다.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명에 따르면 저온인성이 우수하고 PWHT 후에도 강도 감소가 없음과 동시에 두께 30mm 이상, 폭 3,500mm 이상의 고강도 후육-광폭 후판 내SOUR TMCP 강판이 제공된다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위하여, 본 발명의 일 측면은 두께 30mm 이상, 폭 3,500mm 이상의 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 항복강도 500Mpa급 후판 강재 및 제조방법에 관한 것으로, 저온 DWTT 특성이 우수하고 수소유기균열 저항성이 우수함과 동시에 PWHT 후에도 항복강도의 감소가 없는 것을 특징으로 할 수 있다.

본 발명의 후판 강재는 C: 0.02~0.06중량%, Si: 0.5중량% 이하(0 중량% 미포함), Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb: 0.005~0.1중량%, Ti: 0.005~0.05중량% 및 Ca: 0.0005~0.005중량%를 포함하고, 추가로 Ni: 0.05~0.5중량%, Cr: 0.05~0.5중량%, Mo: 0.02~0.4중량% 및 V: 0.005~0.1중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지는 강재로서,

상기, Ca/S: 0.5~5.0, Ni+Cr+Mo+V≤0.8중량%, Nb-0.5*C+0.35*N>0중량%의 관계를 충족하고,

-20℃에서 DWTT(Drop Weight Tear Test) 연성파면율이 85% 이상인 것을 특징으로 할 수 있다. 여기서, 각 관계식에서 사용된 Ca, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, C, N 등은 해당원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.

상기 후판 강재의 두께가 30mm 이상이고 폭이 3,500mm 이상이며, 항복강도가 500MPa 이상일 수 있다.

상기 후판 강재는 미세조직으로 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직을 가지며 두께 중심부를 기준으로 상하부 10mm 이내의 상부 베이나이트의 분율이 5 면적% 이하일 수 있다.

PWHT 후에도 상기 후판 강재의 항복강도가 감소되지 않을 수 있다.

본 발명의 후판 강재의 제조방법은 C: 0.02~0.06중량%, Si: 0.5중량% 이하(0 중량% 미포함), Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb: 0.005~0.1중량%, Ti: 0.005~0.05중량% 및 Ca: 0.0005~0.005중량%를 포함하고, 추가로 Ni: 0.05~0.5중량%, Cr: 0.05~0.5중량%, Mo: 0.02~0.4중량% 및 V: 0.005~0.1중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며,

상기, Ca/S: 0.5~5.0, Ni+Cr+Mo+V≤0.8중량%, Nb-0.5*C+0.35*N>0중량%의 관계를 충족하는 강슬라브를 가열온도 1,100~1,300℃로 재가열 하는 단계;

상기 재가열된 강재를 조압연 하는 단계;

상기 조압연을 실시한 후, 수냉하여 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제어하고, Ar3+200℃~Ar3+30℃ 온도에서 누적압하율 50% 이상으로 사상 압연 하는 단계;

Ar3+100℃~Ar3에서 냉각속도 15℃/sec 이상으로 수냉하여 500℃ 이하에서 냉각을 종료 하는 단계;를 포함할 수 있다.

상기 냉각을 종료 후 얻어진 후판 강재를 620℃에서 PWHT 열처리 하는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명에 따르면 저온인성이 우수하고 PWHT 후에도 강도 감소가 없음과 동시에 두께 30mm 이상, 폭 3,500mm 이상의 고강도 후육-광폭 후판 내SOUR TMCP 강판이 제공된다.

도 1은 Nb - 0.5*C + 0.35*N (중량%)에 따른 620℃ PWHT 이후의 항복강도 변화량을 나타낸 도면이다.

본 발명자들은 연구와 실험을 거듭하면서 후물-광폭재의 DWTT 특성을 향상하기 위해 종래의 제조법과는 달리 조압연 실시 후 사상압연 전에 수냉을 함으로써 오스테나이트 결정 성장을 억제하여 DWTT 특성을 확보할 수 있는 제어기술을 구상하게 되었다. 본 발명자들은 또한, PWHT 열처리시 강재 중에 고용되어 있는 Nb가 석출될 경우, 석출강화에 의하여 강도가 오히려 증가할 수 있어, 후열처리에 따른 강도감소를 보상할 수 있다는 것에 착안하여, 이에 적합한 강 조성과 적절한 제어기술을 제공할 경우, PWHT를 고려한 강재의 추가적인 강도 확보 부담을 없앨 수 있다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

본 발명의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수하며, PWHT 후에도 강도 감소가 없는 후육-광폭 후판 강재의 성분계에 대하여 우선 설명한다.

C: 0.02~0.06중량%

C은 다른 성분과 함께 제조 방법과 밀접하게 관련되어 있다. 강 성분 중에서도 C은 강재의 특성에 가장 큰 영향을 미친다. C 함량이 0.02중량% 미만일 경우에는 제강공정 중 성분제어 비용이 과도하게 발생하고 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화되는 반면, C 함량이 0.06중량%를 초과할 경우에는 강판의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성을 감소시키고 용접성을 떨어뜨릴 뿐만 아니라 첨가된 Nb의 대부분을 압연공정 중에 석출시켜 냉각 시석출량을 감소시키므로 본 발명에서는 C 함량을 0.02~0.06중량%로 그 범위를 한정한다.

Si: 0.5중량% 이하(0 중량% 미포함)

Si는 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다. Si 함량이 0.5중량%를 초과하면 소재의 저온 DWTT 특성이 나빠지고 용접성을 저해하며 압연 시 스케일 박리를 유발하므로, 그 함량을 0.5 중량% 이하로 제한할 수 있다. Si 함량이 다소 낮더라도 다른 원소들에 의하여 유사한 효과를 거둘 수 있으므로, Si 함량의 하한은 특별히 제하하지 않는다. 다만, 본 발명의 한가지 구련례에서는 상술한 Si의 역할과 과다하게 함량을 낮출 경우 제조비용이 증가할 수 있다는 것을 고려하여 Si 함량을 0.1 중량% 이상으로 제한할 수도 있다.

Mn: 0.8~2.0중량%

Mn은 저온인성을 저해하지 않으면서 강의 소입성을 향상시키는 원소로 0.8중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만, 2.0중량%를 초과하여 첨가되면 수소유기균열 등을 유발하는 중심편석이 발생하여 저온인성이 저하됨은 물론 강의 경화능을 높이고 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.8~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 중심편석을 더욱 제한하기 위해서는 0.8~1.6중량%가 더욱 바람직하다.

P: 0.03중량% 이하

P는 불순물 원소이며, 그 함량이 0.03중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 저온인성이 감소하므로, 그 함량을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 저온인성을 확보하기 위하여 0.01중량% 이하가 더욱 바람직하다.

S: 0.003중량% 이하

S도 불순물 원소이며 그 함량이 0.003중량%를 초과하면 강의 연성, 저온인성 및 용접성을 감소시키는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 수소유기균열 저항성을 저하시키기 때문에 0.002중량% 이하가 더욱 바람직하다.

Al: 0.06중량% 이하

통상적으로 Al은 용강 중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 수행한다. 따라서, Al은 강재 내에 충분한 탈산력을 갖출 정도로 첨가되는 것이 일반적이다. 그러나, 0.06중량%를 초과하여 첨가되면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저해하므로 그 함량을 0.06중량% 이하로 제한한다.

N: 0.01중량% 이하

본 발명에서 N은 불순물로서 존재한다. 상기 N은 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01중량%를 함량의 상한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하며 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주기도 하지만, 그 함유량이 0.01중량%를 초과하여 과도하게 함유되어 고용상태의 N이 존재하고 이들 고용상태의 N은 저온인성에 악영향을 미치므로 그 범위를 0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.1중량%

Nb는 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 후 열처리 시에 탄소와 결합하여 저온 석출상을 형성함으로써 후열처리 시의 강도 감소를 보상하는 역할을 한다. 하지만, 상기 Nb가 0.005중량% 미만으로 첨가될 경우에는 Nb계 석출물이 후열처리 시의 석출량이 강도 감소 보상할 만큼 확보하기 어렵고 압연 공정 중에 오스테나이트 결정립의 성장이 발생하여 저온인성을 감소시킨다. 반면, Nb가 0.1중량%를 초과하여 과도하게 첨가되면 오스테나이트 결정립이 필요 이상으로 미세화 될 뿐만 아니라 조대 석출물에 의한 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 감소하므로 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.1중량% 이하로 제한한다. 저온 인성 측면에서 더욱 바람직하게는 0.05중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

Ti: 0.005~0.05중량%

Ti은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 효과적인 원소이다. 하지만, 상기 Ti이 0.005중량% 미만으로 첨가될 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 저온인성을 감소시키지만, 0.05중량%를 초과하여 첨가되면 조대한 Ti계 석출물이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성이 감소하므로 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.005~0.05중량%로 제한한다. 저온인성 측면에서 더욱 바람직하게는 0.03중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

Ca: 0.0005~0.005중량%

Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 수소유기균열의 기점으로 작용한다. 첨가된 Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다. Ca의 함량이 0.0005중량% 미만이면, 그 효과를 기대할 수 없고, 다량 투입된면 수소유기균열 개시점이 될 수 있는 산화물성 개재물을 다량 생성시키므로 상한을 0.005중량%로 제한한다.

Ca/S비: 0.5~5.0중량비

상기 Ca/S비는 MnS 중심편석 및 조대 개재물 형성을 대표하는 지수로 0.5 미만일 경우에는 MnS가 강판 두께 중심부에 형성되어 수소유기균열 저항성을 감소시키는 반면, 5.0 초과 시에는 Ca계 조대 개재물이 형성되어 수소유기균열 저항성을 저하시키기 때문에 본 발명에서는 Ca/S비를 0.5~5.0중량비로 제한한다.

본 발명의 강판은 상술한 조성에 더하여 Ni, Cr, Mo, V 등의 원소 중에서 1종 또는 2종 이상의 원소를 추가로 포함할 수 있다.

Ni: 0.05~0.5중량%

Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소로 저온인성의 열화 없이 강의 강도를 증가시키기 위해서 첨가된다. 하지만, Ni이 0.05 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 Ni 첨가로 인한 강도 증가의 효과가 없고, 0.5 중량%를 초과하여 첨가될 경우에는 Ni 첨가에 의한 가격 상승으로 그 함량을 0.05~0.5중량% 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.05~0.5중량%

상기 Cr은 슬라브 재가열 시, 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 하므로 0.05중량% 이상 포함할 수 있다. 하지만, 0.5중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하되는 문제점이 있으므로 그 함량을 0.05~0.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.02~0.4중량%

상기 Mo은 Cr과 유사하거나 보다 적극적인 효과를 가지는 원소로 강재의 소입성을 증가시키고 열처리재의 강도감소를 방지하는 역할을 한다. 상기 Mo이 0.02중량% 미만으로 첨가될 경우에는 강의 소입성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 열처리 후 강도 감소가 과도한 반면, 0.4중량%를 초과하여 첨가되면 저온인성이 취약한 조직을 형성시키고 용접성을 저하시키며 템퍼 취성을 일으키므로 0.02~0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.005~0.1중량%

상기 V은 강재의 소입성을 증가시켜 강도를 증가시키지만, 후열처리 시 일부 석출되어 Nb 석출을 추가로 보완하며 강도하락 방지에 활용된다. 하지만, 상기 V은 0.005중량% 미만으로 첨가될 경우에는 열처리재의 강도하락을 방지하는 효과가 없고, 0.1중량%를 초과하여 첨가되면 강의 소입성 증가로 저온 상들이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성을 감소시키기 때문에 본 발명에서는 V의 함량을 0.005~0.1중량%로 제한한다. 저온인성 측면에서 0.05중량% 이하가 더욱 바람직하다.

Ni + Cr + Mo + V의 합: 0.8 중량% 이하

상기 Ni, Cr, Mo, V는 강재의 저온 DWTT 특성 및 수소유기 균열 특성에 영향이 지배적인 C와 Mn을 제외하고 강의 탄소당량을 증가시키는 원소로서 그 함량의 합이 0.8 중량%를 초과할 경우 강의 강도가 필요 이상으로 상승하여 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성이 감소하며 제조비용이 과도하게 소비되므로 본 발명에서는 Ni + Cr + Mo + V 을 0.8 중량% 이하로 제한한다.

Nb 중량% - 0.5*C 중량% + 0.35*N 중량%: 0 초과

본 발명에서는 Nb를 후열처리 시에 석출하여 석출물을 형성할 필요가 있다. 그런데, Nb, C, N 함량이 상기 식을 만족하지 못 할 경우, 대부분의 Nb가 가열, 압연, 냉각 중에 석출되어, 후열처리 시에 석출하여 강도 감소를 방지하는 효과가 없기 때문에 본 발명에서는 상기의 식을 만족하는 성분을 제안한다.

그러나, 상기와 같은 조성을 가진 강재는 원소의 함량 및 압연, 냉각조건 및 후열처리 따라 상이한 미세조직이 형성되고 강도, 저온인성 및 수소유기균열 저항성에 영향을 주기 때문에, 더욱 상세하게 본 발명의 저온DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 항복강도 500MPa 이상급 후육-광폭 강재의 미세조직 및 제조조건에 대하여 설명한다.

기지조직: 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직

본 발명의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강판은 두께 30mm 이상의 후육-광폭임에도 불구하고 항복강도 500Mpa 이상의 고강도를 유지함과 동시에 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강으로 기지조직으로 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직 상을 가진다. 또한, 저온 DWTT 특성을 확보하기 위해서는 두께 중심부에서 DWTT 특성을 열화시키는 상부 베이나이트의 형성을 억제해야 하기 때문에 두께 중심부를 기준으로 상하부 10mm 이내의 상부 베이나이트의 분율을 5 면적% 이하로 제한한다.

상술한 유리한 조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 과도한 반복실험 없이 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 지식을 이용하여 용이하게 제조할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 몇가지 예로서 본 발명의 발명자가 발견한 유리한 제조방법을 제안한다.

가열온도: 1,100~1,300℃

본 발명의 한가지 구현례에서 슬라브의 가열온도는 1,100~1,300℃로 제한한다.강 슬라브를 열간압연 하기 위해 고온으로 가열하는 공정의 가열온도가 본 발명에서 제한하는 상한치인 1,300℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강의 저온 DWTT 특성이 저하되며, 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에는 합금원소 재고용율이 떨어지기 때문에 본 발명에서는 재가열온도의 범위를 1100~1300℃로 제한하고, 저온인성 측면에서 보다 바람직하게 1100~1200℃로 제한한다.

조압연 후 사상압연 시작 전까지의 유지시간: 300초 이하

본 발명의 한가지 구현례에서는 DWTT 특성을 확보하기 위하여 조압연 후 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제한한다. 본 발명에서 조압연 후 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제한하는 이유는 통상의 가열-조압연-공냉대기-사상압연의 방법으로는 고강도 후육-광폭재의 저온 DWTT 특성을 확보하기 어려우며, 특히 고온에서 강판이 유지될 경우 조압연에 의해 압연된 조직이 성장하여 조대화 되고 그로 인하여 강판의 저온 인성이 열화될 수 있기 때문이다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에서는 통상의 조압연 후 바(Bar)를 강제 수냉하여 300초 이내에 사상압연 시작 온도까지 냉각하여 사상 압연 전의 오스테나이트 결정 성장을 억제하는 기술을 제안하고 있다.

상기의 조압연 후 사상압연 시작 전까지의 유지시간이 300초를 초과할 경우, 사상압연 전에 오스테나이트 결정립 성장으로 강판의 저온 DWTT 특성을 확보할 수 없기 때문에 본 발명에서는 조압연 후 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제한한다. 저온 DWTT 특성 측면에서 100초 이하가 더욱 바람직하다.

사상압연 온도: Ar3+200℃~Ar3+30℃

가급적 결정립과 석출물 성장을 억제하면서 초정 페라이트의 생성을 방지하기 위하여 본 발명에서는 사상압연 온도를 Ar3+200℃~Ar3+30℃로 제한한다. 즉, 상기의 사상압연 온도가 Ar3+200℃보다 높을 경우, 결정립과 Nb 석출물이 성장하여 저온 DWTT 특성을 저하시키고, Ar3+30℃보다 낮을 경우에는 냉각 개시온도가 Ar3 이하로 낮아져 이상역 냉각 개시로 인한 초정 페라이트가 냉각개시 이전에 형성되므로 강의 강도를 저하시킬 수 있기 때문에 본 발명에서는 사상압연 온도를 Ar3+200℃~Ar3+30℃로 제한한다.

사상압연 누적압하율: 50% 이상

본 발명의 대상으로 하는 강판은 두께가 30mm이상인 후육강판이므로, 중심부까지 충분한 압하력을 전달하여 결정립을 미세화하기 위해 사상압연 누적 압하율을 50% 이상으로 제한한다. 사상압연 누적압하율이 본 발명에서 제안하는 하한인 50% 미만일 경우에는 중심부까지 압연에 의한 재결정이 발생하지 않아 중심부 결정립이 조대화 되고 저온 DWTT 특성을 열화시키므로 본 발명에서는 사상압연 누적압하율을 50% 이상으로 제한하고 있다.

냉각방법: Ar3+100℃~Ar3에서 냉각을 시작하여 냉각속도 15℃/sec 이상으로 냉각하고, 500℃ 이하에서 냉각종료

사상압연 후 냉각을 수행한다. 본 발명의 냉각방법은 사상압연 종료 후 오스테나이트 단상역에서 냉각을 개시하여 수냉하는 방법으로 냉각 개시온도가 Ar3+100℃를 초과할 경우에는 사상압연 온도가 증가하여 강재의 저온 DWTT 측면에서 불리하고, Ar3 미만일 경우에는 냉각 이전에 초정 페라이트가 형성되어 강의 강도를 확보할 수 없을 뿐만 아니라 잔류 오스테나이트가 상부 베이나이트로 변태하기 때문에 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 냉각 개시온도를 Ar3+100℃~Ar3로 제한한다. 본 발명에서는 냉각속도를 15℃/sec 이상, 냉각 종료온도는 500℃ 이하로 제한하며, 냉각속도 또는 냉각 종료온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어날 경우 냉각이 충분하지 않아 본 발명에서 제안하는 미세조직을 구현할 수 없을 뿐만 아니라 강판의 항복강도도 확보할 수 없다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 정해지는 것이기 때문이다.

(실시예)

실시예1

하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 가열, 열간압연 및 가속냉각을 통하여 강판을 제조하였다. 하기 표 1 및 표 2에서 발명예는 본 발명의 조성 및 제조조건에 부합되는 것이고, 비교예는 본 발명의 조성 및 제조조건 중의 어느 하나 이상을 벗어난 것이다.

하기 표 1의 발명예 및 비교예는 표 1의 조성 및 표 2의 제조 공정 조건에 따르는 것을 제외하고 동일한 공정에 의해 제조된 것이다. 구체적으로, 발명예 및 비교예의 강판은 하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 표 2의 사이즈로 열간압연을 수행하되 표 2의 가열온도로 가열하고, 통상의 조건으로 조압연을 수행한 후 표 2의 조건으로 사상압연 시작 전까지의 공냉대기 시간을 제어하고 표 2의 조건으로 사상압연을 행한 후 냉각을 한 것이다. 또한, 냉각이 완료된 강판은 표 2의 PWHT 온도에서 열처리를 수행하였다.

상기와 같이 제조된 강판에 대하여 표 3에서와 같이 미세조직을 검사하였고, 중심부에서의 상부 베이나이트 면적 분율 및 PWHT 후의 항복강도 변화량, DWTT 연성파면율, 수소유기균열 민감도(CLR: Crack Length Ratio)를 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

상기 상부 베이나이트 면적 분율은 강판의 미세조직을 두께 중심부 기준 상하 10mm 이내에서 관찰한 것이고, DWTT 연성파면율은 API-5L 규격 기준 -20℃에서 평가한 것이며, 수소유기균열 민감도(CLR)는 NACE(미국 National Association of Corrosion Engineers)에서 규정된 방법을 준수하여 시험을 거친 후 시편 전체 길이에 대하여 발생된 수소 유기 균열 길이의 백분율을 구하여 기재한 것이다.

하기 표 1의 기재된 값은 중량%를 의미한다. 비교예1 내지 5는 본 발명의 실시예에 대하여 표 1에 기재된 조성이 벗어난 비교예고, 비교예6 내지 11은 본 발명의 실시예에 대하여 표 2에 기재된 공정 조건이 벗어난 비교예이다.

표 1 내지 표 3을 참조하면, 발명예1 내지 3은 본 발명의 실시예를 따르는 성분계, 성분범위 및 공정 조건을 만족하는 경우로서, 항복강도가 500MPa 이상이고, -20℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상이며, 수소유기균열 저항성이 우수함을 알 수 있다.

반면, 본 발명의 성분계, 성분범위 및 공정 조건 중의 어느 하나 이상을 벗어나는 비교예1 내지 11은 항복강도가 500MPa 보다 작거나, 620℃ PWHT 후 강도가 감소한 경우 또는 저온 DWTT 특성이나 수소유기균열 저항성이 충분하지 않다.

이를 통하여, 본 발명의 실시예에 따라 강판을 제조함으로써 두께 30mm 이상, 폭 3,500mm 이상의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 항복강도 500Mpa급 후판 강재 얻음과 동시에 후열처리 후에도 항복강도 감소가 없는 강판을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims

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C: 0.02~0.06중량%, Si: 0.5중량% 이하(0 중량% 미포함), Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb: 0.005~0.1중량%, Ti: 0.005~0.05중량%, Ca: 0.0005~0.005중량%, Ni: 0.05~0.5중량%, Cr: 0.05~0.5중량%, Mo: 0.02~0.4중량%, V: 0.005~0.1중량%, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며,
상기, Ca/S: 0.5~5.0, Ni+Cr+Mo+V≤0.8중량%, Nb-0.5*C+0.35*N>0중량%의 관계를 충족하는 강슬라브를 가열온도 1,100~1,300℃로 재가열 하는 단계;
상기 재가열된 강재를 조압연 하는 단계;
상기 조압연을 실시한 후, 수냉하여 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제어하고, Ar3+200℃~Ar3+30℃ 온도에서 누적압하율 50% 이상으로 사상 압연 하는 단계;
Ar3+100℃~Ar3에서 냉각속도 15℃/sec 이상으로 수냉하여 500℃ 이하에서 냉각을 종료함으로써 그 미세조직이 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직을 가지며 두께 중심부를 기준으로 상하부 10mm 이내의 상부 베이나이트의 분율이 5 면적% 이하인 강재를 제조하는 단계;를 포함하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 냉각을 종료 후 얻어진 후판 강재의 두께가 30mm 이상이고 폭이 3,500mm 이상이며, 항복강도가 500MPa 이상인 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
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제 5항에 있어서,
상기 냉각을 종료 후 얻어진 후판 강재를 620℃에서 PWHT 열처리 하는 단계를 더 포함하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
제 8항에 있어서,
상기 PWHT 열처리 후 항복강도가 감소되지 않는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.