KR102326109B1 - 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 라인파이프, 내사워(sour)재 등의 용도로 적합하게 사용될 수 있는 후물 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 황화물 응력 부식 균열 저항성이 우수함과 동시에, 황화물 응력 부식 균열의 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 강재 및 이의 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE OF SULFIDE STRESS CRACKING AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 라인파이프, 내사워(sour)재 등의 용도로 적합한 후물 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 황화물 응력 부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이것의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 라인파이프 강재의 표면 경도에 대한 상한 제한의 요구가 증가하고 있다. 라인파이프 강재의 표면 경도가 높을 경우, 파이프 가공시 진원도 불균일 등의 문제를 야기할 뿐만 아니라, 파이프 표면의 고경도 조직에 의해 파이프 가공시에 균열이 발생하거나 사용 환경에서 인성이 부족한 문제를 발생시킨다. 또한, 표면부의 고경도 조직은 황화수소가 많은 사워(sour) 환경에서 사용될 경우, 수소에 의한 취성 균열을 유발하여 대형사고를 발생시킬 가능성이 높다.

지난 2013년, 카스피해에서의 대형 원유/천연가스 채굴 프로젝트 중, 가동 2주 내에 파이프 표면의 고경도부에서 황화물 응력부식 균열(SSC; Sulfide Stress Cracking)이 발생하여, 200km의 해저 파이프라인을 클래드 파이프로 교체한 사례가 있다. 이때, SSC가 발생한 원인을 분석한 결과, 파이프 표면부의 고경도 조직인 하드 스팟(hard spot)의 형성을 원인으로 추정하고 있다.

API 규격에서는 하드 스팟에 대해 길이 2인치 이상, Hv 345 이상으로 규정하고 있으며, DNV 규격에서는 크기 기준이 API 규격과 동일하나, 경도의 상한을 Hv 250으로 규정하고 있다.

한편, 라인파이프용 강재는 일반적으로 강 슬라브를 재가열하여 열간압연을 수행하고 가속 냉각을 실시함으로써 제조되는데, 상기 가속 냉각시 표면부가 불균일하게 급냉됨에 따라 하드 스팟(hard spot; 고경도 조직이 형성된 부분)이 발생하는 것으로 판단하고 있다.

통상의 수냉각으로 제조된 강판은 물의 분사가 강판의 표면에서 이루어지기 때문에 표면부의 냉각속도가 중심부 대비 빠르며, 이러한 냉각속도의 차이로 인해 표면부의 경도가 중심부의 경도보다 높아지게 된다.

강재 표면부에서의 고경도 조직의 형성을 억제하기 위한 방안으로서 수냉각 공정을 완화하는 방안을 고려할 수 있다. 그러나, 수냉각 완화에 의한 표면경도의 감소는 강재의 강도 감소를 동시에 수반하므로, 더 많은 합금원소를 첨가해야만 하는 등의 문제를 야기한다. 또한, 이러한 합금원소의 증가는 표면경도를 증가시키는 원인이 되기도 한다.

한국 공개공보 제1998-028324호

본 발명의 일 측면은, 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써, 기존 후판 수냉재(TMCP) 대비 표면부의 경도를 효과적으로 저감시키고, 이로부터 황화물 응력 부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

보다 상세하게, 본 발명의 일 측면은, 1bar의 부분압력을 초과하는 고압 H₂S 환경에서의 황화물 응력 부식 균열 저항성이 우수한 항복강도 450MPa 이상의 고강도 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

또한, 본 발명의 일 측면은, 합금조성 및 제조조건의 최적화를 통하여 표면부의 경도를 효과적으로 낮게 제어함으로써, 황화물 응력부식 균열 저항성을 높임과 동시에, 고압 H₂S 환경에서 황화물 응력부식 균열의 전파를 가속화하는 크롬(Cr)의 함량을 최소화 함으로써, 황화물 응력 부식 균열의 전파 저항성도 확보하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 크롬(Cr): 0.05% 미만, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0.005~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%와; 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.2% 및 바나듐(V): 0.005~0.1% 중 1종 이상, 잔부로 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,

상기 Ca와 S는 하기 관계식 1을 만족하고,

상기 강재는 표면부 미세조직이 페라이트로 구성되거나, 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 구성되고, 중심부 미세조직이 애시큘러 페라이트로 구성되는, 강재를 제공한다.

[관계식 1]

0.5 ≤ Ca/S ≤ 5.0 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)

본 발명의 또 다른 일 측면은, 전술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 2시간 이상 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연하여 열연판재를 제조하는 단계; 및 상기 마무리 열간압연 후 냉각하는 단계를 포함하고,

상기 냉각은 1차 냉각하는 단계; 공냉하는 단계; 및 2차 냉각하는 단계를 포함하며,

상기 1차 냉각은 상기 열연판재의 표면부 온도가 Ar1-50℃~Ar3-50℃로 되도록 5~40℃/s의 냉각속도로 행하며, 상기 2차 냉각은 상기 열연판재의 표면부 온도가 300~600℃가 되도록 50~500℃/s의 냉각속도로 행하는 것인, 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 일정 두께를 가지는 후물 강재를 제공함에 있어서, 표면부의 경도가 효과적으로 저감되어 황화물 응력부식 균열에 대한 저항성이 우수한 고강도 강재를 제공할 수 있다.

또한, 본 발명에 의하면, 황화물 응력부식 균열에 대한 저항성이 우수함과 동시에, 황화물 응력부식 균열의 전파 저항성 역시 우수한 고강도 강재를 제공할 수 있다.

이러한 본 발명의 강재는 라인파이프 등의 파이프 소재뿐만 아니라, 내사워(sour)재로서도 유리하게 적용할 수 있고, 특히 1bar의 부분압력을 초과하는 고압 H₂S 환경에서도 황화물 응력부식 균열 특성이 우수한 고강도 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실험예에 있어서, 발명강과 비교강에 대한 표면부 미세조직과 경도를 나타낸 것이다.

현재, 후판 소재 및 열연시장 등에 공급되고 있는 TMCP(Thermo-Mechanical Control Process) 소재는 열간압연 후 냉각 시에 발생하는 필연적인 현상(표면부의 냉각속도가 중심부보다 빨라지는 현상)에 의하여, 표면부의 경도가 중심부 대비 높은 특성을 가진다.

이로 인해, 소재의 강도가 증가함에 따라, 표면부에서의 경도가 중심부 대비 크게 높아지게 되고, 이와 같은 표면부의 경도 증가는 가공 시 균열을 야기하거나 저온 인성을 저해하는 요인이 된다. 뿐만 아니라, 사워(sour) 환경에 적용되는 강재의 경우에는 수소 취성의 개시점이 되는 문제점이 있다. 이러한 종래 기술의 문제점에도 불구하고, 현재는 고압 H₂S 환경 하에서 황화물 응력부식 균열에 대한 저항성이 우수한 강재는 제공되지 않고 있는 실정이다.

이에, 본 발명자들은 이러한 종래 기술의 문제점을 인식하고 예의 검토한 결과, 하드 스팟에 의한 황화물 응력부식 균열을 효과적으로 억제할 수 있을 뿐만 아니라, 설사 하드 스팟이 발생하여 표면부에 균열이 발생하더라도, 이를 쉽게 전파하지 않는 특성을 갖는 강재를 발견하여 이를 완성하기에 이르렀다.

구체적으로, 본 발명자들은 발명의 일 측면으로서, 일정 두께 이상을 가지는 후물 강재에 있어서, 표면부의 경도를 효과적으로 낮춤으로써, 균열에 대한 저항성 및 균열의 전파 저항성을 확보함과 동시에, 고강도를 가지는 강재를 제공하고자 하였다.

본 발명자들은 연구와 실험을 거듭하면서, 종래 기술에 의한 통상의 냉각 방법이 아닌, 새로운 냉각제어 기술을 구상하게 되었고, 이로 인하여 표면부와 중심부의 상변태를 이원화함으로써 표면부의 경도를 완화할 수 있는 기술을 구상하게 되었다.

즉, 본 발명은, 가열과 압연 과정에서 표층부의 탈탄을 촉진함으로써 표면부의 소입성을 저감할 수 있고, 표면부에 페라이트를 형성할 수 있는 기술을 개발한 것이다. 이와 더불어, 본 발명의 발명자들은, 강재로서 Cr이 합금 원소로서 첨가되면 황화물 응력부식 균열에 대한 전파 저항성이 열화된다는 점을 발견하여, 강의 성분 및 제조 공정(가열, 압연, 냉각 등)의 조건을 최적화함으로써 고압 H₂S 환경 하에서도 황화물 응력부식 균열의 저항성이 우수한 강판의 제조 기술을 제공하고자 한다.

이하, 본 발명에 따른 강재의 성분계에 대하여 우선적으로 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 크롬(Cr): 0.05% 미만, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0.005~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%와; 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.2% 및 바나듐(V): 0.005~0.1% 중 1종 이상, 잔부로 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강재의 합금조성을 전술한 바와 같이 한정하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한, 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.

탄소(C): 0.02~0.06%

탄소(C)는 강의 물성에 가장 큰 영향을 미치는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.02% 미만일 경우, 제강공정 중 성분제어 비용이 과도하게 발생하고, 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 강판의 수소 유기균열 저항성을 감소시키고 용접성을 저해할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C를 0.02~0.06%로 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.03~0.05%로 포함할 수 있다.

실리콘(Si): 0.1~0.5%

실리콘(Si)은 제강공정의 탈산제로서 사용될 뿐만 아니라, 강의 강도를 높이는 역할을 하는 원소이다. 이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 소재의 저온 인성이 열화되고, 용접성을 저해하며, 압연시 스케일 박리성을 저하시킨다. 한편, 상기 Si의 함량을 0.1% 미만으로 낮추기 위해서는 제조비용이 증가하는 바, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.1~0.5%로 제한할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.2~0.4%로 제한할 수 있다.

망간(Mn): 0.8~1.8%

망간(Mn)은 저온인성을 저해하지 않으면서, 강의 소입성을 향상시키는 원소로서, 0.8% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 중심 편석(segregation)이 발생하여 저온인성이 열화됨은 물론이고, 강의 경화능을 높이고 용접성을 저해하는 문제가 있다. 또한, Mn 중심 편석은 수소유기균열을 유발하는 요인이 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn을 0.8~1.8%로 포함할 수 있다. 혹은, 중심편석의 측면에서 바람직하게는 상기 Mn을 0.8~1.6%로 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 1~1.4%로 포함할 수 있다.

크롬(Cr): 0.05% 미만

크롬(Cr)은 슬라브 재가열 시, 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키고, 강판의 강도를 확보하는 데 기여한다. 그러나, 본 발명자들은 Cr이 0.05% 이상으로 첨가되면, 황화물 응력부식 균열의 전파를 촉진시킬 수 있는 점을 발견하였다. 즉, 강재에 있어서, Cr의 함량을 0.05% 미만으로 제어함으로써, 황화물 응력부식 균열의 전파에 대한 저항성이 확보되는 효과가 발휘된다. 한편, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는 Cr을 0% 초과 0.05% 미만으로 함유할 수도 있고, 보다 바람직하게는 0.01% 이하로 포함할 수도 있으며, 강도 확보가 가능할 경우에는 Cr을 첨가하지 않을 수도 있다.

인(P): 0.03% 이하

인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라, 저온인성이 감소하는 문제가 있다. 따라서, 상기 P의 함량을 0.03% 이하로 제한할 필요가 있고, 저온인성의 확보 측면에서 보다 바람직하게는 상기 P을 0.01% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 제강공정시 부하를 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

황(S): 0.003% 이하

황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면 강의 연성, 저온인성 및 용접성을 감소시키는 문제가 있다. 따라서, 상기 S의 함량을 0.003% 이하로 제한할 필요가 있다. 한편, 상기 S는 강 중 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하며, 이 경우 강의 수소유기균열 저항성이 저하되는 바, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 포함할 수 있다. 다만, 제강공정시 부하를 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

알루미늄(Al): 0.06% 이하(0% 제외)

알루미늄(Al)은 통상적으로 용강 중에 존재하는 산소(O)와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 수행한다. 따라서, 상기 Al은 강 내에서 충분한 탈산력을 가질 수 있을 정도로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 저온인성, 수소유기균열 저항성 및 황화물 응력부식 균열 저항성을 저해하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 Al을 0.06% 이하로 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.04% 이하로 포함할 수 있다.

질소(N): 0.01% 이하

질소(N)는 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어려우므로, 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01%를 상한으로 한다. 한편, 상기 N는 강 중 Al, Ti, Nb, V 등과 반응하여 질화물을 형성함으로써 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 이로부터 소재의 인성 및 강도 향상에 유리한 영향을 미치나, 그 함량이 0.01%를 초과하여 과도하게 첨가되면 고용 상태의 N이 존재하고, 이는 저온인성에 악영향을 미친다. 따라서, 상기 N을 0.01% 이하로 제한할 수 있으며, 제강공정시 부하를 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

니오븀(Nb): 0.005~0.08%

니오븀(Nb)은 슬라브 가열시 고용되어, 후속 열간압연 중에 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는데 유효한 원소이다. 또한, 강 중 C와 결합하여 탄화물로 석출함으로써 항복비의 증가를 최소화하면서, 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

이러한 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 전술한 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 반면 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 필요 이상으로 미세화될 뿐만 아니라, 조대한 석출물의 형성으로 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 열화하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Nb을 0.005~0.08%로 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.02~0.05%로 포함할 수 있다.

티타늄(Ti): 0.005~0.05%

티타늄(Ti)은 슬라브 가열시 N과 결합하여 TiN의 형태로 석출함으로써 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는데에 효과적이다.

이러한 Ti이 0.005% 미만으로 첨가될 경우, 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 저온인성을 감소시키며, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에도 조대한 Ti계 석출물이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성을 감소시키다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Ti을 0.005~0.05%로 포함할 수 있으며, 저온인성의 확보 측면에서 보다 바람직하게는 0.03% 이하로 포함할 수 있다.

칼슘(Ca): 0.0005~0.005%

칼슘(Ca)은 제강공정 중에 S와 결합하여 CaS를 형성함으로써 수소유기균열을 유발시키는 MnS의 편석을 억제하는 역할을 한다. 전술한 MnS의 편석을 억제하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ca을 0.0005% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.005%를 초과하게 되면 CaS의 형성뿐만 아니라 CaO 개재물을 형성하여 개재물에 의한 수소유기균열을 야기하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Ca을 0.0005~0.005%로 포함할 수 있으며, 수소유기균열 저항성의 확보 측면에서 보다 바람직하게는 0.001~0.003%로 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 전술한 바에 따라 Ca와 S을 함유함에 있어서, Ca와 S의 성분비(Ca/S)가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

0.5 ≤ Ca/S ≤ 5.0 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)

즉, 상기 Ca와 S의 성분비는 MnS의 중심 편석 및 조대 개재물의 형성을 대표하는 지수로서, 그 값이 0.5 미만일 경우에는 MnS가 강재 두께 중심부에 형성되어 수소유기균열 저항성을 감소시키는 반면, 그 값이 5.0을 초과하는 경우에는 Ca계 조대 개재물이 형성되어 수소유기균열 저항성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Ca와 S의 성분비(Ca/S)는 상기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 강재는 전술한 합금조성 이외에 물성을 더욱 향상시킬 수 있는 원소들을 더 포함할 수 있고, 구체적으로 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.2% 및 바나듐(V): 0.005~0.1% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

니켈(Ni): 0.05~0.3%

니켈(Ni)은 강의 저온인성의 열화 없이 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 이러한 저온인성의 열화가 없는 강도 증가의 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Ni을 첨가할 수 있으나, 상기 Ni은 고가의 원소로서 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 첨가시 0.05~0.3%로 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.1~0.3%로 포함할 수 있다.

몰리브덴(Mo): 0.02~0.2%

몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 유사하게 강재의 소입성을 향상시키고, 강도를 증가시키는 역할을 한다. 전술한 소입성 향상의 효과를 얻기 위해서는 0.02% 이상으로 Mo을 첨가할 수 있으나, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 상부 베이나이트(upper bainite)와 같은 저온인성에 취약한 조직을 형성시키고, 수소유기균열 저항성 및 황화물 응력부식 균열 저항성을 저해하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 첨가시 0.02~0.2%로 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.05~0.15%로 포함할 수 있다.

바나듐(V): 0.005~0.1%

바나듐(V)은 강재의 소입성을 증가시켜 강도를 향상시키는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서 0.005% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 강의 소입성이 과도하게 증가하여 저온인성에 취약한 조직이 형성되고, 수소유기균열 저항성이 감소된다.

따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 0.005~0.1%로 포함할 수 있고, 보다 바람직하게는 0.005~0.05%로 포함할 수 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

전술한 합금조성을 가지는 본 발명의 일 측면에 따른 강재는, 표면부 미세조직이 페라이트로 구성되거나, 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 구성되는 것을 특징으로 하고, 이로 인해 표면부의 비커스 경도가 200Hv 이하로 제어될 수 있다.

한편, 본 명세서에 있어서, 표면부라 함은 표면으로부터 두께 방향으로 1000㎛ 지점까지를 의미하고, 이는 강재의 양면에 해당될 수 있다. 또한, 중심부라 함은 상기 표면부를 제외한 나머지 영역을 의미한다.

또한, 본 발명에서 상기 표면부의 경도는 표면으로부터 두께 1000㎛ 지점까지를 비커스 경도를 이용하여 1kgf 하중으로 측정한 최대 경도값을 나타낸다. 통상, 각 위치별로 5회 내외로 경도를 측정할 수 있다.

즉, 본 발명에 따른 강재는 표면부의 미세조직이 페라이트로 구성되거나, 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 구성되고, 중심부의 미세조직이 애시큘러 페라이트로 구성됨으로써, 중심부 대비 표면부에 연질의 미세조직을 형성할 수 있고, 이로 인해 표면부의 경도가 기존의 TMCP 강재 대비 낮은 강재를 제공할 수 있다.

구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따른 강재는 기존의 TMCP 강재와 비교하여 동등 또는 이상의 강도를 확보하여 450MPa 이상의 항복강도를 가지면서도, 표면부의 경도를 현저하게 낮추고 Cr의 함량을 최소화함으로써 가공 시 황화물 응력부식 균열의 형성 및 전파를 효과적으로 억제할 수 있다.

한편, 전술한 본 발명에 의한 강재를 제조하는 방법에 대하여 이하에서 상세히 설명한다.

본 발명의 강재는 [슬라브 가열 - 열간압연 - 냉각]의 공정을 거쳐 제조될 수 있고, 이하에서는 각 공정조건에 대하여 상세히 설명한다.

[슬라브 가열]

본 발명에서 제안하는 합금조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있고, 이 때 1100~1300℃에서 2시간 이상 동안 행할 수 있다.

상기 가열시 온도가 1300℃를 초과하게 되면, 스케일(scale) 결함이 증가할 뿐만 아니라, 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강의 소입성을 증가시킬 우려가 있다. 또한, 중심부에서 상부 베이나이트와 같은 저온 인성에 취약한 조직의 분율을 증가시킴으로써 수소유기균열 저항성 및 저온인성 저항성이 열화되는 문제가 있다.

반면, 그 온도가 1100℃ 미만이거나 가열 시간이 2시간 미만일 경우에는 표면부의 탈탄이 부족하게 되어, 추후 공정에서 표면부의 페라이트 형성에 악영향을 미칠 뿐만 아니라, 합금원소의 재고용율이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 전술한 강 슬라브의 가열 시 1100~1300℃의 온도범위에서 2시간 이상 가열하는 것이 바람직하다. 한편, 슬라브 가열 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않고, 통상 가열시간이 증가할수록 성분 균일도가 높아지므로, 높으면 높을수록 좋고, 50시간 이하, 20시간 이하, 혹은 6시간 이하일 수 있다.

[열간압연]

상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연판재로 제조할 수 있다. 이때, Ar3+80℃~Ar3+200℃의 온도범위에서 누적 압하율 50% 이상으로 마무리 열간압연을 행할 수 있고, 마무리 열간압연 후 30초 이상 유지(공냉)할 수 있다.

상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3+200℃ 보다 높으면, 결정립 성장에 의한 소입성의 증가로 상부 베이나이트와 같은 저온인성에 취약한 조직이 형성되어 수소유기균열 특성 및 저온인성이 저하될 우려가 있다.

반면, 그 온도가 Ar3+80℃ 보다 낮으면, 후속 냉각이 개시되는 온도가 너무 낮아지게 되어, 공냉 페라이트의 분율이 과도해져 강도가 저하될 우려가 있을 뿐만 아니라, 표면부 탈탄이 억제되어 이후 공정의 표면부 페라이트 형성에 기여할 수 없게 될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 마무리 열간압연의 마무리 온도를 Ar3+80℃~Ar3+200℃로 하는 것이 바람직하다.

전술한 온도범위에서 마무리 열간압연시, 누적 압하율 50% 미만이면, 강재의 중심부까지 압연에 의한 재결정이 발생하지 않게 되어 중심부 결정립이 조대화되고, 저온인성이 열화되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 마무리 열간압연시 누적 압하율을 50% 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 마무리 열간압연 후 유지시간이 30초 미만이면, 표면부 탈탄의 시간이 부족하게 되어, 추후 공정에서 표면부 페라이트 형성에 기여할 수 없기 때문에, 본 발명에서는 마무리 열간압연 후 유지시간을 30초 이상으로 하는 것이 바람직하다. 마무리 열간압연 후 유지시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 바람직하게는 30분 이하, 혹은 10분 이하, 혹은 5분 이하로 행할 수 있고, 상기와 같은 유지시간을 가짐으로써, 공냉으로부터 후술하는 냉각 개시 온도를 확보할 수 있다.

[냉각]

상기 열간압연에 따라 제조된 열연판재를 냉각할 수 있고, 특별히 본 발명에서는 표면부의 경도를 효과적으로 낮춘 강재를 얻을 수 있는 최적의 냉각 공정을 제안함에 기술적 의의가 있다 할 것이다.

구체적으로, 상기 냉각은 1차 냉각하는 단계; 공냉하는 단계; 및 2차 냉각하는 단계를 포함하고, 각 공정 조건에 대하여 이하에 보다 구체적으로 설명한다.

여기서, 전술한 1차 냉각과 2차 냉각은 특정의 냉각 수단을 적용함으로써 행할 수 있고, 일 예로 수냉을 행할 수 있다.

1차 냉각

본 발명에서는 전술한 [마무리 열간압연-30초 이상의 유지] 후에, 1차 냉각을 행할 수 있다. 구체적으로는 전술한 과정을 통해 얻어진 열연판재의 표면부 온도가 Ar3-20℃~Ar3+50℃일 때 1차 냉각을 개시하는 것이 바람직하다.

상기 1차 냉각의 개시온도가 Ar3+50℃를 초과하게 되면, 1차 냉각 중에 표면부에서 페라이트로의 상 변태가 충분히 이루어지지 못하게 되어 표면부의 경도 감소 효과를 얻을 수 없게 된다. 반면, 상기 1차 냉각의 개시온도가 Ar3-20℃ 미만이면, 중심부까지 과도하게 페라이트 변태가 발생하여 강의 강도를 저하시키는 원인이 된다.

또한, 상기 1차 냉각은 상기 열연판재의 표면부 온도가 Ar1-50℃~Ar3-50℃로 되도록 5~40℃/s의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다.

즉, 상기 1차 냉각의 종료온도가 Ar3-50℃를 초과하게 되면, 1차 냉각된 열연판재의 표면부에서 페라이트로 상 변태되는 분율이 낮아 표면부의 경도 감소 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 온도가 Ar1-50℃ 보다 낮으면 중심부까지 페라이트 상 변태가 과도하게 발생하여 목표 수준의 강도 확보가 어려워진다.

또한, 상기 1차 냉각시의 냉각속도가 5℃/s 미만으로 너무 느리면, 전술한 1차 냉각 종료온도를 확보하기 어렵고, 반면 40℃/s를 초과하게 되면, 표면부에서 애시큘러 페라이트로 상변태하는 분율이 높기 때문에 표면부에 연질의 조직을 형성할 수 없다.

상기 1차 냉각의 종료 시에는, 상기 열연판재의 중심부 온도가 Ar3-30℃~Ar3+30℃로 제어되는 것이 바람직하다.

즉, 1차 냉각의 종료 시, 열연판재의 중심부의 온도가 Ar3+30℃를 초과하게 되면, 특정 온도범위로 냉각된 표면부의 온도가 상승되어 표면부의 페라이트 상 변태 분율이 낮아진다.

반면, 상기 열연판재의 중심부의 온도가 Ar3-30℃ 미만이면, 열연판재의 중심부의 온도가 과도하게 냉각되어 후속 공냉시에 표면부가 복열할 수 있는 온도가 낮아져 템퍼링 효과를 얻을 수 없게 되며, 이는 결국 표면부의 경도 저감 효과를 저하시킨다.

공냉

전술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 열연판재를 공냉하는 것이 바람직하고, 상기 공냉 공정을 통해 상대적으로 고온인 중심부에 의해 표면부가 복열되는 효과를 얻을 수 있다.

상기 공냉은 열연판재의 표면부 온도가 Ar3-50℃~Ar3-10℃의 온도범위가 되었을 때, 종료하는 것이 바람직하다.

상기 공냉을 완료한 후 열연판재의 표면부 온도가 Ar3-50℃ 보다 낮으면, 공냉 페라이트를 형성하기 위한 시간이 부족할 뿐만 아니라, 표면부 복열에 의한 템퍼링 효과가 불충분하여 표면부 경도 감소에 불리하다. 반면, 공냉을 완료한 후 열연판재의 표면부 온도가 Ar3-10℃를 초과하게 되면, 공냉 시간이 과다해져 중심부에서 페라이트 상 변태가 발생됨에 따라 목표 수준의 강도 확보가 어려워진다.

2차 냉각

상기 공냉이 전술한 온도범위(표면부 온도 기준)에서 완료된 직후, 2차 냉각을 행하는 것이 바람직하고, 공냉 종료 시의 표면부 온도는 2차 냉각 시의 개시온도와 동일하다.

한편, 상기 2차 냉각은 표면부의 온도가 300~600℃가 되도록 50~500℃/s의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다.

즉, 상기 2차 냉각의 종료온도가 300℃ 미만이면, 중심부에서 MA 상의 분율이 높아져 저온인성의 확보 및 수소취성 억제에 악영향을 미친다. 반면, 상기 2차 냉각의 종료온도가 600℃를 초과하게 되면, 중심부에서의 상 변태가 완료되지 못하여 강도 확보가 어려워진다.

또한, 전술한 온도범위로의 2차 냉각시 냉각속도가 50℃/s 미만이면, 중심부의 결정립이 조대화되어 목표 수준의 강도 확보가 어렵다. 반면, 500℃/s를 초과하게 되면, 중심부 미세조직으로 상부 베이나이트와 같은 저온인성에 취약한 상의 분율이 높아져서 수소유기균열 저항성을 열화시키므로 바람직하지 못하다.

한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상술한 일련의 공정을 거쳐 제조된 강재는 5~50mm의 두께를 가질 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 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1, 2의 합금조성 및 성질을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이 때, 하기 합금조성의 함량은 중량%이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 준비된 강 슬라브를 하기 표 3, 4에 나타낸 조건으로 가열, 열간압연 및 냉각의 공정을 거쳐 각각의 강재를 제조하였다.

하기 표 1, 2에 기재된 발명강 및 비교강은 표 3, 4에 기재된 제조 조건을 따르는 것 외에는 동일한 공정에 의해 제조되었다.

구체적으로, 발명강 및 비교강의 강재는 하기 표 1에 기재된 조성을 갖는 슬라브를 표 3에 기재된 조건으로 가열하고, 통상의 조건으로 조압연을 수행한 후, 표 3에 기재된 조건으로 마무리 열간압연하고, 일정시간 유지한 후에 수냉각한 것이다. 표 4에 기재된 냉각은 1차 냉각 후에 중간 공냉을 행한 뒤, 2차 냉각을 실시하여 제어한 것이다.

	C	Si	Mn	P	S	Al	N	Ni	Cr	Mo	Nb	Ti	V	Ca
발명강1	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018
발명강2	0.044	0.24	1.31	0.008	0.0005	0.023	0.004	0.18	0.007	0.14	0.041	0.013	0	0.0016
발명강3	0.043	0.23	1.33	0.009	0.0008	0.025	0.004	0.15	0.02	0.12	0.046	0.011	0	0.0011
비교강1	0.11	0.25	1.44	0.008	0.0008	0.031	0.005	0.21	0.03	0.06	0.05	0.011	0.02	0.0015
비교강2	0.036	0.24	1.55	0.008	0.0008	0.029	0.006	0	0.21	0	0.035	0.012	0.02	0.0011
비교강3	0.037	0.22	1.22	0.006	0.001	0.038	0.004	0.16	0.19	0	0.044	0.013	0	0.0004
비교강4	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018
비교강5	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018
비교강6	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018
비교강7	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018
비교강8	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018
비교강9	0.043	0.25	1.32	0.006	0.0007	0.024	0.003	0.21	0.002	0.12	0.043	0.012	0.02	0.0018

	Ca/S	Ar3 (℃)	Ar1 (℃)
발명강1	2.6	778	717
발명강2	3.2	775	718
발명강3	1.4	776	719
비교강1	1.9	752	715
비교강2	1.4	780	726
비교강3	0.4	797	722
비교강4	2.6	777	717
비교강5	2.6	777	717
비교강6	2.6	777	717
비교강7	2.6	777	717
비교강8	2.6	777	717
비교강9	2.6	777	717

Ar3 = 910 - 310×C - 80×Mn - 20×Cu - 15×Cr - 55×Ni - 80×Mo + 0.35×(두께[mm]-8)

Ar1 = 742 - 7.1×C - 14.1×Mn + 16.3×Si + 11.5×Cr - 49.7×Ni

	두께 (mm)	슬라브 가열		마무리 열간압연		마무리압연 후 유지시간 (초)
		가열온도 (℃)	가열시간 (hr)	마무리 온도 (℃)	누적 압하율 (%)
발명강1	30.5	1166	4.3	893	80	72
발명강2	21.5	1158	4	918	77	135
발명강3	19.5	1145	3.9	905	77	188
비교강1	30.5	1129	4.3	850	75	122
비교강2	30.5	1127	4.2	875	75	135
비교강3	30.5	1133	3.9	895	77	138
비교강4	30.5	1131	4.5	888	80	180
비교강5	30.5	1132	3.7	895	77	185
비교강6	30.5	1145	4.3	879	75	194
비교강7	30.5	1155	3.6	834	75	171
비교강8	30.5	1050	3.1	870	75	139
비교강9	30.5	1145	4.4	865	75	11

	2단 냉각 유무	1차냉각 개시온도 (℃)	표면부 1차 냉각 종료온도 (℃)	중심부 1차 냉각 종료 온도 (℃)	표면부 1차 냉각속도 (℃/s)	중간 공냉 후 표면부온도 (℃)	표면부 2차 냉각종료온도 (℃)	표면부 2차 냉각속도 (℃/s)
발명강1	O	825	710	802	22	750	466	345
발명강2	O	815	699	799	13	754	489	321
발명강3	O	822	703	799	17	748	443	245
비교강1	X	815	492	495	245	-	-	-
비교강2	X	780	488	494	255	-	-	-
비교강3	X	823	503	495	261	-	-	-
비교강4	X	823	465	483	359	-	-	-
비교강5	O	823	611	732	25	642	455	324
비교강6	O	820	718	789	123	760	444	359
비교강7	O	743	616	702	21	688	466	321
비교강8	O	818	698	794	16	754	455	324
비교강9	O	820	700	795	15	755	454	333

전술한 제조 과정을 통해 제조된 강재에 대하여 각각의 항복강도, 표면부의 비커스 경도, 황화물 응력부식 균열의 저항성, 및 미세조직을 관찰하였고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.

이 때, 항복강도는 0.5% under-load 항복강도를 의미하고, 인장 시편은 API-5L 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 채취한 다음 시험하였다.

강재에 대한 경도 측정은 비커스 경도 시험기를 이용하여 1kgf의 하중으로 두께방향의 단면에 대하여 측정하였고, 표면부의 경도 측정은 표면부로부터 100㎛까지의 경도를 측정하여 하기 표 5에 나타내었다.

한편, 미세조직은 광학 현미경을 이용하여 측정하였고, 이미지 분석기(Image analyser)를 이용하여 상(phase)의 종류를 관찰하였다.

또한, 황화물 응력부식 균열(SSC) 특성 평가는 NACE 표준시험법(TM-0177)에 따라, 4 Point Bent Beam Test를 수행했으며, 강산의 Sol. A 용액에 강판별 항복강도의 90%를 부과하여, 720시간 동안 10bar의 H₂S 환경에 노출시킨 후, 균열 발생 유무를 평가하였다.

		표면부 조직	중심부 조직	표면부 경도(Hv)	항복강도(MPa)	황화물 응력부식 균열(SSC)
발명강	발명강1	F+P	AF	172	478	미발생
	발명강2	F+P	AF	183	489	미발생
	발명강3	F+P	AF	178	490	미발생
비교강	비교강1	UB	AF + UB	284	534	발생
	비교강2	UB	AF + UB	275	545	발생
	비교강3	AF	AF	224	483	발생
	비교강4	AF	AF	228	478	발생
	비교강5	F+P	AF+F+P	175	421	미발생
	비교강6	AF	AF	224	475	발생
	비교강7	F+P	F+P	175	411	발생
	비교강8	F+AF	AF+F	202	452	발생
	비교강9	F+AF	AF+F	205	475	발생

F: Ferrite, P: Pearlite, AF: Acicular Ferrite, UB: Upper Bainite

상기 표 1 내지 4에서 발명강은 본 발명의 조성 및 제조조건을 모두 만족하는 경우이고, 비교강은 본 발명의 조성 및 제조조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 못하는 경우이다.

구체적으로, 비교강 1 내지 3은 본 발명의 조성 및 제조조건을 모두 만족하지 못하고, 특히 냉각에 있어서 본 발명에서 제안하는 2단의 냉각방법을 적용하지 않는 것이다.

한편, 비교강 4 내지 9는 본 발명의 발명강 1과 동일한 조성의 강 슬라브를 사용하되, 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 것이다. 즉, 비교강 4는 본 발명에서 제안하는 2단의 냉각방법을 적용하지 않은 것이고, 비교강 5는 표면부 1차 냉각 종료 온도, 중간 공냉 후 표면부 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우이다.

또한, 비교강 6은 표면부 1차 냉각 속도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우이고, 비교강 7은 열간압연의 마무리 온도가 본 발명에서 제안하는 하한범위보다 낮은 것으로서, 열간압연의 마무리 온도가 낮아져서 1차 냉각 개시 온도, 표면부와 중심부의 1차 냉각 종료 온도, 중간공냉 후 표면부의 온도가 모두 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우이다.

비교강 8은 슬라브의 가열온도가 본 발명에서 제안하는 하한범위를 벗어난 경우이고, 비교강 9는 마무리 열간압연 후의 유지 시간이 본 발명에서 제안하는 하한 범위를 벗어난 경우이다.

전술한 비교강 1 내지 4는 본 발명에서 제안하는 2단 냉각을 적용하지 않은 것으로서, 표면부의 미세조직이 본 발명에서 제안하는 페라이트 또는 페라이트와 펄라이트의 복합조직을 형성하고 있지 않았다. 이에 따라, 비교강 1 내지 4는 강재의 표면부 경도가 200Hv를 초과하였고, 표면부 고경도로 인하여 황화물 응력부식 균열이 발생하였다.

비교강 5는 본 발명에서 제안하는 2단 냉각을 행하지 않았으나, 표면부와 중심부의 1차 냉각 종료 온도 및 중간 공냉 후 표면부 온도가 낮아서, 2차 냉각 이전에 페라이트 변태가 발생한 경우이다. 비교강 5에서는 황화물 응력부식 균열이 발생하지는 않았으나, 항복강도가 본 발명에서 규정하는 범위인 450MPa 이상급을 만족하지는 못하였다.

비교강 6은 표면부 1차 냉각 속도가 본 발명에서 제안하는 상한을 초과하는 경우로서, 표면부에 페라이트를 형성하지 못하여 황화물 응력부식 균열이 발생하였다.

비교강 7은 열간압연의 마무리 온도가 본 발명에서 제안하는 하한을 만족하지 못한 경우로서, 열간압연 이후의 냉각 온도 역시 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못하였고, 이로 인해 중심부까지 페라이트 변태가 발생하여 항복강도의 미달이 발생하였다.

비교강 8은 슬라브의 가열온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어나고, 비교강 9는 열간압연 후의 유지 시간이 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 경우로서, 비교강 8 및 9는 모두 표면부의 페라이트 변태가 충분하지 못하여 페라이트와 애시큘러 페라이트의 복합조직이 형성되었고, 이로 인해 표면부 경도 감소의 효과가 충분히 발휘되지 못하여 황화물 응력부식 균열이 발생하였다.

이렇듯, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1~3은 표면부의 경도가 모두 200Hv 이하로서 표면부 경도가 현저히 낮으면서도 항복강도 450MPa 이상의 강도를 확보할 수 있었고, 또한 황화물 응력부식 균열에 대한 저항성 역시 우수함을 확인할 수 있다.

반면, 본 발명의 합금조성을 만족하지 못하거나, 혹은 본 발명의 제조 조건을 만족하지 못하는 비교강 1~9에서는 강재 표면부의 경도가 충분히 낮지 못하여 황화물 응력부식 균열이 발생하거나, 450MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 없었다.

한편, 전술한 실험예들 중, 발명강 2와 비교강 3에 대하여, 광학 현미경을 통해 측정한 표면부에서의 미세조직 사진과, 표면부의 경도 측정 값을 도 1에 나타내었다. 구체적으로, 도 1 중, 왼쪽 사진은 비커스 경도 시험기를 사용하여 표면부로부터 100㎛까지의 경도를 측정한 값을 나타내었고, 오른쪽 사진은 표면부로부터 500㎛까지의 경도를 측정한 값을 나타낸 것이다.

도 1에서 볼 수 있듯이, 본 발명에 의한 강재는 표면부의 경도가 200Hv이하인 반면, 본 발명에서 제안하는 2단의 냉각을 행하지 않는 비교강 3에서는 표면부의 경도가 200Hv를 초과하는 것을 확인할 수 있다.

Claims (9)

1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 크롬(Cr): 0.05% 미만, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0.005~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%와; 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.2% 및 바나듐(V): 0.005~0.1% 중 1종 이상, 잔부로 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
   상기 Ca와 S는 하기 관계식 1을 만족하고,
   강재의 표면부 미세조직이 페라이트로 구성되거나, 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 구성되고, 중심부 미세조직이 애시큘러 페라이트로 구성되는, 강재.
   [관계식 1]
   0.5 ≤ Ca/S ≤ 5.0 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
   
2. 제 1 항에 있어서,
   상기 표면부의 비커스 경도가 200Hv 이하인, 강재.
   
3. 제 1 항에 있어서,
   상기 강재는 450MPa 이상의 항복강도를 가지는 것인 강재.
   
4. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 0.8~1.8%, 크롬(Cr): 0.05% 미만, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.003% 이하, 알루미늄(Al): 0.06% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 니오븀(Nb): 0.005~0.08%, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005%와; 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 몰리브덴(Mo): 0.02~0.2% 및 바나듐(V): 0.005~0.1% 중 1종 이상, 잔부로 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
   상기 Ca와 S는 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 2시간 이상 가열하는 단계;
   상기 가열된 강 슬라브를 893~918℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연판재를 제조하는 단계; 및
   상기 마무리 열간압연 후 냉각하는 단계를 포함하며,
   상기 마무리 열간압연 후 냉각 전에, 30초 이상을 유지하고,
   상기 냉각은 1차 냉각하는 단계; 공냉하는 단계; 및 2차 냉각하는 단계를 포함하고,
   상기 1차 냉각은 상기 열연판재의 표면부 온도가 Ar1-50℃~Ar3-50℃로 되도록 5~40℃/s의 냉각속도로 행하며, 상기 2차 냉각은 상기 열연판재의 표면부 온도가 300~600℃가 되도록 50~500℃/s의 냉각속도로 행하는, 강재의 제조방법.
   [관계식 1]
   0.5 ≤ Ca/S ≤ 5.0 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
   
5. 제 4 항에 있어서,
   상기 마무리 열간압연은 누적 압하율 50% 이상으로 행하는 것인, 강재의 제조방법.
   
6. 삭제
7. 제 4 항에 있어서,
   상기 1차 냉각은 상기 열연판재의 표면부 온도가 Ar3-20℃~Ar3+50℃일 때 개시하는 것인 강재의 제조방법.
   
8. 제 4 항에 있어서,
   상기 1차 냉각을 완료한 후 상기 열연판재의 중심부 온도가 Ar3-30℃~Ar3+30℃인 것인 강재의 제조방법.
   
9. 제 4 항에 있어서,
   상기 공냉을 완료한 후 상기 열연판재의 표면부 온도가 Ar3-10℃~Ar3-50℃인 것인 강재의 제조방법.

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