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WO2019088762A1 - 저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법 Download PDF

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WO2019088762A1
WO2019088762A1 PCT/KR2018/013261 KR2018013261W WO2019088762A1 WO 2019088762 A1 WO2019088762 A1 WO 2019088762A1 KR 2018013261 W KR2018013261 W KR 2018013261W WO 2019088762 A1 WO2019088762 A1 WO 2019088762A1
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WO
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steel
steel material
temperature
less
temperature toughness
Prior art date
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English (en)
French (fr)
Inventor
정환교
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Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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Publication date
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Priority to US16/760,170 priority patent/US12188105B2/en
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel material to which a post-weld heat treatment (PWHT) is applied. More specifically, the present invention relates to a steel material that maintains excellent low-temperature toughness even after a heat treatment process after welding, a steel material after heat- ≪ / RTI >
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the post-weld heat treatment is a post-weld heat treatment process, and there is no problem if heat treatment is performed only at the welded portion.
  • heat treatment is performed only at the welded portion.
  • most of the welded steel pipe is heat treated to be a steel pipe, the physical properties of the steel itself change after the heat treatment.
  • the post-welding heat treatment is applied to the steel pipe for the steel pipe at a thickness of 30 mm or more, and the steel material itself has a relatively low temperature toughness because the steel material has a low rolling reduction rate. Moreover, the low temperature toughness of the steel material is further deteriorated due to the decrease in the low temperature toughness due to the heat treatment after the welding. Therefore, there is a limit in the production of steel pipes requiring a low temperature toughness of 0 DEG C or less.
  • Patent Document 1 Korean Laid-Open Publication No. 10-2014-0090730
  • One aspect of the present invention relates to a steel material for a welded steel pipe, and more particularly, to a steel material for a welded steel pipe having a thickness of 30 mm or more, which is excellent in low temperature toughness even after a post-weld heat treatment (PWHT) process, Steel material and a method of manufacturing the same.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • An aspect of the present invention provides a method of manufacturing a semiconductor device, comprising: 0.03 to 0.10% of carbon (C), 0.1 to 0.5% of silicon (Si), 1.0 to 2.0% of manganese (Mn) 0.05 to 0.30% of molybdenum (Mo), 0.05 to 0.30% of chromium (Cr), 0.05 to 0.50% of nickel (Ni), 0.02 to 0.08% of niobium (Nb), 0.005 to 0.020% of titanium (Ti) 0.001 to 0.007% of nitrogen (N), 0.020% or less of phosphorus (P), 0.0030% or less of sulfur (S), 0.0005 to 0.005% of calcium (Ca), the balance Fe and other unavoidable impurities
  • the low-temperature transformed phase comprises acicular ferrite and bainite, the low-temperature transformed phase being composed of a low-temperature transformed phase having an area fraction of 30% or less (excluding 0%) and residual ferrite.
  • Another aspect of the present invention is a welded post-welded steel obtained by heat-treating a steel material for a welded steel pipe, wherein the microstructure contains bainite having an area fraction of 30% or less (excluding 0%) and the remainder ferrite A post-weld heat treated steel excellent in low temperature toughness is provided.
  • a method of manufacturing a steel slab comprising: reheating a steel slab satisfying the alloy composition described above at 1050 to 1150 ⁇ ⁇ ; Subjecting the reheated steel slab to rough rolling; Immediately after the rough rolling to a finish rolling starting temperature + 30 ⁇ ⁇ or less; Subjecting the steel sheet to finish rolling at a total reduction ratio of 50 to 70% after water-cooling, and completing finish rolling at a temperature higher than Ar3 to produce a hot-rolled steel sheet; And cooling the hot-rolled steel sheet to a temperature of 300 to 600 ° C at a cooling rate of 5 to 50 ° C / s.
  • the average rolling reduction of the following three passes is 10% or more, wherein the average rolling reduction of the following three passes is 10% or more, and the waiting time up to the finish rolling temperature after the rough rolling is 100 seconds or less, which provides a method of manufacturing a steel material for a welded steel pipe excellent in low temperature toughness .
  • a method of manufacturing a steel sheet comprising the steps of: welding a steel material manufactured by the manufacturing method described above; and heat-treating the steel material after the welding at a temperature ranging from 580 to 640 ° C for 30 to 180 minutes per inch Heat-treated steel material excellent in low-temperature toughness, which is excellent in low-temperature toughness.
  • the post weld heat treatment having a Charpy impact energy ductile-brittle transition temperature of -50 ⁇ or below and a DWTT ductile-brittle transition temperature of -10 ⁇ or less, There is an effect of providing a steel material.
  • FIG. 1 shows a DWTT transition test result of a post-weld heat treated steel material according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a photograph of a microstructure of a heat-treated steel material after welding according to an embodiment of the present invention.
  • the ductile-brittle transition temperature of the steel is closely related to the grain size, and the smaller the effective grain size, the lower the ductile-brittle transition temperature. That is, since a Charpy energy value or a DWTT ductile wavefront ratio can be obtained at a lower temperature, the low-temperature toughness is excellent when the ductile-brittle transition temperature is low.
  • the grain size of the steel is determined by the reheating process and the rolling process during the manufacturing process of the steel, and before the phase transformation occurs in the austenite, the effective grain size of the austenite must be miniaturized, Can be obtained.
  • the present inventors have studied a method for improving the low-temperature toughness of a steel material, and as a result, have attempted to improve the low-temperature toughness through grain refinement and optimize the alloy composition and manufacturing conditions favorable thereto.
  • the present inventors have found that, in providing a steel material exhibiting excellent low-temperature toughness even after heat treatment after welding, it is possible to reduce the grain size before heat treatment after welding and reduce the fraction and size of a structure (e.g., cementite) It is possible to secure an excellent low-temperature toughness even after the post-welding heat treatment, thereby completing the present invention.
  • a structure e.g., cementite
  • the steel material for a welded steel pipe excellent in low temperature toughness according to one aspect of the present invention and the steel material after heat treatment after welding obtained by the steel material for a welded steel pipe contains 0.03 to 0.10% of carbon (C) (Mo): 0.05 to 0.30%, Cr: 0.05 to 0.30%, and Ni (Ni): 0.05 to 0.5%, manganese (Mn): 1.0 to 2.0%, aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, molybdenum (P): 0.020% or less, sulfur (S): 0.0030% or less, and the amount of sulfur (N) , And calcium (Ca): 0.0005 to 0.005%.
  • the content of each element means% by weight.
  • Carbon (C) is an element added to improve strength. As the content of C is increased, the strength is improved, but the fraction of cementite generated in the post-welding heat treatment is increased and the size is too large to inhibit the low temperature toughness. In addition, phases which are disadvantageous to securing toughness such as bainite and martensite may easily be generated.
  • C is added in an amount of not less than 0.03% in order to secure sufficient strength, but the upper limit is preferably limited to 0.10% in order to ensure low temperature toughness.
  • the content of C is preferably limited to 0.03 to 0.10%, more preferably 0.04 to 0.08%.
  • Silicon (Si) acts as a deoxidizer and is an element added to control the oxygen concentration in the steel.
  • Si at 0.1% or more.
  • the content exceeds 0.5%, formation of MA (martensite-austenite constituent) phase is promoted to increase the ductile-brittle transition temperature and deteriorate weldability.
  • the Si content is preferably limited to 0.1 to 0.5%, more preferably 0.15 to 0.4%.
  • Manganese (Mn) is an effective element in strengthening the steel.
  • Mn it is preferable to add Mn at 1.0% or more for the above-mentioned effect. However, if the content of Mn exceeds 2.0%, core segregation becomes severe and the toughness and weldability of the center portion of the steel are deteriorated.
  • the content of Mn is preferably limited to 1.0 to 2.0%, more preferably to 1.25 to 1.8%.
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation in steelmaking. It is also effective in improving the impact absorption energy of a steel and reacting with oxygen to form oxide inclusions.
  • the content of Al is preferably limited to 0.01 to 0.05%, more preferably 0.02 to 0.04%.
  • molybdenum (Mo) is not only a carbide-forming element but also an element with a slow diffusion rate, it forms a (Fe, Mo) 3 C type cementite in combination with Fe during post-weld heat treatment.
  • the cementite formed at this time does not affect the low temperature toughness of the steel because the growth rate is slow and is finely generated during the heat treatment after welding.
  • the effect of Mo addition that is, the effect of improving the strength
  • the content exceeds 0.30%, the manufacturing cost increases, which is economically disadvantageous, and the MA phase having a very high hardness is easily produced, which lowers the low temperature toughness of the steel before the heat treatment after welding.
  • the Mo content is preferably limited to 0.05 to 0.30%, more preferably 0.06 to 0.25%.
  • Chromium (Cr) plays a role in increasing the strength of the steel by increasing the incombustibility of the steel, and forms a (Fe, Mo) x C cementite similar to Mo.
  • the content of Cr is preferably limited to 0.05 to 0.30%, more preferably 0.06 to 0.25%.
  • Nickel (Ni) is a solid solution strengthening element, which not only improves the strength of steel but also is advantageous in improving toughness.
  • Ni it is preferable to add Ni at 0.05% or more.
  • the content of Ni is excessively high, it is a factor of increase in the cost of production, and there is a fear of deteriorating the weldability.
  • the content of Ni is preferably limited to 0.05 to 0.50%, more preferably 0.06 to 0.45%.
  • Niobium (Nb) is dissolved in the vicinity of 1200 ° C during reheating of slabs and serves to retard recrystallization during subsequent hot rolling, thereby increasing the temperature of the non-recrystallization zone where recrystallization does not occur.
  • the finish rolling temperature region in which rolling is carried out in the non-recrystallized region is increased, the effect is obtained that the crystal grains are made finer even if the finish rolling is performed at a relatively high temperature. It also precipitates in the form of Nb (C, N) to improve strength.
  • Nb in an amount of 0.02% or more. However, if the content exceeds 0.08%, coarse precipitates containing Nb may be generated depending on the performance conditions and serve as a starting point of crack generation.
  • the content of Nb is preferably limited to 0.02 to 0.08%, more preferably 0.025 to 0.07%.
  • Titanium (Ti) is an element which forms carbide or nitride and inhibits the growth of austenite phase crystal grains during reheating, so that it is effective for finally forming a fine homogeneous ferrite, thereby improving the low temperature toughness.
  • N has an effect of inhibiting growth of austenite grains by forming a nitride by binding with Al, Ti, Nb and the like.
  • N is preferably added in an amount of 0.001% or more.
  • the content exceeds 0.007%, coarse TiN is precipitated and not only the impact toughness is lowered but also NbN and VN which are difficult to dissolve in reheating are increased, so that NbC and VC
  • the amount of the carbide in the steel is reduced and the strength improvement after the post-welding heat treatment becomes insufficient.
  • the content of N is preferably limited to 0.001 to 0.007%, more preferably to 0.003 to 0.006%.
  • Phosphorus (P) is an element that is inevitably contained in steelmaking, and has a problem of impairing the weldability and toughness of the steel. In addition, it is an element easily segregated in the center of the slab and in the austenite grain boundary during solidification, which may hinder low-temperature toughness and hydrogen organic cracking resistance.
  • the upper limit is limited to 0.020% or less in consideration of the load generated in the steelmaking process.
  • S Sulfur
  • the upper limit is limited to 0.003% or less in consideration of the load generated in the steelmaking process.
  • Calcium (Ca) is an element that acts to neutralize MnS inclusions.
  • MnS inclusions are low-melting inclusions and have a problem of acting as crack initiation points during rolling. When Ca is added, it reacts with MnS to surround MnS, which interferes with stretching of MnS.
  • the MnS spheronization effect of Ca is closely related to the content of S, and in order to sufficiently obtain the effect of spheroidizing in the present invention, it is preferable to add Mn of 0.0005% or more.
  • Mn 0.0005% or more.
  • Ca is an element having a high yield due to its high volatility, it is preferable to limit the upper limit to 0.005% in consideration of the load generated in the manufacturing process.
  • the steel material of the present invention can achieve the intended physical properties by satisfying the above-mentioned alloy composition, but may further include at least one of V, Cu and B for the purpose of further improving the physical properties.
  • V 0.005 to 0.05%
  • the content of V is preferably limited to 0.005 to 0.05%.
  • Copper (Cu) is an element added to simultaneously improve the strength and toughness of steel. Since Cu is dissolved in the steel to improve the strength, it is preferable to add Cu at 0.05% or more. However, when the content exceeds 0.3%, cracks are generated on the surface during hot rolling, thereby deteriorating the surface quality.
  • the content of Cu is preferably limited to 0.05 to 0.3%.
  • Boron (B) is an element having a very high incombustibility, and addition of a small amount can contribute to improvement in strength. In order to intentionally improve the strength through the addition of B, it is preferable to add it at 0.0005% or more. However, when the B is added, the structure changes sensitively according to the cooling. When the content exceeds 0.001%, a low-temperature transformation phase such as bainite is easily formed even under general cooling conditions, and the low-temperature toughness may be lowered.
  • the content of B is preferably limited to 0.0005 to 0.001%.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the steel material for a welded steel pipe according to the present invention satisfying the alloy composition described above is manufactured by a series of manufacturing conditions to be described later and is a steel material having a thickness of 30 mm or more.
  • the steel material for a welded steel pipe of the present invention is preferably composed of a microstructure composed of a low temperature transformation phase (needle-shaped ferrite + bainite) having an area fraction of 30% or less (excluding 0%) and the remainder ferrite. It is preferable that the needle-like ferrite has an area fraction of 5 to 10%.
  • the mean crystal grain size of bainite at the center of the thickness of 30 ⁇ ⁇ or less and the average grain size of ferrite at the center of the thickness of less than 20 ⁇ ⁇ .
  • the mean grain size of the bainite at the center portion of the thickness of the steel exceeds 30 ⁇ m, the deterioration of low-temperature toughness is undesirable. If the ferrite average grain size at the center of thickness is 20 ⁇ m or more, there is a problem that the low temperature toughness is deteriorated because the DWTT ductile-brittle transition temperature exceeds -10 ° C. after the heat treatment after the subsequent welding.
  • the post-weld heat treated steel obtained by the post-weld heat treatment (PWHT) of the steel for welded steel pipe according to the present invention having the above-described structure can have crystal grains having a minute grain structure by suppressing grain growth during heat treatment.
  • the steel after heat treatment of the present invention is composed of microstructure composed of bainite and residual ferrite having an area fraction of 30% or less (excluding 0%) and has an average grain size of bainite and an average grain size of ferrite 30 mu m or less, and less than 20 mu m.
  • the bainite means bainitic ferrite and may include a part of the needle-like ferrite.
  • a steel material having a ferrite single phase structure produced by a conventional TMCP process mainly forms cementite which is thermodynamically stable in supersaturated carbon during the heat treatment after welding in the grain boundaries and cementite growth occurs as the heat treatment time becomes longer.
  • the size and shape of the formed cementite depend on the carbon concentration, and the coarse cementite generated in the grain boundary serves as a starting point of the crack, so that the toughness may decrease.
  • coarsening of the ferrite grains occurs during the heat treatment, resulting in an increase in the average grain size, which may result in deterioration of toughness.
  • the post-weld heat treated steel of the present invention can have a DWTT ductile to brittle transition temperature of less than -10 ⁇ ⁇ .
  • the steel material for a welded steel pipe according to the present invention can be produced by subjecting a steel slab satisfying the alloy composition proposed in the present invention to a [reheating-hot rolling (rough rolling and finish rolling) -cooling] process, Each of the above process conditions will be described in detail.
  • the present invention it is preferable to prepare a steel slab satisfying the above-described alloy composition and reheat it.
  • the reheating is preferably performed at 1050 ° C or higher in order to dissolve Nb or V carbonitride formed in the steel slab and present in the steel slab to solidify Nb or V.
  • the reheating temperature is higher than 1150 ° C, the Nb or V is easily dissolved, but at the same time, since the austenite grains grow rapidly, the low-temperature toughness is weakened.
  • the reheated steel slab is hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • rough rolling is preferably performed in the step of producing a bar as an intermediate material.
  • the average rolling reduction of the three passes in the rear stage at the time of rough rolling is preferably 10% or more. If the average rolling reduction of the last three passes is less than 10%, partial recrystallization occurs, and fine austenite, which recrystallizes, coexists with coarse austenite grains that have not undergone recrystallization. The coarse austenite at this time may form coarse bainitic ferrite after the subsequent finish rolling and cooling.
  • the rough rolling should be completed at a temperature at which partial recrystallization does not occur, it is preferable to complete the rough rolling at 1020 ⁇ ⁇ or more.
  • the steel slab is reheated and the bar produced through the rough rolling is allowed to stand to the finish rolling temperature.
  • the thickness of the steel material is 30 mm or more, only the waiting time is required for several hundreds of seconds or more. As the austenite grains grow, they act to inhibit low-temperature toughness.
  • the reduction rate of the non-recrystallized reverse rolling performed at a total reduction ratio and a temperature not lower than the non-recrystallization reverse temperature is small.
  • the austenite grains grow to limit the size of the austenite grains before the transformation, which is a limitation in improving the low temperature toughness.
  • the present invention minimizes the waiting time by cooling the bar obtained by rough rolling in the above manner by using a cooling facility without using the air cooling , And to inhibit the growth of austenite grains.
  • the austenite grains grow slowly after cooling to the finish rolling temperature after the completion of water cooling, and the low-temperature toughness is undesirably low.
  • the water-cooling may be performed up to the finish rolling start temperature. If the water-cooling process is completed at the finish rolling start temperature or more, it is preferable to air-cool to the finish rolling temperature thereafter.
  • the cooling rate during the water-cooling may vary depending on the thickness of the bar, it is not particularly limited in the present invention, but the waiting time up to the finish rolling temperature after rough rolling may be limited, .
  • the hot-rolled steel sheet is finished by rough rolling after completion of rough rolling as described above.
  • the finishing rolling step is a step of forming a deformation zone acting as a nucleation site of ferrite transformation in the austenite grain. In this case, it is important to control the rolling reduction during rolling to obtain fine grains.
  • the finish rolling is started at 900 DEG C or lower and the total rolling reduction is performed at 50 to 70%, preferably at Ar3 or higher.
  • the total rolling reduction during finish rolling is less than 50%, the amount of deformation to be accumulated in austenite tends to be small and grain refinement can not be obtained.
  • the content exceeds 70%, recrystallization does not sufficiently take place in the afterglow steel having a thickness of 30 mm or more, and coarse grains of austenite grains occur, so that coarse bainite is locally formed after completion of the finish rolling.
  • finish temperature at the finish rolling is less than Ar3
  • the processed ferrite and the bainite phase may be formed and the low temperature toughness may be inhibited.
  • the Ar3 can be calculated through the following equation.
  • each element means weight content.
  • the hot-rolled steel sheet produced according to the above is preferably water-cooled, and it is preferable to control the phase fraction and the effective grain size by optimizing the cooling end temperature and the cooling rate.
  • the hot-rolled steel sheet it is preferable to cool the hot-rolled steel sheet to 300 to 600 ⁇ ⁇ at a cooling rate of 5 to 50 ⁇ ⁇ / s during water cooling of the hot-rolled steel sheet.
  • the cooling rate is less than 5 ⁇ ⁇ / s, there is a problem that the average crystal grain size of the ferrite becomes 20 ⁇ ⁇ or more and low-temperature toughness is lowered.
  • the rate exceeds 50 DEG C / s, the bainite structure exceeds 30% of the area fraction, and low-temperature toughness may be lowered.
  • the upper limit of the cooling termination temperature is preferably limited to 600 ⁇ . Further, even if the cooling end temperature is too low, a low temperature transformation phase is generated to deteriorate the toughness of the steel, so that it is preferable to limit the lower limit of the cooling end temperature to 300 ⁇ .
  • the steel material may be welded and then heat-treated after welding to produce a heat-treated steel material after welding.
  • a normal welding method can be used.
  • a submerged arc welding method can be used.
  • the post-weld heat treatment may be carried out at 580 to 640 ° C for 30 to 180 minutes per inch of thickness of the steel.
  • the temperature is less than 580 ° C. or the heat treatment time is less than 30 minutes in the post-weld heat treatment, the residual stress generated in the weld is not completely removed. If the temperature exceeds 640 ° C. or exceeds 180 minutes, excessive growth of cementite and crystal grains There is a problem that the strength rapidly decreases after the heat treatment after welding and the low temperature toughness deteriorates.
  • steel with a thickness of 30 mm or more is subjected to post-weld heat treatment in order to remove residual stress after welding.
  • the ferrite grains are coarsened by heat treatment and cementite is precipitated, resulting in further deterioration of low temperature toughness. It is difficult to ensure excellent low-temperature toughness.
  • the steel material having a thickness of 30 mm or more, provided by the present invention after heat treatment after the welding can suppress the coarsening of crystal grains during the heat treatment and can maintain excellent low temperature toughness and preferably maintains the DWTT ductile- .
  • each of the above steels was subjected to submerged arc welding at a heat input of 25 kJ / cm to produce a steel pipe, followed by post-welding heat treatment to prepare a heat treated steel material after welding.
  • the post-welding heat treatment conditions are shown in Table 3 below.
  • Test specimens were taken from each steel material to observe the microstructure, and the mechanical properties were evaluated. The results are shown in Table 4 below.
  • each specimen was etched and observed with an optical microscope, and the fraction and grain size of each phase were measured.
  • Each test specimen was subjected to a tensile test, a Charpy impact test at -50 ° C, and a DWTT transition test was performed from 0 to -50 ° C to evaluate a DWTT ductile-brittle transition temperature based on a ductile wavefront ratio of 80% .
  • Comparative Examples 1 to 8 deviating from the alloying composition or production conditions controlled in the present invention not only have a DWTT transition temperature exceeding -10 DEG C after the post-welding heat treatment, but also have a Charpy energy of less than 300 J at -50 DEG C, You can see that the personality is open.
  • FIG. 1 shows the results of the DWTT transition test at the temperatures of -40 to 0 ⁇ ⁇ in Inventive Example 1, Inventive Example 6, Comparative Example 1, and Comparative Example 7.
  • FIG. 1 shows the results of the DWTT transition test at the temperatures of -40 to 0 ⁇ ⁇ in Inventive Example 1, Inventive Example 6, Comparative Example 1, and Comparative Example 7.
  • FIG. 1 shows the results of the DWTT transition test at the temperatures of -40 to 0 ⁇ ⁇ in Inventive Example 1, Inventive Example 6, Comparative Example 1, and Comparative Example 7.
  • Inventive Example 1 had a transition temperature of -40 ° C and Inventive Example 6 -35 ° C, 7 are -8 ° C and 0 ° C, respectively.
  • FIG. 2 shows microstructure photographs of Inventive Example 1 (a), Inventive Example 5 (b), Comparative Example 5 (d) and Comparative Example 7 (c).
  • the inventive Inventive 1 and Inventive Example 5 have formed uniform and fine crystal grains as a whole even after the heat treatment after welding, and that the bainite phase fraction is small.
  • the crystal grain size is not uniform, and a coarse ferrite phase of 20 mu m or more is partially formed. It can be seen that coarse bainite is formed at the middle part and the lower part of the tissue photograph, and the low-temperature toughness is inhibited by such coarse ferrite and coarse bainite.

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Abstract

본 발명은 조관 후 용접후열처리(PWHT)가 적용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접후열처리 공정을 거친 후에도 우수한 저온인성을 유지하는 강재, 이로부터 얻어지는 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법
본 발명은 조관 후 용접후열처리(PWHT)가 적용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접후열처리 공정을 거친 후에도 우수한 저온인성을 유지하는 강재, 이로부터 얻어지는 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
오일이나 가스 수송용으로 주로 사용되는 라인파이프 강관(ex, 두께 30mm 미만)의 경우 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment) 공정을 요구하지 아니하나, 두께 30mm 이상의 후물 강관에서는 용접시 형성된 용접부의 잔류응력을 제거하기 위하여 후열처리가 요구된다.
용접후열처리는 용접 이후에 행해지는 열처리 공정으로서, 용접부만 열처리를 행한다면 별다른 문제가 없다. 그런데, 대부분의 후물 강관사에서는 용접된 소재 전체를 열처리하여 강관으로 제조하므로, 그러한 열처리 후 강재 자체에서도 물성의 변화가 발생하게 된다.
용접후열처리시 발생되는 강재의 물성 변화는 강도, 인성, 수소유기균열 저항성 등의 대부분의 물성이 변화한다. 특히, 강재의 열처리 전에는 비교적 우수한 샤르피충격에너지 값 또는 DWTT(Drop Weight Tear Teat) 연성파면율 값을 보이지만, 열처리 후에는 저온인성이 급격히 저온인성이 저하되어 사용환경에서 요구되는 물성요건을 만족시키지 못하게 된다.
한편, 주로 노멀라이징(Normallizing) 처리 강재에 용접후열처리가 행해지나, 일부 강관사에서는 API 규격에 의거하여 TMCP(Thermo Mechanical Controlled Process)로 제조된 라인파이프 강재를 요구하기도 한다.
용접후열처리 이후 상변태에 의한 조직 변화를 일어나지 않으나, 노멀라이징 처리 강재는 용접후열처리 이후에 펄라이트 내 시멘타이트가 조대화되어 충격인성이 저하되는 반면, TMCP로 제조된 강재는 고용된 탄소가 탄화물로 석출하거나 페라이트 성장에 따라 충격인성과 DWTT 연성파면율이 저하하는 경향을 보인다.
이러한 용접후열처리에 의한 저온인성의 저하는 연성-취성 천이온도의 상승으로 나타난다.
용접후열처리가 적용되는 후물강관용 강재는 두께 30mm 이상으로, 강재 제조시 박물재 대비 압하율이 낮으므로 강재 자체의 저온인성이 상대적으로 우수하지 못하다. 게다가, 용접후열처리에 따라 저온인성의 저하가 가중되어 강재의 저온인성은 더욱 열화된다. 따라서, 0℃ 이하의 저온인성이 요구되는 강관의 제조에 한계가 있다.
이에, 강관용 강재 자체의 저온인성을 향상시키면서, 용접후열처리 후에도 저온인성의 열화가 작은 강재의 개발이 요구된다.
(특허문헌 1) 한국 공개공보 제10-2014-0090730호
본 발명의 일 측면은, 용접강관용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 조관 이후 용접후열처리(PWHT) 공정을 거친 후에도 저온인성이 우수한 두께 30mm 이상의 용접강관용 강재, 이로부터 얻어지는 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 크롬(Cr): 0.05~0.30%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.02~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 질소(N): 0.001~0.007%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.0030% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 30% 이하(0% 제외)의 저온 변태상 및 잔부 페라이트로 구성되며, 상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 것인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상기 용접강관용 강재를 용접후열처리하여 얻은 용접후열처리된 강재로서, 미세조직으로 면적분율 30% 이하(0% 제외)의 베이나이트 및 잔부 페라이트를 포함하는 것인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재를 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1150℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계; 상기 조압연 직후 마무리 압연 개시온도+30℃ 이하까지 수냉하는 단계; 상기 수냉 후 총 압하율 50~70%로 마무리 압연하고, Ar3 이상에서 마무리 압연을 종료하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 조압연하는 단계는 후단 3패스의 평균 압하율을 10% 이상으로 행하고, 상기 조압연하는 단계는 후단 3패스의 평균 압하율을 10% 이상으로 행하고, 상기 조압연 후 마무리 압연 온도까지의 대기시간이 100초 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 제조방법에 의해 제조된 강재를 용접하는 단계 및 상기 용접 후 580~640℃의 온도범위에서 상기 강재의 두께 1인치당 30~180분 동안 용접후열처리하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 30mm 이상의 두께를 가짐에도 불구하고, 용접열처리 후 샤르피 충격에너지 연성-취성 천이온도가 -50℃ 이하이고, DWTT 연성-취성 천이온도가 -10℃ 이하인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재를 제공하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 용접후열처리된 강재의 DWTT 천이시험 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 용접후열처리된 강재의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
일반적으로, 강재의 인성을 향상시키기 위한 방안으로서, 개재물 등 균열의 개시점으로 작용할 수 있는 요인을 최대한 배제하거나, 균열의 전파경로인 결정립을 미세화하는 방법이 있다.
이 중, 개재물 등을 최소화하여 강의 청정도를 높이는 경우 강재의 샤르피 최대흡수에너지를 높일 수 있으나, 저온에서는 그 효과가 미비하므로 저온인성 향상에는 바람직하지 못하다. 한편, 결정립을 미세화하는 경우에는 연성-취성 천이온도를 높일 수 있으므로 저온인성 향상에 유리한 방법이다.
앞서 언급한 바와 같이, 강재의 연성-취성 천이온도는 결정립 크기와 밀접한 관계가 있으며, 유효 결정립 크기가 작을수록 연성-취성 천이온도를 낮출 수 있다. 즉, 보다 낮은 온도에서 샤르피 에너지 값이나 DWTT 연성 파면율을 얻을 수 있으므로, 연성-취성 천이온도가 낮으면 저온인성이 우수한 것이다.
강재의 결정립 크기는 강재를 제조하는 과정 중 재가열 공정과 압연 공정에 의해 결정되며, 오스테나이트에서 상(phase) 변태가 일어나기 전에 오스테나이트의 유효 결정립 크기를 미세화시켜야만, 최종 조직에서 미세한 크기의 결정립을 얻을 수 있다.
이와 같이, 본 발명자들은 강재의 저온인성을 향상시킬 수 있는 방안을 검토하고, 그 결과 결정립 미세화를 통하여 저온인성을 향상시키고자 하였으며, 그것에 유리한 합금조성 및 제조조건의 최적화를 도모하였다.
특히, 본 발명자들은 용접후열처리 후에도 우수한 저온인성을 나타내는 강재를 제공함에 있어서, 용접후열처리 전의 결정립 크기를 미세화시키거나, 용접후열처리시 생성되는 조직(예컨대, 세멘타이트)의 분율과 크기를 작게 만듦으로써 용접후열처리 이후에도 우수한 저온인성을 확보할 수 있음을 발견하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재와 상기 용접강관용 강재에 의해 얻어지는 용접후열처리된 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 크롬(Cr): 0.05~0.30%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.02~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 질소(N): 0.001~0.007%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.0030% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%을 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명의 용접강관용 강재 및 용접후열처리된 강재의 합금조성을 상기와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 원소의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.10%
탄소(C)는 강도를 향상시키기 위하여 첨가하는 원소이다. 상기 C의 함량이 증가할수록 강도가 향상되는 반면, 용접후열처리시 생성되는 세멘타이트의 분율이 많아지고, 크기도 조대해져 저온인성을 저해한다. 또한, 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 인성 확보에 불리한 상(phase)들이 쉽게 생성될 우려가 있다.
본 발명에서는 충분한 강도의 확보를 위하여 상기 C를 0.03% 이상으로 첨가하며, 다만 저온인성을 확보하기 위한 측면에서 그 상한을 0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.03~0.10%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.04~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.5%
실리콘(Si)은 탈산제로서 작용하므로, 강 중의 산소 농도를 제어하기 위하여 첨가하는 원소이다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 MA(martensite-austenite constituent)상의 형성을 조장하여 연성-취성 천이온도를 상승시키고 용접성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~0.5%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.15~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
망간(Mn)은 강을 고용강화시키는데에 효과적인 원소이다.
본 발명에서는 상술한 효과를 위하여 1.0% 이상으로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 Mn은 그 함량이 높아질수록 소입성이 증가하여 강도는 향상되나, 그 함량이 2.0%를 초과할 경우 중심편석이 심화되어 강재 중심부의 인성 및 용접성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.0~2.0%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.25~1.8%로 제한하는 것이 유리하다.
Al: 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 제강시 탈산을 위하여 첨가하는 원소이다. 또한, 강의 충격흡수에너지를 개선시키며, 산소와 반응하여 산화물계 개재물을 형성하는데에 유효하다.
이러한 Al의 함량이 0.01% 미만이면 탈산이 충분히 이루어지지 못하며, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 산화성 개재물량이 과다하여 충격인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.02~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.05~0.30%
몰리브덴(Mo)은 탄화물 형성원소일 뿐만 아니라, 확산속도가 느린 원소이므로 용접후열처리시 Fe와 결합하여 (Fe,Mo)3C 형태의 세멘타이트를 형성한다. 이때 형성된 세멘타이트는 용접후열처리시 성장속도가 늦어 미세하게 생성되므로, 강재 저온인성에는 영향을 미치지 아니한다.
본 발명에서는 Mo 첨가에 따른 효과 즉, 강도 향상의 효과를 얻기 위하여 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.30%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리해지며, 경도가 매우 높은 MA상의 생성이 용이하여 용접후열처리 전 강재의 저온인성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.05~0.30%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.06~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.30%
크롬(Cr)은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 높이는 역할을 하며, Mo과 유사하게 (Fe,Mo)xC 형태의 세멘타이트를 형성한다.
상기와 같은 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Cr을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.30%를 초과하게 되면 인성이 저해하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.05~0.30%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.06~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.05~0.50%
니켈(Ni)은 고용강화 원소로서, 강의 강도를 향상시킬 뿐만 아니라, 인성 향상에도 유리하다.
이를 위해서는 0.05% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하나, 고가의 원소로 그 함량이 과다할 경우 제조원가 상승의 요인이 되며, 용접성을 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.05~0.50%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.06~0.45%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.02~0.08%
니오븀(Nb)은 슬라브 재가열시 1200℃ 부근에서 고용되었다가 후속하는 열간압연시 재결정을 지연시키는 역할을 하므로, 재결정이 일어나지 않는 미재결정역 온도를 높여준다. 즉, 미재결정역에서 압연을 실시하는 마무리 압연 온도영역을 높이므로, 비교적 높은 온도에서 마무리 압연을 행하더라도 결정립이 미세화되는 효과가 있다. 또한, Nb(C,N) 형태로 석출하여 강도를 향상시킨다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Nb을 0.02% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.08%를 초과할 경우 연주조건에 따라 Nb을 포함하는 조대한 정출물들이 생성되어 균열 발생의 기점으로 작용할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.02~0.08%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.025~0.07%로 제한하는 것이 유리하다.
Ti: 0.005~0.020%
티타늄(Ti)은 탄화물 또는 질화물을 형성하는 원소로서, 재가열시 오스테나이트 상의 결정립 성장을 억제하므로 최종적으로 미세한 균질의 페라이트를 형성시키는데에 유효하며, 이로부터 저온인성을 향상시킬 수 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti을 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다하면 Ti이 강 중의 질소(N)와 모두 반응하여 저온인성에 유리한 Nb(C,N) 석출물의 형성을 방해하여, 오히려 저온인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 이를 고려하여 상기 Ti의 상한을 0.020%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게는 0.010~0.015%로 제한하는 것이 유리하다.
N: 0.001~0.007%
질소(N)는 Al, Ti, Nb 등과 결합하여 질화물을 형성함으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 N을 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.007%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 석출되어 충격인성의 하락뿐만 아니라, 재가열시 용해가 어려운 NbN, VN 등의 분율을 증가시켜 용접후열처리시 석출될 수 있는 NbC, VC 등의 탄화물의 양이 감소되어 용접후열처리 후 강도 향상이 불충분하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.001~0.007%로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.003~0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.020% 이하
인(P)은 제강 중 불가피하게 함유되는 원소로서, 강재의 용접성 및 인성을 저해하는 문제가 있다. 또한, 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되는 원소이며, 이로부터 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 최소화하는 것이 바람직하나, 제강공정시 발생되는 부하를 고려하여 그 상한을 0.020% 이하로 제한한다.
S: 0.003% 이하
황(S)은 제강 중 불가피하게 함유되는 원소로서, Mn과 결합하여 MnS를 형성함으로써 압연시 연신되어 균열 발생의 기점으로 작용할 뿐만 아니라, 저온인성을 저해한다.
따라서, 본 발명에서는 상기 S의 함량을 최소화하는 것이 바람직하나, 제강공정시 발생되는 부하를 고려하여 그 상한을 0.003% 이하로 제한한다.
Ca: 0.0005~0.005%
칼슘(Ca)은 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 하는 원소이다. MnS 개재물은 융점이 낮은 개재물로서, 압연시 균열 개시점으로 작용하는 문제가 있다. 상기 Ca의 첨가시 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다.
이러한 Ca의 MnS 구상화 효과는 S의 함량과 밀접한 관계가 있으며, 본 발명에서 구상화 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Ca은 휘발성이 커 수율이 낮은 원소이므로 제조공정에서 발생하는 부하를 고려하여, 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게는 0.0008~0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강재는 상술한 합금조성을 만족함으로써 의도하는 물성을 확보할 수 있으나, 상기 물성을 더욱 향상시키기 위한 목적에서 다음과 같이 V, Cu 및 B 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
V: 0.005~0.05%
바나듐(V)은 VC 형태로 페라이트 영역에 석출하지만, 강 중 N의 함량이 충분할 경우 VN을 형성할 수 있다.
본 발명에서는 상기 V을 0.005% 이상 첨가시 오스테나이트-페라이트 변태시 공석 탄소 농도를 낮추고, VC가 세멘타이트 형성을 위한 핵 생성 장소를 제공한다. 그러므로, 입계에 Fe3C가 연속적으로 형성되기보다는 불연속적인 구조의 형태를 가지게 되어 인성의 저하를 억제하는 효과가 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우 조대한 V 석출물이 형성되어 오히려 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 그 함량을 0.005~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.05~0.3%
구리(Cu)는 강의 강도와 인성 향상을 동시에 도모하기 위해 첨가하는 원소이다. 상기 Cu는 강 중에 고용되어 강도를 향상시키므로 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과할 경우 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cu의 첨가시 그 함량을 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.001%
보론(B)은 소입성이 매우 큰 원소로서, 소량 첨가로도 강도 향상에 기여할 수 있다. 이러한 B의 첨가를 통해 의도적으로 강도를 향상시키기 위해서는 0.0005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 B의 첨가시 냉각에 따라 조직이 민감하게 변화하며, 그 함량이 0.001%를 초과하는 경우 일반적인 냉각조건에서도 쉽게 베이나이트와 같은 저온 변태상이 형성되어 저온인성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 B의 첨가시 그 함량을 0.0005~0.001%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 용접강관용 강재는 후술하는 일련의 제조조건에 의해 제조되며, 30mm 이상의 두께를 갖는 후물 강재이다.
이러한 본 발명의 용접강관용 강재는 미세조직으로 면적분율 30% 이하(0% 제외)의 저온 변태상(침상 페라이트+베이나이트) 및 잔부 페라이트로 구성되는 것이 바람직하다. 이 중 상기 침상 페라이트는 면적분율 5~10%로 포함하는 것이 바람직하다.
특히, 두께 중심부에서의 베이나이트 평균 결정립 크기를 30㎛ 이하로 형성하고, 두께 중심부에서의 페라이트 평균 결정립 크기를 20㎛ 미만으로 형성하는 것이 바람직하다.
만일, 상기 강재의 두께 중심부에서의 베이나이트 평균 결정립 크기가 30㎛를 초과하게 되면 저온인성의 열화를 유발하게 되므로 바람직하지 못하다. 또한, 두께 중심부에서의 페라이트 평균 결정립 크기가 20㎛ 이상이면 후속 용접후열처리 이후 DWTT 연성-취성 천이온도가 -10℃를 초과하게 되어 저온인성이 열화되는 문제가 있다.
상술한 조직을 가지는 본 발명의 용접강관용 강재를 용접후열처리(PWHT)하여 얻은 용접후열처리된 강재는 열처리시 결정립 성장이 억제되어 결정립이 미세한 조직을 가질 수 있다.
즉, 본 발명의 용접후열처리된 강재는 미세조직으로 면적분율 30% 이하(0% 제외)의 베이나이트 및 잔부 페라이트로 구성되며, 두께 중심부에서의 베이나이트 평균 결정립 크기, 페라이트 평균 결정립 크기가 각각 30㎛ 이하, 20㎛ 미만을 만족할 수 있다. 이때, 상기 베이나이트는 베이니틱 페라이트(Bainitic Ferrite)를 의미하며, 침상 페라이트를 일부 포함할 수 있다.
통상의 TMCP 공정에 의해 제조된 페라이트 단상 조직을 가지는 강재는 용접후열처리시 과포화된 탄소가 열역학적으로 안정한 세멘타이트를 결정립계에 주로 형성하고, 상기 열처리 시간이 길어짐에 따라 세멘타이트 성장이 일어난다. 이때, 형성된 세멘타이트의 크기 및 형상은 탄소농도에 의존하게 되고, 결정립계에 생성된 조대한 세멘타이트는 균열의 개시점으로 작용하므로 인성이 저하될 우려가 있다. 또한, 열처리시 페라이트 결정립의 조대화(coarsening)가 일어나 평균 결정립 크기가 증가하므로 인성의 저하가 초래될 수 있다.
하지만, 본 발명에 의하면 두께 30mm 이상의 강재에 대해 용접후열처리를 행하더라도, 페라이트 결정립의 미세화가 유지되고, 베이나이트 상도 미세하게 형성됨에 따라 용접후열처리된 강재의 저온인성을 우수하게 유지할 수 있는 것이다.
바람직하게, 본 발명의 용접후열처리된 강재는 DWTT 연성-취성 천이온도 -10℃ 이하로 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재 및 용접열처리된 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 본 발명에 따른 용접강관용 강재는, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연(조압연 및 마무리 압연) - 냉각] 공정을 거침으로써 제조할 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열
본 발명에서는 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열은 연주공정 중에 생성되어 강 슬라브 내에 존재하는 Nb 또는 V 탄질화물울 용해하여 Nb 또는 V을 고용시키기 위하여, 1050℃ 이상에서 행하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 재가열 온도가 1150℃를 초과하게 되면 Nb 또는 V의 고용은 용이하나 동시에 오스테나이트의 결정립이 급격히 성장하므로 저온인성이 열위하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브의 재가열시 1050~1150℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.
조압연
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 중간 소재인 바(bar)를 제조하는 단계로 조압연을 행하는 것이 바람직하다.
상기 조압연 공정을 통해 오스테나이트 재결정 현상을 이용하여 재가열된 오스테나이트 결정립 크기를 줄이는 효과를 얻을 수 있으며, 이를 위해서는 조압연시 온도 및 압연 패스당 압하율을 제어할 필요가 있다.
구체적으로, 조압연 초기의 압연 패스에서는 폭내기나 슬라브의 벤딩 발생에 의해 높은 압하율을 가하기 어려워 충분한 재결정을 일으킬 수 없으므로, 패스당 압하율을 높일 수 있는 후단 압연 패스시의 압하율을 높이는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게, 상기 조압연시 후단 3패스의 평균 압하율을 10% 이상으로 행하는 것이 바람직하다. 만일, 후단 3패스의 평균 압하율이 10% 미만이면 부분재결정이 발생하여 재결정이 일어난 미세 오스테나이트와 재결정이 일어나지 않은 조대한 오스테나이트 결정립이 공존하는 혼립 현상이 발생한다. 이때의 조대한 오스테나이트는 후속하는 마무리 압연 및 냉각 후에 조대한 베이니틱 페라이트를 형성할 우려가 있다.
또한, 상기 조압연은 부분 재결정이 발생하지 않는 온도에서 완료되어야 하므로, 1020℃ 이상에서 완료하는 것이 바람직하다.
냉각
통상, 강 슬라브의 재가열 후 조압연을 통해 제조된 바(bar)를 마무리 압연온도에 이르기까지 대기하는 단계를 거치는데, 강재 두께가 30mm 이상인 경우 대기하는 시간만 수백초 이상이 요구되며, 이때에 오스테나이트 결정립이 성장하게 됨에 따라 저온인성을 저해하는 역할을 한다.
즉, 두께 30mm 이상의 강재는 전체 압하율과 미재결정역 온도 이하에서 행해지는 미재결정역 압연의 압하율이 작으며, 마무리 압연을 미재결정역 온도 이하에서 행하기 위해서는 조압연 후 상당히 긴 시간을 대기하여야 한다. 이에 따라 오스테나이트 결정립이 성장하여 변태전 초기 오스테나이트 결정립 크기를 줄이는데에 한계가 있어, 저온인성을 향상시키는데에 제한이 있는 것이다.
이에, 본 발명에서는 수백초 이상 동안 대기하는 중에 발생하는 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위하여, 상기에서 조압연하여 얻은 바(bar)를 공냉하지 않고 냉각설비를 이용하여 수냉함으로써 대기시간을 최소화하고, 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고자 하였다.
보다 구체적으로, 상기 조압연 직후 마무리 압연 개시온도+30℃ 이하까지 수냉하는 것이 바람직하며, 특히 조압연 직후 마무리 압연 온도까지의 대기시간을 100초 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 수냉이 종료되는 온도가 마무리 압연 개시온도+30℃를 초과하게 되면 수냉을 종료한 후 마무리 압연온도까지의 공냉시간이 길어져 오스테나이트 결정립 성장이 일어남에 따라 저온인성이 열위하므로 바람직하지 못하다.
상기 수냉은 마무리 압연 개시온도까지 행할 수 있으며, 만일 마무리 압연 개시 온도 이상에서 수냉 공정이 완료되는 경우 그 이후에는 마무리 압연 온도까지 공냉하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 수냉시의 냉각속도는 바(bar)의 두께 등에 의해 달라질 수 있으므로 본 발명에서는 특별히 한정하지 아니하며, 다만 조압연 후 마무리 압연 온도까지의 대기시간을 제한함으로써, 이를 고려하여 적절히 선택할 수 있다.
마무리 압연
상기한 바에 따라 조압연을 완료한 후 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연 공정은 오스테나이트 입내에 페라이트 변태의 핵생성 자리로 작용하는 변형대를 형성하는 단계로서, 이때 미세한 결정립을 얻기 위해서는 압연시의 압하율의 제어가 중요하다.
본 발명에서는 상기 마무리 압연시 900℃ 이하에서 개시하여 총 압하율 50~70%로 행하며, Ar3 이상에서 종료하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연시 총 압하율이 50% 미만이면 오스테나이트에 축적되는 변형량이 적어져 결정립 미세화를 얻을 수 없다. 반면, 70%를 초과하는 경우 두께 30mm 이상의 후물 강재에서는 재결정이 충분히 일어나지 않아 오스테나이트 결정립 혼립현상이 발생함에 따라, 마무리 압연 종료 후 조대 베이나이트가 국부적으로 형성되어 저온인성이 열위할 우려가 있다.
또한, 상기 마무리 압연시 종료온도가 Ar3 미만이면 가공 페라이트 및 베이나이트 상이 형성되어 저온인성을 저해할 우려가 있다.
상기 Ar3는 다음의 식을 통해 계산될 수 있다.
Ar3 = 910-(310×C)-(80×Mn)-(20×Cu)-(15×Cr)-(55×Ni)-(80×Mo)+0.35(Thick-8)
(여기서, 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
냉각
상기에 따라 제조된 열연강판을 수냉하는 것이 바람직하며, 이때 냉각종료온도와 냉각속도를 최적화하여 조직 상(phase) 분율과 유효 결정립 크기를 제어하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 열연강판의 수냉시 5~50℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지 냉각하는 것이 바람직하다.
상기 냉각속도가 5℃/s 미만이면 페라이트의 평균 결정립 크기가 20㎛ 이상이 되어 저온인성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 속도가 50℃/s를 초과하게 되면 베이나이트 조직이 면적분율 30%를 초과하게 되어 저온인성이 열위할 우려가 있다.
한편, 상술한 냉각속도로 냉각시 냉각종료온도가 너무 높으면 수냉 후 최종 공냉시 펄라이트 및 베이나이트 상이 과도하게 생성될 우려가 있으므로, 상기 냉각종료온도의 상한을 600℃로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 냉각종료온도가 너무 낮아도 저온변태상이 생성되어 강의 인성을 저해하므로, 상기 냉각종료온도의 하한을 300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 일련의 공정을 거쳐 의도하는 미세조직을 가지는 용접강관용 강재를 얻은 후, 이 강재를 용접한 후 용접후열처리하여 용접후열처리된 강재를 제조할 수 있다.
상기 용접방법으로는 통상의 용접법을 이용할 수 있으며, 일 예로 서브머지드 아크 용접법을 이용할 수 있다.
바람직하게, 상기 용접후열처리는 580~640℃에서 상기 강재의 두께 1인치당 30~180분 동안 행할 수 있다.
상기 용접후열처리시 온도가 580℃ 미만이거나 열처리 시간이 30분 미만이면 용접부에 발생된 잔류응력이 완전히 제거되지 못하게 되며, 반면 640℃를 초과하거나 180분을 초과하게 되면 세멘타이트 및 결정립의 과도한 성장으로 용접후열처리 이후 강도가 급격히 하락하고 저온인성이 열화되는 문제가 있다.
일반적인 두께 30mm 이상의 후물 강재에서도 용접 후 잔류응력의 제거를 위하여 용접후열처리를 행하게 되는데, 이때 열처리에 의해 페라이트 결정립이 조대화되고 세멘타이트 등이 석출함에 따라 저온인성이 더욱 열화되어 용접후열처리를 실시하는 강관에서는 저온인성을 우수하게 확보하기 어려웠다.
반면, 본 발명에서 제공하는 두께 30mm 이상의 용접후열처리된 강재는 열처리 중에 결정립 조대화 현상이 억제되어 저온인성을 우수하게 유지할 수 있으며, 바람직하게 DWTT 연성-취성 천이온도를 -10℃ 이하로 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브를 제작한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 [재가열 - 조압연 - 냉각 - 마무리 압연 - 냉각] 공정을 거쳐 각각의 강재를 제조하였다.
이후, 상기 각각의 강재에 대해 입열량 25kJ/cm로 서브머지드 아크 용접하여 강관으로 제조한 후 용접후열처리를 행하여 용접후열처리된 강재를 제조하였다. 이때, 상기 용접후열처리 조건은 하기 표 3에 나타내었다.
각각의 강재에 대해 시험편을 채취하여 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
미세조직에 대해서는 각각의 시험편을 에칭한 후 광학현미경으로 관찰하고, 각 상의 분율, 결정립 크기를 측정하였다.
그리고, 각각의 시험편에 대해 인장시험, -50℃에서의 샤르피 충격시험을 행하였으며, DWTT 천이시험을 0에서 -50℃ 까지 행하여 연성파면율 80%를 기준으로 DWTT 연성-취성 천이온도를 평가하였다.
강종 합금조성 (중량%)
C Mn Si P S Al Ni Cr Mo Nb Ti Ca N 그 외
발명강1 0.04 1.3 0.25 0.015 0.0016 0.03 0.10 0.20 0.07 0.045 0.010 0.0012 0.0050 Cu 0.15
발명강2 0.05 1.4 0.30 0.012 0.0012 0.025 0.15 0.15 0.10 0.040 0.012 0.0015 0.0060 V 0.04
발명강3 0.06 1.5 0.30 0.013 0.0010 0.02 0.25 0.05 0.10 0.030 0.010 0.0010 0.0050 B 0.0006
발명강4 0.05 1.6 0.40 0.008 0.0014 0.03 0.30 0.10 0.15 0.025 0.015 0.0009 0.0040 Cu 0.1V 0.025
발명강5 0.07 1.5 0.20 0.016 0.0018 0.04 0.35 0.15 0.20 0.030 0.012 0.0012 0.0060 V 0.05B 0.0005
발명강6 0.08 1.5 0.20 0.014 0.0014 0.02 0.30 0.25 0.15 0.040 0.012 0.0024 0.0050 -
발명강7 0.05 1.85 0.15 0.018 0.0016 0.03 0.40 0.20 0.10 0.035 0.010 0.0013 0.0050 Cu 0.2B 0.0008
비교강1 0.15 1.05 0.10 0.002 0.0015 0.035 0.45 0.30 0.55 0.047 0.011 0.0020 0.0055 -
비교강2 0.12 1.5 0.25 0.016 0.0014 0.025 0.30 0.30 0 0.030 0 0.0008 0.0055 V 0.04
비교강3 0.10 1.9 0.40 0.010 0.0014 0.04 0.20 0.20 0 0 0.010 0.0010 0.0045 -
비교강4 0.08 2.0 0.25 0.018 0.0014 0.025 0 0 0.20 0.015 0 0 0.0050 B 0.0008
강종 재가열 온도(℃) 조압연 마무리 압연 냉각 Tnr Ar3 구분
후단 3패스압하율 종료온도(℃) 수냉온도(℃) 대기시간(초) 개시온도(℃) 총압하율 종료온도(℃) 종료온도(℃) 속도(℃/s)
발명강1 1120 12% 1060 900 90 890 65% 820 480 25 989.5 785 발명예1
1120 11% 1050 900 85 890 65% 810 450 28 발명예2
1120 12% 1060 - 450 890 65% 820 480 25 비교예1
발명강2 1140 12% 1070 880 90 860 68% 780 500 22 935.1 773 발명예3
발명강3 1120 13% 1040 880 80 860 65% 800 480 27 905.7 758 발명예4
1080 11% 1020 870 70 850 58% 790 430 30 발명예5
1180 9% 1040 880 80 860 65% 800 480 27 비교예2
발명강4 1140 13% 1060 870 70 850 68% 770 450 28 832.9 743 발명예6
1140 13% 1060 - 600 770 75% 700 450 20 비교예3
발명강5 1100 12% 1020 880 60 860 65% 810 400 33 940.1 734 발명예7
발명강6 1100 12% 1030 900 60 870 68% 810 430 32 999.7 742 발명예8
1140 11% 1050 880 70 870 60% 800 380 35 발명예9
발명강7 1120 13% 1040 870 70 850 68% 780 420 30 981.5 720 발명예10
1120 8% 1040 870 70 850 70% 780 280 40 비교예4
비교강1 1120 12% 1060 900 90 890 65% 820 480 25 1106.7 715 비교예5
비교강2 1140 12% 1070 850 100 820 70% 760 480 22 927.6 741 비교예6
비교강3 1100 10% 1020 900 85 860 65% 790 500 25 814 722 비교예7
비교강4 1050 7% 980 850 70 830 65% 760 350 28 861.7 718 비교예8
구분 용접후열처리 (PWHT) 최종 두께(mm)
온도 (℃) 시간 (분)
발명예 1 600 100 32
발명예 2 610 120 32
비교예 1 600 100 32
발명예 3 590 120 34
발명예 4 600 100 34
발명예 5 620 80 32
비교예 2 600 100 34
발명예 6 630 60 31
비교예 3 630 60 31
발명예 7 580 150 35
발명예 8 600 100 35
발명예 9 600 120 38
발명예 10 610 100 38
비교예 4 610 100 38
비교예 5 600 100 32
비교예 6 590 120 34
비교예 7 600 100 34
비교예 8 580 90 34
구분 기계적 물성 미세조직
항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 샤르피 에너지(J, -50℃) DWTT 천이온도 (℃) F 분율(%) B 분율(%) F 크기(㎛) B 크기(㎛)
발명예 1 485 574 355 -40 98 2 13 19
발명예 2 490 580 367 -28 97 3 15 22
비교예 1 463 583 405 -8 99 1 24 33
발명예 3 520 615 360 -25 95 5 15 17
발명예 4 530 630 380 -25 96 4 16 16
발명예 5 540 628 360 -25 96 4 15 20
비교예 2 490 560 280 -8 95 5 25 31
발명예 6 535 620 390 -35 97 3 16 19
비교예 3 515 596 220 -5 85 15 25 37
발명예 7 554 650 325 -20 93 7 15 19
발명예 8 540 654 297 -15 88 12 15 17
발명예 9 539 628 310 -20 91 9 15 20
발명예 10 515 609 385 -20 87 13 16 24
비교예 4 510 675 103 0 65 35 22 35
비교예 5 525 630 150 -5 88 12 22 29
비교예 6 509 584 155 -5 93 7 23 36
비교예 7 470 560 160 0 95 5 28 39
비교예 8 495 563 110 -5 94 6 25 37
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 합금조성 및 제조조건이 본 발명을 모두 만족하는 발명예 1 내지 10의 경우, 용접후열처리 이후에도 미세한 결정립이 유지되어 DWTT 천이온도가 -10℃ 미만이면, -50℃에서의 샤르피 에너지가 250J 이상으로 저온인성이 우수함을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명에서 제어하는 합금조성 또는 제조조건을 벗어나는 비교예 1 내지 8은 용접후열처리 이후 DWTT 천이온도가 -10℃를 초과할 뿐만 아니라, -50℃에서의 샤르피 에너지도 300J 미만으로, 저온인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
이는, 비교예 1 내지 8의 경우, 페라이트 결정립 크기가 조대해지고, 베이나이트 상 분율이 높아짐에 따라 저온인성이 열위해진 것으로 볼 수 있다.
한편, 도 1은 발명예 1과 발명예 6, 비교예 1 및 비교예 7의 -40~0℃에서의 DWTT 천이시험 결과를 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 연성파면율 80% 기준으로 연성-취성 천이온도를 결정할 경우, 발명예 1은 천이온도가 -40℃, 발명예 6은 -35℃인 반면, 비교예 1과 비교예 7은 각각 -8℃, 0℃인 것을 알 수 있다.
도 2는 발명예 1(a)과 발명예 5(b), 비교예 5(d) 및 비교예 7(c)의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 1과 발명예 5는 용접후열처리 이후에도 전체적으로 균일하고 미세한 결정립이 형성된 것을 확인할 수 있으며, 베이나이트 상 분율이 적음을 알 수 있다. 반면, 비교예 5와 비교예 7은 결정립 크기가 균일하지 않으며, 부분적으로 20㎛ 이상의 조대한 페라이트 상이 형성된 것을 알 수 있다. 그리고, 조직 사진의 중간부와 하단부에 조대한 베이나이트가 형성되어 있는 것을 볼 수 있으며, 이러한 조대한 페라이트, 조대한 베이나이트에 의해 저온인성이 저해된 것이다.

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 크롬(Cr): 0.05~0.30%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.02~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 질소(N): 0.001~0.007%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.0030% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 면적분율 30% 이하(0% 제외)의 저온 변태상 및 잔부 페라이트로 구성되며, 상기 저온 변태상은 침상 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 것인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 V: 0.005~0.05%, Cu: 0.05~0.3% 및 B: 0.0005~0.001% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 두께 중심부에서 베이나이트 평균 결정립 크기가 30㎛ 이하인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 두께 중심부에서 페라이트 평균 결정립 크기가 20㎛ 미만인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재.
  5. 제 1항의 용접강관용 강재를 용접후열처리하여 얻은 용접후열처리된 강재로서,
    미세조직으로 면적분율 30% 이하(0% 제외)의 베이나이트 및 잔부 페라이트를 포함하는 것인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 강재는 두께 중심부에서 베이나이트 평균 결정립 크기가 30㎛ 이하인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 강재는 두께 중심부에서 페라이트 평균 결정립 크기가 20㎛ 미만인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재.
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 강재는 DWTT 연성-취성 천이온도가 -10℃ 이하인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.10%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 크롬(Cr): 0.05~0.30%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 니오븀(Nb): 0.02~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.020%, 질소(N): 0.001~0.007%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.0030% 이하, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1150℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 조압연하는 단계;
    상기 조압연 직후 마무리 압연 개시온도+30℃ 이하까지 수냉하는 단계;
    상기 수냉 후 총 압하율 50~70%로 마무리 압연하고, Ar3 이상에서 마무리 압연을 종료하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 5~50℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 조압연하는 단계는 후단 3패스의 평균 압하율을 10% 이상으로 행하고, 상기 조압연 후 마무리 압연 온도까지의 대기시간이 100초 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 슬라브는 V: 0.005~0.05%, Cu: 0.05~0.3% 및 B: 0.0005~0.001% 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  11. 제 9항에 있어서,
    상기 조압연하는 단계는 1020℃ 이상의 온도에서 완료하는 것인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  12. 제 9항에 있어서,
    상기 마무리 압연 개시온도는 900℃ 이하인 저온인성이 우수한 용접강관용 강재의 제조방법.
  13. 제 9항의 제조방법에 의해 제조된 강재를 용접하는 단계 및
    상기 용접 후 580~640℃의 온도범위에서 상기 강재의 두께 1인치당 30~180분 동안 용접후열처리하는 단계를 포함하는 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재의 제조방법.
  14. 제 12항에 있어서,
    상기 용접후열처리 이후 DWTT 연성-취성 천이온도가 -10℃ 이하인 저온인성이 우수한 용접후열처리된 강재의 제조방법.
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