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WO2018117450A1 - 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2018117450A1
WO2018117450A1 PCT/KR2017/013553 KR2017013553W WO2018117450A1 WO 2018117450 A1 WO2018117450 A1 WO 2018117450A1 KR 2017013553 W KR2017013553 W KR 2017013553W WO 2018117450 A1 WO2018117450 A1 WO 2018117450A1
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WO
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less
cooling
heat treatment
steel plate
thick steel
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WO2018117450A8 (ko
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고성웅
박재현
배무종
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Posco Co Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to a SOUR thick-wide thick steel plate and a manufacturing method having excellent low temperature toughness and post-heat treatment characteristics, and more particularly, excellent yield resistance and low yield strength after PWHT (Post Weld Heat Treatment) at the same time.
  • the present invention relates to a SOUR thick steel plate having excellent low temperature toughness and post-heat treatment characteristics and a method of manufacturing the same.
  • Line pipe steel having excellent low temperature fracture toughness is manufactured by TMCP (Thermo-Mechanical Control Process) method that accelerates cooling after rough rolling in recrystallization zone and filamentous rolling in unrecrystallized zone.
  • TMCP Thermo-Mechanical Control Process
  • the steel sheet manufactured by the conventional TMCP process has a relatively coarse grain size at the center of the surface and a large amount of coarse hard phases are distributed in the central segregation area. .
  • the thickness of the product increases, it is difficult to add sufficient deformation to the center through rolling, making it difficult to refine the center grains, and the coarse center grains have a disadvantage in that hard phases are easily formed upon cooling.
  • the width of the steel sheet increases, it is difficult to add enough deformation due to the load limitation that can be added to the steel sheet per unit pass, so that the overall grain size becomes coarse than that of the narrow width material. A problem arises that the low-temperature toughness of is deteriorated.
  • the PWHT process is applied to relieve the residual stress of the pipe or welded part, and in general, when PWHT is applied, the strength decreases. Therefore, in consideration of such a decrease in strength, a steel sheet having a higher strength than the required strength of the pipe may be used, which may cause various problems due to the increase in strength.
  • the present invention is to solve the problems of the prior art, according to the present invention is excellent in low-temperature toughness, there is no decrease in strength even after PWHT and at the same time is provided with a high-strength thick-wide thick plate SOUR TMCP steel plate of more than 30mm thickness, 3500mm width .
  • an aspect of the present invention relates to a yield strength of 500Mpa thick plate steel and a manufacturing method excellent in low temperature toughness and hydrogen organic crack resistance of more than 30mm thickness, 3,500mm width, low temperature DWTT characteristics It is characterized by excellent hydrogen organic cracking resistance and no decrease in yield strength even after PWHT.
  • the present invention in weight%, C: 0.02 ⁇ 0.06%; Si: 0.5% or less (without 0%); Mn: 0.8-2.0%; P: 0.03% or less; S: 0.003% or less; Al: 0.06% or less; N: 0.01% or less; Nb: 0.005-0.1%; Ti: 0.005-0.05%; Ca: 0.0005% to 0.005%; And at least one selected from Ni: 0.05 to 0.5%, Cr: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.02 to 0.4%, and V: 0.005 to 0.1%;
  • the present invention relates to a thick steel sheet containing the balance Fe and unavoidable impurities, satisfying the following relational formula 1-3, and having a DWTT (Drop Weight Tear Test) ductile wave ratio of 85% or more at -20 ° C.
  • Ca, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, C, N used in each relation is a value indicating the content of the element in weight%.
  • the thick steel plate may have a thickness of 30 mm or more, a width of 3500 mm or more, and a yield strength of 500 MPa or more.
  • the thick steel plate has a microstructure and has a composite structure of acyclic ferrite or acyclic ferrite and polygonal ferrite, and a fraction of upper bainite within 10 mm above and below the center of thickness may be 5 area% or less.
  • C 0.02 ⁇ 0.06%; Si: 0.5% or less (without 0%); Mn: 0.8-2.0%; P: 0.03% or less; S: 0.003% or less; Al: 0.06% or less; N: 0.01% or less; Nb: 0.005-0.1%; Ti: 0.005-0.05%; Ca: 0.0005% to 0.005%; And at least one selected from Ni: 0.05 to 0.5%, Cr: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.02 to 0.4%, and V: 0.005 to 0.1%; Re-heating the steel slab containing the balance Fe and unavoidable impurities, and satisfying the above formula 1-3 at a temperature of 1100 ⁇ 1300 °C and rolling;
  • It relates to a thick steel plate manufacturing method comprising; starting the cooling of the finish-rolled steel sheet at Ar3 + 100 °C ⁇ Ar3 at a cooling rate of 15 °C / sec or more.
  • the PWHT heat treatment of the thick plate steel obtained after the cooling may be further included at 620 °C.
  • 1 is a diagram showing the yield strength change after 620 °C PWHT according to Nb-0.5 * C + 0.35 * N (% by weight).
  • the present inventors repeated the research and experiment to improve the DWTT properties of the thick-width material, and unlike the conventional manufacturing method, technology that can secure the DWTT properties by inhibiting austenite crystal growth by cooling water before finishing rolling after rough rolling. Found.
  • the present inventors focused on the fact that when Nb dissolved in steel during PWHT heat treatment is precipitated, the strength may be increased by precipitation strengthening, thereby compensating for the decrease in strength due to post-heat treatment. Therefore, when providing a suitable steel composition and appropriate control technology, it is to find that the additional strength to secure the burden of steel considering the PWHT can be found and present the present invention.
  • composition of the thick-wide thick steel with excellent low temperature DWTT properties and hydrogen organic crack resistance and no strength reduction even after PWHT will be described, wherein “%” is “weight” unless otherwise specified. Means.
  • C is closely related to the preparation method along with the other ingredients. Among the steel components, C has the greatest influence on the properties of the steel. If the C content is less than 0.02%, the component control cost is excessively generated during the steelmaking process and the welding heat affected zone is softened more than necessary. If the C content is more than 0.06%, the low temperature DWTT characteristics and the hydrogen organic crack resistance of the steel sheet In addition to reducing the weldability and reducing the weldability as well as the precipitation of most of the added Nb during the rolling process to reduce the amount of precipitation during cooling in the present invention, the C content is limited to 0.02 to 0.06%.
  • Si not only acts as a deoxidizer in the steelmaking process, but also increases the strength of steel. If the Si content is more than 0.5%, the low-temperature DWTT properties of the material worsens, inhibits weldability and causes scale peeling during rolling, so the content is preferably limited to 0.5% or less. Although the Si content is somewhat low, the lower limit of the Si content is not particularly limited because similar effects can be obtained by other elements. However, in one embodiment of the present invention, the Si content may be limited to 0.1% or more in consideration of the fact that the manufacturing cost may increase when the role of Si and the content are excessively lowered.
  • Mn is preferably added in an amount of 0.8% or more as an element for improving the hardenability of steel without impairing low-temperature toughness.
  • a central segregation causing hydrogen organic cracking is generated, thereby lowering low-temperature toughness, as well as increasing hardenability of steel and degrading weldability. Therefore, it is desirable to limit the content to 0.8 ⁇ 2.0%. In particular, in order to further limit the central segregation, 0.8 to 1.6% is more preferable.
  • P is an impurity element, and if the content is added in excess of 0.03%, not only the weldability is significantly lowered but also the low-temperature toughness is reduced, so the content is preferably limited to 0.03% or less. In particular, 0.01% or less is more preferable in order to ensure low-temperature toughness.
  • S is also an impurity element and if its content exceeds 0.003%, there is a problem of reducing ductility, low temperature toughness and weldability of steel. Therefore, it is desirable to limit the content to 0.003% or less.
  • S is more preferably 0.002% or less because it combines with Mn to form MnS inclusions to lower the hydrogen organic crack resistance of the steel.
  • Al typically serves as a deoxidizer that reacts with oxygen present in molten steel to remove oxygen. Therefore, Al is generally added to such an extent that it has sufficient deoxidation force in steel materials. However, when added in excess of 0.06%, a large amount of oxide inclusions are formed, which inhibits low temperature toughness and hydrogen organic crack resistance, so the content is limited to 0.06% or less.
  • N is present as an impurity. Since N is difficult to completely remove industrially in steel, the upper limit of the content is 0.01%, which is an allowable range in the manufacturing process. N forms nitrides with Al, Ti, Nb, V, etc., which hinders austenite grain growth and helps toughness and strength, but its content is excessively higher than 0.01% so that N in solid state exists. N in these solid solution states adversely affect the low-temperature toughness, so it is preferable to limit the range to 0.01%.
  • Nb is dissolved during slab reheating, inhibits austenite grain growth during hot rolling, and then precipitates to enhance the strength of the steel.
  • by forming a low-temperature precipitated phase by bonding with carbon during the post-heat treatment serves to compensate for the decrease in strength during the post-heat treatment.
  • the Nb is added at less than 0.005%, it is difficult to ensure that the Nb-based precipitate is sufficiently compensated for the decrease in strength during post-heat treatment and growth of austenite grains occurs during the rolling process, thereby reducing low-temperature toughness.
  • Nb is excessively added in excess of 0.1%, not only the austenite grains become finer than necessary, but also the low-temperature toughness and hydrogen organic crack resistance by coarse precipitates are reduced, so the content of Nb is limited to 0.1% or less in the present invention. do. In view of low temperature toughness, it is more preferable to add it at 0.05% or less.
  • Ti is an effective element that inhibits austenite grain growth in the form of TiN by binding to N upon reheating the slab.
  • austenitic grains become coarse to reduce low-temperature toughness, but when added to more than 0.05%, coarse Ti-based precipitates are formed to reduce low-temperature toughness and hydrogen organic crack resistance. Therefore, in the present invention, the content of Ti is limited to 0.005 to 0.05%. In view of low temperature toughness, it is more preferable to add it at 0.03% or less.
  • Ca serves to shape the MnS inclusions.
  • MnS is drawn during rolling with inclusions having a low melting point to act as a starting point for hydrogen organic cracks.
  • the added Ca reacts with MnS and surrounds the MnS, thus preventing MnS from stretching. If the content of Ca is less than 0.0005%, the effect cannot be expected, and if a large amount is added, the upper limit is limited to 0.005% because a large amount of oxidative inclusions that can be the hydrogen organic crack initiation point are generated.
  • the Ca / S content ratio defined by the following relation 1 to 0.5 to 5.0.
  • the Ca / S ratio is an index representing MnS center segregation and coarse inclusions.
  • MnS is formed at the center of the thickness of the steel sheet to reduce hydrogen organic cracking resistance, whereas when it exceeds 5.0, Ca-based coarse inclusions are formed. This is because hydrogen organic crack resistance can be reduced.
  • the steel sheet of the present invention may further include one or two or more elements from elements such as Ni, Cr, Mo, and V.
  • Ni is an element that improves the toughness of steel and is added to increase the strength of steel without deterioration of low temperature toughness.
  • Ni is added less than 0.05%, there is no effect of strength increase due to Ni addition, and when it is added more than 0.5%, it is preferable to limit the content by 0.05 to 0.5% due to the price increase by Ni addition. Do.
  • the Cr may contain 0.05% or more since it is dissolved in austenite when the slab is reheated, and serves to increase the hardenability of the steel. However, since the weldability is lowered when added in excess of 0.5%, it is preferable to limit the content to 0.05 to 0.5%.
  • the Mo is an element having a similar or more active effect to Cr and increases the hardenability of the steel and prevents the decrease of the strength of the heat treatment material.
  • Mo is added less than 0.02%, it is difficult to secure hardenability of the steel and excessively decrease in strength after heat treatment, whereas when the Mo is added more than 0.4%, the low temperature toughness is formed, the weldability is reduced, and the temper brittleness is increased. It is preferable to limit the amount to 0.02 to 0.4%.
  • the V increases the hardenability of the steel to increase the strength, but is partially precipitated during the post-heat treatment to further supplement the precipitation of Nb and is used to prevent the strength drop.
  • V is added less than 0.005%, there is no effect of preventing the strength of the heat treatment material from falling, and when added in excess of 0.1%, low temperature phases are formed by increasing the hardenability of the steel, thereby reducing the low temperature toughness and hydrogen organic crack resistance.
  • the content of V is limited to 0.005 ⁇ 0.1%. In view of low temperature toughness, 0.05% or less is more preferable.
  • Ni + Cr + Mo + V defined by the following relational formula 2 is controlled to 0.8% or less.
  • Ni, Cr, Mo, and V are elements that increase the carbon equivalent of steel except C and Mn, which are predominantly affected by low temperature DWTT characteristics and hydrogen organic cracking characteristics of steels, and the sum of the contents thereof may exceed 0.8 wt%.
  • the strength of the steel rises more than necessary to reduce the low temperature DWTT characteristics and the hydrogen organic crack resistance, and the manufacturing cost may be excessively increased.
  • Nb, C and N content it is preferable to have an Nb, C and N content to satisfy the following relational formula 3.
  • Nb needs to be precipitated during post-heat treatment to form a precipitate.
  • the Nb, C, N content does not satisfy the following relation 3, most of the Nb is precipitated during heating, rolling, and cooling, there is no effect of precipitating during the post-heat treatment to prevent the decrease in strength .
  • the low-temperature DWTT properties of the present invention and the excellent yield strength 500MPa thick thick-wide steel having excellent resistance to hydrogen organic cracking may have a composite structure of the acyclic ring or acyclic ferrite and polygonal ferrite. That is, the steel sheet having excellent low temperature DWTT properties and hydrogen organic crack resistance, the base steel structure is excellent in low temperature DWTT characteristics and hydrogen organic crack resistance, while maintaining a high strength of yield strength of 500 Mpa or higher despite being thick-wide thickness of 30 mm or more. As such, it is preferable to have a composite structure phase of acyclic ferrite or acyclic ferrite and polygonal ferrite.
  • the formation of upper bainite that deteriorates the DWTT characteristics at the center of thickness should be suppressed. Therefore, the fraction of upper bainite within 10 mm above and below the center of thickness is limited to 5 area% or less. desirable.
  • the steel sheet of the present invention having the above-described advantageous composition and steel microstructure can be easily manufactured by those skilled in the art to which the present invention pertains, without undue repetitive experiments. Can be.
  • the present invention proposes an advantageous manufacturing method found by the inventor of the present invention as a few examples.
  • the reheating temperature of the slab is preferably limited to 1100 ⁇ 1300 °C. If the reheating temperature exceeds the upper limit of 1300 ° C limited by the present invention, the austenite grains are coarsened to lower the low temperature DWTT characteristics of the steel, if less than 1100 ° C alloy element availability may fall. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the range of the reheating temperature to 1100 ⁇ 1300 °C, more preferably in terms of low temperature toughness to 1100 ⁇ 1200 °C.
  • the rough rolling steel slab is cooled with water to control the holding time before starting the finishing rolling to 300 seconds or less.
  • the holding time before rough rolling starts after the rough rolling is limited to 300 seconds or less.
  • the reason for limiting the holding time before rough rolling starts after rough rolling in the present invention is 300 seconds or less, in order to secure low-temperature DWTT characteristics of high-strength thick-wide material by the conventional heating-corolling-air cooling-ideal rolling method. It is difficult, because especially when the steel sheet is maintained at high temperature, the rolled structure by the rough rolling grows and coarsens, thereby deteriorating the low-temperature toughness of the steel sheet.
  • the present invention it is preferable to suppress the growth of austenite crystals before finishing rolling by forcibly water-cooling the bar after ordinary rough rolling and cooling it to the finishing rolling starting temperature within 300 seconds. If the holding time after the rough rolling before starting the finishing rolling exceeds 300 seconds, the low temperature DWTT characteristics of the steel sheet cannot be secured by austenite grain growth before finishing rolling, and more preferably 100 seconds in terms of low temperature DWTT characteristics. To control within.
  • the rolling is carried out with a cumulative reduction of 50% or more at a temperature of Ar3 + 200 ° C to Ar3 + 30 ° C.
  • the present invention is limited to the filament rolling temperature to Ar3 + 200 ° C to Ar3 + 30 ° C. If the filament rolling temperature is higher than Ar3 + 200 ° C., grains and Nb precipitates grow to lower low-temperature DWTT characteristics, and if the filament rolling temperature is lower than Ar3 + 30 ° C., the cooling start temperature is lowered to Ar3 or lower, resulting in abnormal reverse cooling start. This is because primary ferrite is formed before the start of cooling, which may lower the strength of the steel.
  • the cumulative rolling reduction rate is limited to 50% or more in order to transfer sufficient rolling force to the center portion and refine the crystal grains.
  • the finishing rolling cumulative reduction ratio is less than 50%, which is a lower limit proposed by the present invention, recrystallization by rolling does not occur to the center part, and the center part grains may be coarsened and the low temperature DWTT characteristics may be deteriorated.
  • the finish-rolled steel sheet starts cooling at Ar3 + 100 ° C to Ar3 at a cooling rate of 15 ° C / sec or more, and ends cooling at 500 ° C or less.
  • cooling is performed after the finishing rolling.
  • the cooling method of the present invention is a method of starting the cooling in the austenite single-phase zone after completion of finishing rolling and cooling the water in a preferred temperature range of Ar3 + 100 ° C to Ar3. If the cooling start temperature exceeds Ar3 + 100 ° C., the filament rolling temperature increases, which is disadvantageous in terms of low temperature DWTT of the steel, and in the case of less than Ar3, primary ferrite is formed before cooling to secure the strength of the steel. However, because the residual austenite transforms into the upper bainite, low temperature DWTT characteristics and hydrogen organic crack resistance may be degraded.
  • the cooling start temperature is cooled to 500 ° C or lower, which is the cooling end temperature, at a cooling rate of 15 ° C / sec or more. If the cooling rate or the cooling end temperature is out of the range proposed by the present invention, the cooling is not enough to not implement the microstructure proposed by the present invention, and also the yield strength of the steel sheet cannot be secured.
  • the PWHT heat treatment may be performed on the steel plate after the cooling is completed.
  • the slabs having the composition shown in Table 1 were prepared by heating, hot rolling and accelerated cooling.
  • the invention examples correspond to the composition and production conditions of the present invention, and the comparative examples deviate from any one or more of the composition and production conditions of the present invention.
  • Inventive examples and comparative examples of the following Table 2 are prepared by the same process except that the composition of Table 1 and the manufacturing process conditions of Table 2.
  • the steel sheet of the invention examples and comparative examples is subjected to hot rolling of the slab having the composition of Table 1 to the size of Table 2, but heated to the heating temperature of Table 2, after the rough rolling under the usual conditions of Table 2 As a condition, the waiting time until the start of the finishing rolling is controlled, and the finishing rolling is performed under the conditions shown in Table 2, followed by cooling.
  • the cooled steel sheet was heat-treated at a PWHT temperature of 620 °C.
  • the upper bainite area fraction is observed in the microstructure of the steel sheet within 10mm above and below the center of thickness, DWTT ductile wave rate is evaluated at -20 ° C based on API-5L standard, and hydrogen organic crack sensitivity (CLR) is NACE.
  • CLR hydrogen organic crack sensitivity
  • Comparative Examples 1 to 5 are examples when the steel composition component is out of the range of the present invention, and Comparative Examples 6 to 11 are examples when the steel composition component satisfies the scope of the present invention but the manufacturing process conditions are outside the scope of the present invention. Examples are.
  • a * represents Ni + Cr + Mo + V
  • D * represents Ca / S ratio
  • E * represents Nb-0.5 * C + 0.35 * N
  • the yield strength is 500MPa or more, DWTT ductile fracture rate at -20 °C 85 It is more than%, it can be seen that hydrogen organic cracking resistance is excellent.
  • Comparative Examples 1 to 11 which deviate from any one or more of the steel composition and the manufacturing process conditions of the present invention, the yield strength is less than 500MPa, the strength is reduced after 620 °C PWHT or low temperature DWTT characteristics or hydrogen organic crack resistance Not full yet.

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Abstract

저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 내SOUR 후판 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.06%; Si: 0.5% 이하(0% 미포함); Mn: 0.8~2.0%; P: 0.03% 이하; S: 0.003% 이하; Al: 0.06% 이하; N: 0.01% 이하; Nb: 0.005~0.1%; Ti: 0.005~0.05%; Ca: 0.0005~0.005%; 그리고 Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.4% 및 V: 0.005~0.1% 중 선택된 1종 또는 2종 이상; 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1-3을 만족하며, -20℃에서 DWTT(Drop Weight Tear Test) 연성파면율이 85% 이상이다.

Description

저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재 및 그 제조방법
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 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
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 된다. 따라서 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 3500mm 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 한다.
일측면에서 본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.06%; Si: 0.5% 이하(0% 미포함); Mn: 0.8~2.0%; P: 0.03% 이하; S: 0.003% 이하; Al: 0.06% 이하; N: 0.01% 이하; Nb: 0.005~0.1%; Ti: 0.005~0.05%; Ca: 0.0005~0.005%; 그리고 Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.4% 및 V: 0.005~0.1% 중 선택된 1종 또는 2종 이상; 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, -20℃에서 DWTT(Drop Weight Tear Test) 연성파면율이 85% 이상인 후판강재에 관한 것이다.
[관계식 1]
Ca/S: 0.5~5.0
[관계식 2]
Ni+Cr+Mo+V≤0.8%
[관계식 3]
Nb-0.5*C+0.35*N>0%
단, 각 관계식에서 사용된 Ca, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, C, N은 해당원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
상기 후판 강재의 두께가 30mm 이상이고 폭이 3500mm 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.
또한 본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.06%; Si: 0.5% 이하(0% 미포함); Mn: 0.8~2.0%; P: 0.03% 이하; S: 0.003% 이하; Al: 0.06% 이하; N: 0.01% 이하; Nb: 0.005~0.1%; Ti: 0.005~0.05%; Ca: 0.0005~0.005%; 그리고 Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.4% 및 V: 0.005~0.1% 중 선택된 1종 또는 2종 이상; 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1-3을 만족하는 강슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열한 후 압연 하는 단계;
상기 조압연된 강슬라브를 수냉하여 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제어하고, 이어, Ar3+200℃~Ar3+30℃ 온도에서 누적압하율 50% 이상으로 사상 압연 하는 단계; 및
상기 사상 압연된 강판을 Ar3+100℃~Ar3에서 15℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하여 500℃ 이하에서 냉각을 종료 하는 단계;를 포함하는 후판 강재 제조방법에 관한 것이다.
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 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 Nb - 0.5*C + 0.35*N (중량%)에 따른 620℃ PWHT 이후의 항복강도 변화량을 나타낸 그림이다.
본 발명자들은 후물-광폭재의 DWTT 특성을 향상하기 위해 연구와 실험을 거듭하였으며, 종래 제조법과는 달리 조압연 실시 후 사상압연 전에 수냉을 함으로써 오스테나이트 결정 성장을 억제하여 DWTT 특성을 확보할 수 있는 기술을 발견하였다. 또한 본 발명자들은 PWHT 열처리시 강재 중에 고용되어 있는 Nb가 석출될 경우, 석출강화에 의하여 강도가 오히려 증가할 수 있으므로 후열처리에 따른 강도 감소를 보상할 수 있다는 것에 착안하였다. 따라서 이에 적합한 강 조성과 적절한 제어기술을 제공할 경우, PWHT를 고려한 강재의 추가적인 강도 확보 부담을 없앨 수 있다는 것을 발견하고 본 발명을 제시하는 것이다.
이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수하고 PWHT 후에도 강도 감소가 없는 후육-광폭 후판 강재의 조성 성분 및 성분 제한사유를 설명하며, 여기에서 "%"는 달리 규정하는 바가 없으면 "중량"를 의미한다.
C: 0.02~0.06%
C은 다른 성분과 함께 제조 방법과 밀접하게 관련되어 있다. 강 성분 중에서도 C은 강재의 특성에 가장 큰 영향을 미친다. C 함량이 0.02% 미만일 경우에는 제강공정 중 성분제어 비용이 과도하게 발생하고 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화되는 반면, C 함량이 0.06%를 초과할 경우에는 강판의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성을 감소시키고 용접성을 떨어뜨릴 뿐만 아니라 첨가된 Nb의 대부분을 압연공정 중에 석출시켜 냉각 시 석출량을 감소시키므로 본 발명에서는 C 함량을 0.02~0.06%로 그 범위를 한정한다.
Si: 0.5% 이하(0% 미포함)
Si는 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다. Si 함량이 0.5%를 초과하면 소재의 저온 DWTT 특성이 나빠지고 용접성을 저해하며 압연 시 스케일 박리를 유발하므로, 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다. Si 함량이 다소 낮더라도 다른 원소들에 의하여 유사한 효과를 거둘 수 있으므로, Si 함량의 하한은 특별히 제한하지 않는다. 다만, 본 발명의 한가지 구현예에서는 상술한 Si의 역할과 과다하게 함량을 낮출 경우 제조비용이 증가할 수 있다는 것을 고려하여, Si 함량을 0.1% 이상으로 제한할 수도 있다.
Mn: 0.8~2.0%
Mn은 저온인성을 저해하지 않으면서 강의 소입성을 향상시키는 원소로 0.8% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만, 2.0%를 초과하여 첨가되면 수소유기균열 등을 유발하는 중심편석이 발생하여 저온인성이 저하됨은 물론 강의 경화능을 높이고 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서 그 함량을 0.8~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 중심편석을 더욱 제한하기 위해서는 0.8~1.6%가 더욱 바람직하다.
P: 0.03% 이하
P는 불순물 원소이며, 그 함량이 0.03%를 초과하여 첨가되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 저온인성이 감소하므로, 그 함량을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 저온인성을 확보하기 위하여 0.01% 이하가 더욱 바람직하다.
S: 0.003% 이하
S도 불순물 원소이며 그 함량이 0.003%를 초과하면 강의 연성, 저온인성 및 용접성을 감소시키는 문제점이 있다. 따라서 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 수소유기균열 저항성을 저하시키기 때문에 0.002% 이하가 더욱 바람직하다.
Al: 0.06% 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 0.06%를 초과하여 첨가되면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저해하므로 그 함량을 0.06% 이하로 제한한다.
N: 0.01% 이하
본 발명에서 N은 불순물로서 존재한다. 상기 N은 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01%를 함량의 상한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하며 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주기도 하지만, 그 함유량이 0.01%를 초과하여 과도하게 함유되어 고용상태의 N이 존재하고 이들 고용상태의 N은 저온인성에 악영향을 미치므로 그 범위를 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.1%
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 0.005% 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 0.1%를 초과하여 과도하게 첨가되면 오스테나이트 결정립이 필요 이상으로 미세화 될 뿐만 아니라 조대 석출물에 의한 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 감소하므로 본 발명에서는 Nb의 함량을 0.1% 이하로 제한한다. 저온 인성 측면에서 더욱 바람직하게는 0.05% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
Ti: 0.005~0.05%
Ti은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 효과적인 원소이다. 하지만, 상기 Ti이 0.005% 미만으로 첨가될 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 저온인성을 감소시키지만, 0.05%를 초과하여 첨가되면 조대한 Ti계 석출물이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성이 감소하므로 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.005~0.05%로 제한한다. 저온인성 측면에서 더욱 바람직하게는 0.03% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
Ca: 0.0005~0.005%
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 0.0005% 미만이면, 그 효과를 기대할 수 없고, 다량 투입된면 수소유기균열 개시점이 될 수 있는 산화물성 개재물을 다량 생성시키므로 상한을 0.005%로 제한한다.
또한 본 발명에서는 하기 관계식 1에 의해 정의되는 Ca/S 함량비를 0.5~5.0로 제어함이 바람직하다. 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 저하시킬 수 있기 때문이다.
[관계식 1]
Ca/S: 0.5~5.0
본 발명의 강판은 상술한 조성에 더하여 Ni, Cr, Mo, V 등의 원소 중에서 1종 또는 2종 이상의 원소를 추가로 포함할 수 있다.
Ni: 0.05~0.5%
Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소로 저온인성의 열화 없이 강의 강도를 증가시키기 위해서 첨가된다. 하지만, Ni이 0.05% 미만으로 첨가될 경우에는 Ni 첨가로 인한 강도 증가의 효과가 없고, 0.5%를 초과하여 첨가될 경우에는 Ni 첨가에 의한 가격 상승으로 그 함량을 0.05~0.5% 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.5%
상기 Cr은 슬라브 재가열 시, 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 하므로 0.05% 이상 포함할 수 있다. 하지만, 0.5%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하되는 문제점이 있으므로 그 함량을 0.05~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.02~0.4%
상기 Mo은 Cr과 유사하거나 보다 적극적인 효과를 가지는 원소로 강재의 소입성을 증가시키고 열처리재의 강도감소를 방지하는 역할을 한다. 상기 Mo이 0.02% 미만으로 첨가될 경우에는 강의 소입성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 열처리 후 강도 감소가 과도한 반면, 0.4%를 초과하여 첨가되면 저온인성이 취약한 조직을 형성시키고 용접성을 저하시키며 템퍼 취성을 일으키므로 0.02~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.005~0.1%
상기 V은 강재의 소입성을 증가시켜 강도를 증가시키지만, 후열처리 시 일부 석출되어 Nb 석출을 추가로 보완하며 강도하락 방지에 활용된다. 하지만, 상기 V은 0.005% 미만으로 첨가될 경우에는 열처리재의 강도하락을 방지하는 효과가 없고, 0.1%를 초과하여 첨가되면 강의 소입성 증가로 저온 상들이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성을 감소시키기 때문에 본 발명에서는 V의 함량을 0.005~0.1%로 제한한다. 저온인성 측면에서 0.05% 이하가 더욱 바람직하다.
Ni, Cr, Mo 및 V의 합: 0.8% 이하
본 발명에서는 하기 관계식 2에 의해 정의되는 Ni + Cr + Mo + V의 합을 0.8% 이하로 제어한다. 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 감소할 뿐마 아니라 제조비용이 과도하게 상승할 수 있다.
[관계식 2]
Ni+Cr+Mo+V≤0.8%
또한 본 발명에서는 하기 관계식 3를 만족하도록 Nb, C 및 N 함량을 가지는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 Nb은 후열처리 시에 석출하여 석출물을 형성할 필요가 있다. 그런데, Nb, C, N 함량이 하기 관계식 3을 만족하지 못 할 경우, 대부분의 Nb가 가열, 압연, 냉각 중에 석출되어, 후열처리 시에 석출하여 강도 감소를 방지하는 효과가 없을 수 있기 때문이다.
[관계식 3]
Nb-0.5*C+0.35*N>0%
한편 본 발명의 저온DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 항복강도 500MPa 이상급 후육-광폭 강재는 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직을 가질 수 있다. 즉, 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 가짐이 바람직하다. 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 제한함이 바람직하다.
상술한 유리한 조성과 강 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.
먼저, 본 발명에서는 상술합 바와 같은 조성성분을 갖는 강슬라브를 1100~1300℃의 온도 범위에서 재가열한후, 조압연한다.
본 발명의 일 구현예에서 슬라브의 재가열온도는 1100~1300℃로 제한함이 바람직하다. 만일 상기 재가열온도가 본 발명에서 제한하는 상한치인 1300℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강의 저온 DWTT 특성이 저하되며, 1100℃ 미만인 경우에는 합금원소 재고용율이 떨어질 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 재가열온도의 범위를 1100~1300℃로 제한함이 바람직하며, 저온인성 측면에서 보다 바람직하게는 1100~1200℃로 제한하는 것이다.
이어, 본 발명에서는 상기 조압연된 강슬라브를 수냉하여 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제어한다.
본 발명의 일구현예에서는 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 일구현예에서는 통상의 조압연 후 바(Bar)를 강제 수냉하여 300초 이내에 사상압연 시작 온도까지 냉각함으로써 사상 압연 전의 오스테나이트 결정 성장을 억제하도록 함이 바람직하다. 상기 조압연 후 사상압연 시작 전까지의 유지시간이 300초를 초과할 경우, 사상압연 전에 오스테나이트 결정립 성장으로 강판의 저온 DWTT 특성을 확보할 수 없기 때문이며, 저온DWTT 특성 측면에서 보다 바람직하게는 100초 이내로 제어하는 것이다.
그리고 본 발명에서는 Ar3+200℃~Ar3+30℃ 온도에서 누적압하율 50% 이상으로 사상 압연한다. 가급적 결정립과 석출물 성장을 억제하면서 초정 페라이트의 생성을 방지하기 위하여, 본 발명에서는 사상압연 온도를 Ar3+200℃~Ar3+30℃로 제한한다. 만일 상기 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 때문이다.
이때 본 발명에서는 그 누적압하율을 50% 이상이 되도록 사상 업연함이 바람직하다. 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 열화될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 사상 압연된 강판을 Ar3+100℃~Ar3에서 15℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하여 500℃ 이하에서 냉각을 종료한다.
본 발명에서는 상기 사상압연 후 냉각을 수행한다.
본 발명의 냉각방법은 사상압연 종료 후 오스테나이트 단상역에서 냉각을 개시하여 수냉하는 방법으로서 냉각 개시온도를 Ar3+100℃~Ar3 온도 범위로 함이 바람직하다. 만일 상기 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 저하될 수 있다.
또한 본 발명에서는 상기 냉각 개시온도에서 15℃/sec 이상의 냉각 속도로 냉각 종료온도인 500℃ 이하로 냉각한다. 만일 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.
이어, 본 발명에서는 상기 냉각을 종료된 후판 강재를 PWHT 열처리할 수 있다.
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)
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 가열, 열간압연 및 가속냉각을 통하여 강판을 제조하였다. 하기 표 2에서 발명예는 본 발명의 조성 및 제조조건에 부합되는 것이고, 비교예는 본 발명의 조성 및 제조조건 중의 어느 하나 이상을 벗어난 것이다.
하기 표 2의 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 대기 시간을 제어하고 표 2의 조건으로 사상압연을 행한 후 냉각을 한 것이다. 또한, 냉각이 완료된 강판은 620℃의 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 강 조성성분이 본 발명의 범위를 벗어난 경우의 예들이고, 비교예6 내지 11은 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하나 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 경우의 예들이다.
강종No. C Si Mn P S Al N Ni Cr Mo Nb Ti V Ca A* D* E*
1 0.04 0.24 1.41 0.006 0.0007 0.024 0.003 0.34 0.25 0.15 0.043 0.012 0.027 0.0018 0.767 2.6 0.02
2 0.038 0.25 1.43 0.006 0.0009 0.023 0.004 0.32 0.27 0.14 0.041 0.013 0.022 0.0016 0.752 1.8 0.02
3 0.042 0.23 1.42 0.009 0.0008 0.025 0.004 0.33 0.28 0.13 0.046 0.011 0.025 0.0011 0.765 1.4 0.02
4 0.11 0.25 1.44 0.008 0.0008 0.031 0.005 0.21 0.25 0.13 0.05 0.011 0.02 0.0015 0.61 1.9 -0.01
5 0.043 0.24 2.11 0.008 0.0008 0.029 0.006 - 0.1 0.12 0.035 0.006 0.13 0.0011 0.35 1.4 0.01
6 0.037 0.22 1.22 0.06 0.001 0.038 0.004 0.16 0.22 0.1 0.044 0.013 0.23 0.0004 0.71 0.4 0.02
7 0.039 0.25 1.31 0.008 0.0008 0.026 0.005 0.12 0.19 0.33 0.038 0.011 0.25 0.0018 0.89 2.3 0.02
8 0.044 0.23 1.45 0.008 0.0009 0.025 0.005 0.35 0.11 0.19 0.008 0.012 0.022 0.0016 0.672 1.8 -0.02
*표 1에서 잔부 Fe 및 불가피한 불순물임
그리고 A*는 Ni+Cr+Mo+V을, D*는 Ca/S 비를, 그리고 E*는 Nb-0.5*C+0.35*N를 나타낸다,
강종No. 두께(mm) 폭(mm) 재가열온도(℃) 대기시간(초) 사상압연시작온도(℃) 사상압연마무리온도(℃) 사상압연누적압하율(%) 냉각개시온도(℃) 냉각종료온도(℃) 냉각속도(℃/s) 비고
1 30.9 3715 1128 83 870 822 80 798 458 37 발명예1
2 34.6 3740 1119 92 859 828 77 805 488 29 발명예2
3 45 3741 1125 98 857 830 77 809 470 26 발명예3
4 38.3 3800 1129 96 891 799 75 776 485 24 비교예1
5 42 3840 1127 88 888 786 75 764 444 24 비교예2
6 34.7 3558 1133 254 865 828 77 790 451 29 비교예3
7 43 3748 1121 97 855 808 77 787 466 24 비교예4
8 39.5 3567 1129 86 890 843 78 812 456 27 비교예5
1 30.9 3715 1131 324 876 826 80 802 465 38 비교예6
30.9 3715 1132 95 973 895 77 871 439 40 비교예7
30.9 3715 1145 79 845 823 40 800 453 37 비교예8
30.9 3715 1127 85 785 765 77 722 432 24 비교예9
30.9 3715 1133 88 839 833 80 804 545 21 비교예10
30.9 3715 1121 98 856 807 80 799 497 8 비교예11
* Ar3= 910 - 310*C - 80*Mn - 20*Cu - 15*Cr - 55*N - 80*Mo + 0.35*(두께- 8)
강종No. 기지조직 중심부 UB분율(면적%) PWHT전 항복강도(MPa) PWHT후 항복강도(MPa) 항복강도 변화량(MPa) DWTT 연성파면율(-20℃) 수소유기균열 비고
1 AF+PF 1.2 536 543 7 96 미발생 발명예1
2 AF 0.3 539 545 6 100 미발생 발명예2
3 AF+PF 0.4 529 539 10 99 미발생 발명예3
4 AF+UB 38.4 577 521 -56 22 발생 비교예1
5 AF+UB 65.3 585 588 3 39 발생 비교예2
6 AF+PF 1.2 521 543 22 65 발생 비교예3
7 AF+UB 35.5 594 612 18 57 발생 비교예4
8 AF+PF 0.2 521 488 -33 99 미발생 비교예5
1 AF+PF 1.6 533 545 12 77 미발생 비교예6
AF+PF 3.5 515 523 8 73 미발생 비교예7
AF+PF 3.2 530 555 25 62 미발생 비교예8
AF+UB 6.8 465 474 9 82 발생 비교예9
PF+AF 0.2 493 511 18 89 미발생 비교예10
PF+AF 0.1 425 467 42 100 미발생 비교예11
*표 3에서 AF:Acicular Ferrite, PF: Polygonal Ferrite, UB: Upper Bainite
상기 표 1 내지 표 3에 나타난 바와 같이, 발명예1 내지 3은 본 발명의 강 성분범위 및 제조공정 조건을 만족하는 경우로서, 항복강도가 500MPa 이상이고, -20℃에서 DWTT 연성파면율이 85% 이상이며, 수소유기균열 저항성이 우수함을 알 수 있다.
반면, 본 발명의 강 조성성분 및 제조공정 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 (9)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.06%; Si: 0.5% 이하(0% 미포함); Mn: 0.8~2.0%; P: 0.03% 이하; S: 0.003% 이하; Al: 0.06% 이하; N: 0.01% 이하; Nb: 0.005~0.1%; Ti: 0.005~0.05%; Ca: 0.0005~0.005%; 그리고 Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.4% 및 V: 0.005~0.1% 중 선택된 1종 또는 2종 이상; 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, -20℃에서 DWTT(Drop Weight Tear Test) 연성파면율이 85% 이상인 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재.
    [관계식 1]
    Ca/S: 0.5~5.0
    [관계식 2]
    Ni+Cr+Mo+V≤0.8%
    [관계식 3]
    Nb-0.5*C+0.35*N>0%
    단, 각 관계식에서 사용된 Ca, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, C, N은 해당원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 후판 강재의 두께가 30mm 이상이고 폭이 3500mm 이상이며, 항복강도가 500MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 후판 강재는 미세조직으로 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직을 가지며, 두께 중심부를 기준으로 상하부 10mm 이내의 상부 베이나이트의 분율이 5 면적% 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재.
  4. 제 1항에 있어서, PWHT 후에도 상기 후판 강재의 항복강도가 감소되지 않는 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재.
  5. 중량%로, C: 0.02~0.06%; Si: 0.5% 이하(0% 미포함); Mn: 0.8~2.0%; P: 0.03% 이하; S: 0.003% 이하; Al: 0.06% 이하; N: 0.01% 이하; Nb: 0.005~0.1%; Ti: 0.005~0.05%; Ca: 0.0005~0.005%; 그리고 Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.4% 및 V: 0.005~0.1% 중 선택된 1종 또는 2종 이상; 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1-3을 만족하는 강슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열한 후 압연 하는 단계;
    상기 조압연된 강슬라브를 수냉하여 사상압연 시작 전까지의 유지시간을 300초 이하로 제어하고, 이어, Ar3+200℃~Ar3+30℃ 온도에서 누적압하율 50% 이상으로 사상 압연 하는 단계; 및
    상기 사상 압연된 강판을 Ar3+100℃~Ar3에서 15℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각을 개시하여 500℃ 이하에서 냉각을 종료 하는 단계;를 포함하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    Ca/S: 0.5~5.0
    [관계식 2]
    Ni+Cr+Mo+V≤0.8%
    [관계식 3]
    Nb-0.5*C+0.35*N>0%
    단, 각 관계식에서 사용된 Ca, S, Ni, Cr, Mo, V, Nb, C, N은 해당원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 냉각을 종료 후 얻어진 후판 강재의 두께가 30mm 이상이고 폭이 3,500mm 이상이며, 항복강도가 500MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서, 상기 냉각을 종료 후 얻어진 후판 강재는 미세조직으로 애시큘러 페라이트 또는 애시큘러 페라이트와 폴리고날 페라이트의 복합조직을 가지며, 두께 중심부를 기준으로 상하부 10mm 이내의 상부 베이나이트의 분율이 5 면적% 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서, 상기 냉각을 종료 후 얻어진 후판 강재를 PWHT 열처리 하는 단계를 추가로 포함하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 PWHT 열처리 후 항복강도가 감소되지 않는 것을 특징으로 하는 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내SOUR 후판 강재의 제조방법.
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