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KR20170074319A - 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20170074319A
KR20170074319A KR1020150183268A KR20150183268A KR20170074319A KR 20170074319 A KR20170074319 A KR 20170074319A KR 1020150183268 A KR1020150183268 A KR 1020150183268A KR 20150183268 A KR20150183268 A KR 20150183268A KR 20170074319 A KR20170074319 A KR 20170074319A
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temperature
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KR1020150183268A
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고성웅
박재현
박연정
배무종
Original Assignee
주식회사 포스코
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Publication date
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Priority to US16/060,755 priority patent/US10801092B2/en
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Abstract

본 발명은 C: 0.02~0.08중량%, Si: 0.1~0.5중량%, Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb 0.005~0.1중량%, Ti 0.005~0.05 중량% 및 Ca 0.0005~0.005중량%에, Cu: 0.005~0.3% 및 Ni:0.005~0.5% 중 1종 또는 2종;과 Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.02~0.4 중량% 및 V: 0.005%~0.1 중량%의 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1로 정의되는 탄소 당량(Ceq)이 0.45이하이고,
[관계식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu+Ni)/15
(여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타냄)
Ca/S의 중량비가 0.5~5.0의 범위를 만족하고, 기지조직으로 템퍼드 베이나이트[템퍼드 에시큘러 페라이트(Acicular Ferrite) 포함] 또는 템퍼드 마르텐사이트를 가지며. 두께 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내의 Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물의 최장변 길이가 10㎛ 이하인 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법{THICK STEEL SHEET HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS AND RESISTANCE TO HYDROGEN INDUCED CRACKING, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 라인파이프 및 프로세스 파이프 용도 등으로 사용되는 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
API규격의 HIC (수소유기균열) 보증용 후판 강재는 라인파이프 및 프로세스 파이프 용도 등으로 사용되고 있으며, 용기내 저장될 물질 및 사용환경에 따라 강재의 요구물성이 결정된다. 또한, 정유설비의 프로세스 파이프에 적용될 경우, 고온에서 사용하는 경우가 대부분이기 때문에 고온에서도 물성변화가 적은 열처리형 파이프를 적용하고 있다.
따라서, 강재가 처리할 물질이 저온인 경우나, 한랭지에서 사용될 경우에는 저온인성을 요구하는 경우가 많다. 최근 들어, 에너지 산업의 발전에 따라 원유정제 설비에 필요한 강재들의 요구가 증가하고 있으며, 각각의 설비들이 사용되는 환경을 고려하여 우수한 수소유기균열 저항성뿐만 아니라 저온에서도 인성까지 우수한 복합기능을 요구하는 강재의 수요가 많아지고 있다.
일반적으로 강재는 사용온도가 낮아짐에 따라 강재의 인성 또한 저하되며, 약한 충격에도 쉽게 균열이 발생하고 전파하므로 소재의 안정성에 큰 영향을 미친다.
따라서, 사용온도가 낮은 강재는 저온에서도 인성의 저하가 일어나지 않도록 성분이나 미세조직을 제어하고 있다. 저온인성을 증가시키기 위한 통상적인 방법으로는 황이나 인과 같은 불순물의 첨가를 최소화하고, Ni와 같이 저온인성 향상에 도움을 주는 합금원소의 양을 적절히 첨가하는 방법을 사용하고 있다.
열처리형 파이프 강재는 TMCP 소재와는 달리 열처리재의 특성상 동일강도 확보를 위해 TMCP재 보다 높은 탄소당량이 필요하다. 하지만, 라인파이프 및 프로세스 파이프용도로 사용되고 있는 강재들은 그 제조공정에 있어서 용접 공정을 수반하기 때문에 탄소당량이 낮을수록 용접성이 우수한 특성을 나타낸다.
또한, 열처리재의 높은 탄소 당량으로 TMCP재 대비 저온 DWTT 특성과 HIC를 유발하는 중심부 편석이 열위하기 때문에 탄소당량을 낮추면서 동시에 높은 강도를 확보할 수 있는 방법의 고안이 필요하다.
통상의 소입+소려 열처리재의 경우, 강의 사용온도에서 강도 감소를 최소화하기 위하여 사용온도 이상에서 소려 열처리를 행한다. 일반적인 소입+소려 열처리재의 보증온도는 620oC 내외이며, 탄소당량 0.45 이하에서는 두께 80mm까지 인장강도 500MPa급 소재를 확보할 수 없다.
수소유기균열 저항성 및 저온인성 향상을 위해서는 현재까지 하기하는 기술들이 제안된 바 있다.
대한민국 특허공개 2004-0021117　호(특허문헌 1)에는 발전소의 보일러, 압력용기 등의 소재에 이용되는 인성이 우수한 인장강도 600MPa급 압력용기용 강재가 제안되어 있고, 대한민국 특허등록 제0833070호(특허문헌 2)에는 인장강도 500MPa급을 만족하면서, 수소유기균열성 저항성이 우수한 압력용기용 후강판이 제안되어 있다.
그러나, 이들 강재는 탄소함량이 높아 우수한 용접성 및 수소유기균열 저항성 확보가 여전히 어렵고, 소려 후 강도 저하가 크다는 단점이 있다.
대한민국 특허공개 2004-0021117호 대한민국 특허등록 제0833070호
본 발명의 바람직한 일 측면은 강 성분과 미세조직을 최적화하여 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 강 성분과 제조조건을 적절히 제어하여 미세조직을 최적화하여 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 C: 0.02~0.08중량%, Si: 0.1~0.5중량%, Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb 0.005~0.1중량%, Ti 0.005~0.05 중량% 및 Ca 0.0005~0.005중량%에, Cu: 0.005~0.3% 및 Ni:0.005~0.5% 중 1종 또는 2종;과 Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.02~0.4 중량% 및 V: 0.005%~0.1 중량%의 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1로 정의되는 탄소 당량(Ceq)이 0.45이하이고,
[관계식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu+Ni)/15
(여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타냄)
Ca/S의 중량비가 0.5~5.0의 범위를 만족하고, 기지조직으로 템퍼드 베이나이트[템퍼드 에시큘러 페라이트(Acicular Ferrite) 포함] 또는 템퍼드 마르텐사이트를 가지며. 두께 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내의 Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물의 최장변 길이가 10㎛ 이하인 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재에 관한 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 C: 0.02~0.08중량%, Si: 0.1~0.5중량%, Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb 0.005~0.1중량%, Ti 0.005~0.05 중량 및 Ca 0.0005~0.005중량%에, Cu: 0.005~0.3% 및 Ni:0.005~0.5% 중 1종 또는 2종;과 Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.02~0.4 중량%, V: 0.005%~0.1 중량%의 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1로 정의되는 탄소 당량(Ceq) 이 0.45 이하이고,
[관계식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu+Ni)/15
(여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타냄)
그리고 Ca/S의 중량비가 0.5~5.0의 범위를 만족하는 강 슬라브를 1,100~1,300oC로 재가열한 후, Ar3+100oC ~ Ar3+30oC 온도에서 누적압하율 40% 이상으로 마무리 압연하고, Ar3+80oC ~ Ar3에서 하기 관계식 2의 냉각속도로 직접소입을 시작하여 500oC 이하에서 냉각을 종료한 후,
[관계식 2]
20,000/두께2(mm2) ≤ 냉각속도 (oC/sec) ≤ 60,000/ 두께2(mm2)
580~700oC의 온도에서 재가열하여 공냉하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 따르면, 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강판을 제공함은 물론이고, 낮은 탄소 당량으로 용접성이 우수한 두께 80mm 까지의 인장강도 500Mpa급 이상의 후육 고강도 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 C 함량에 따른 소려 열처리 전후 인장강도 변화량을 나타내는 그래프.
도 2는 Nb 함량에 따른 소려 열처리 전후 인장강도 변화량을 나타내는 그래프.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명은 강 성분과 미세조직을 최적화하여, 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 500Mpa급 이상의 후육 후판 강판을 제공한다.
본 발명은 종래의 기술과는 달리 탄소 당량이 낮음에도 불구하고 500MPa급 후육 후판 직접소입-소려 열처리 강판을 제공한다. 이를 위해 탄소의 함량을 낮추고 Nb를 활용함으로써 소려 처리 후에도 인장강도 500MPa급 이상의 저온 DWTT 특성이 우수하고 수소유기균열 저항성이 우수한 강판을 제공할 수 있다.
열처리형 파이프 강재는 TMCP 소재와는 달리 열처리재의 특성상 동일강도 확보를 위해 TMCP재 보다 높은 탄소당량이 필요하다. 하지만, 라인파이프 및 프로세스 파이프용도로 사용되고 있는 강재들은 그 제조공정에 있어서 용접 공정을 수반하기 때문에 탄소당량이 낮을수록 용접성이 우수한 특성을 나타낸다.
또한, 열처리재의 높은 탄소 당량으로 TMCP재 대비 저온 DWTT 특성과 HIC를 유발하는 중심부 편석이 열위하기 때문에 탄소당량을 낮추면서 동시에 높은 강도를 확보할 수 있는 방법의 고안이 필요하다.
통상의 소입+소려 열처리재의 경우, 강의 사용온도에서 강도 감소를 최소화하기 위하여 사용온도 이상에서 소려 열처리를 행한다.
일반적인 소입+소려 열처리재의 보증온도는 620oC 내외이며, 탄소당량 0.45 이하에서는 두께 80mm까지 인장강도 500MPa급 소재를 확보할 수 없다.
본 발명은 고온환경 등의 다양한 고객 사용환경에 보다 적합한 강재를 제공하기 위하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 높은 탄소당량을 가지는 성분계로는 우수한 용접성 확보가 어려울 뿐만 아니라 저온 DWTT 특성 및 HIC 저항성을 획기적으로 개선할 수 없음을 확인하고, 이를 해결하기 위하여 추가 연구와 실험을 통해 완성된 것이다.
본 발명에서는 소려 온도 구간에서의 석출을 활용하여 소려에 의한 강도감소를 보상할 수 있다는 점에 착안하여 탄소 당량 증가에 가장 큰 영향을 미치는 원소인 탄소 함량을 감소시키고, 소려 시에 석출물의 형성을 유도한 것이다,
즉, 탄소함량이 높을 경우, Nb는 압연공정 중에 모두 석출하여 소려 시의 석출량이 감소하기 때문에 소려에 의한 강도 감소를 보상할 수 없지만, 탄소함량이 낮은 경우에는 압연공정 중에 석출되지 않고 남아 있던 고용 Nb가 소려 시에 석출함으로써 소려에 의한 강도감소를 보상할 수 있음을 발견하였고, 이는 저탄소 성분계의 활용에 의한 상승효과라 볼 수 있다.
더욱이, 본 발명은 강 성분의 제어와 동시에 Ar3 직상에서 저온 마무리압연을 적용함으로써 압연 중 석출하는 Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물의 크기를 미세하게 제어하여 중심부 DWTT 특성 및 HIC 저항성을 더욱 향상시킨 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면인 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재에 대하여 설명한다.
C: 0.02~0.08중량%
상기 C은 다른 성분과 함께 제조 방법과 밀접하게 관련되어 있다. 강 성분 중에서도 C는 강재의 특성에 가장 큰 영향을 미친다. C 함량이 0.02중량% 미만일 경우에는 제강공정 중 성분제어 비용이 과도하게 발생하고 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화된다. 한편, C 함량이 0.08중량%를 초과할 경우에는 강판의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성을 감소시키고 용접성을 떨어뜨릴 뿐만 아니라 첨가된 Nb의 대부분을 압연공정 중에 석출시켜 소려 시 석출량을 감소시킨다.
따라서, C 함량은 0.02~0.08중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.5중량%
상기 Si는 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다. Si 함량이 0.5중량%를 초과하면 소재의 저온 DWTT 특성이 나빠지고 용접성을 저해하며 압연 시 스케일 박리성을 유발하는 반면, 0.1중량% 이하로 낮추면 제조비용이 증가하기 때문에 그 함량은 0.1~0.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.8~2.0중량%
상기 Mn은 저온인성을 저해하지 않으면서 강의 소입성을 향상시키는 원소로 0.8중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만, 2.0중량%를 초과하여 첨가되면 중심편석이 발생하여 저온인성이 저하됨은 물론 강의 경화능을 높이고 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 또한, Mn 중심편석은 수소유기균열을 유발하는 인자이기 때문에 그 함량은 0.8~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 중심편석 측면에서 0.8~1.6중량%가 더욱 바람직하다.
P: 0.03중량% 이하
상기 P는 불순물 원소이며, 그 함량이 0.03중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 저온인성이 감소하므로, 그 함량은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 저온인성의 측면에서 0.01중량% 이하가 더욱 바람직하다.
S: 0.003중량% 이하
상기 S도 불순물 원소이며 그 함량이 0.003중량%를 초과하면 강의 연성, 저온인성 및 용접성을 감소시키는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량은 0.003중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 수소유기균열 저항성을 저하시키기 때문에 0.002중량% 이하가 더욱 바람직하다.
Al: 0.06중량% 이하
통상적으로 Al은 용강 중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 수행한다. 따라서, Al은 강재 내에 충분한 탈산력을 갖출 정도로 첨가되는 것이 일반적이다. 그러나, 0.06중량%를 초과하여 첨가되면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저해하므로 그 함량은 0.06중량% 이하로 제한한다.
N: 0.01중량% 이하
상기 N은 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01중량%를 상한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하며 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함량이 0.01중량%를 초과하여 과도하게 함유되어 고용상태의 N이 존재하고 이들 고용상태의 N은 저온인성에 악영향을 미치므로 그 함량은 0.01중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.1중량%
상기 Nb는 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 소려 열처리 시에 탄소와 결합하여 저온 석출상을 형성함으로써 소려 시의 강도 감소를 보상하는 역할을 한다.
하지만, 상기 Nb가 0.005중량% 미만으로 첨가될 경우에는 Nb계 석출물의 소려 시의 석출량이 소려 시의 강도 감소 보상할 만큼 확보하기 어렵고 압연 공정 중에 오스테나이트 결정립의 성장이 발생하여 저온인성을 감소시킨다.
반면에, Nb가 0.1중량%를 초과하여 과도하게 첨가되면 오스테나이트 결정립이 필요 이상으로 미세화 되어 강의 소입성을 낮추는 역할을 하고 조대한 Nb계 개재물을 형성하여 저온인성을 감소시키기 때문에 본 발명에서는 Nb의 함량은 0.1중량% 이하로 제한한다. 저온 인성 측면에서, 0.05중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
Ti: 0.005~0.05중량%
상기 Ti은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 효과적인 원소이다. 하지만, 상기 Ti이 0.005중량% 미만으로 첨가될 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 저온인성을 감소시키지만, 0.05중량%를 초과하여 첨가되면 조대한 Ti계 석출물이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성이 감소하므로, Ti의 함량은 0.005~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 저온인성 측면에서 더욱 바람직하게는 0.03중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
Ca 0.0005~0.005중량%
상기 Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 중심부에 생기는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 강재의 중심부에 연신개재물로 존재하며 그 양이 많아 부분적으로 밀집이 되면, 두께방향 인장시 연신율을 감소시키는 역할을 한다. 첨가된 Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다. 이러한 MnS구상화 효과가 나타나기 위해서는 Ca는 0.0005중량%이상 첨가되어야 한다. Ca은 휘발성이 커 수율이 낮은 원소로 제강공정에서 발생되는 부하를 고려하여 그 상한은 0.005중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기한 성분들 외에, Cu: 0.005~0.3중량% 및 Ni:0.005~0.5중량% 중 1종 또는 2종;과 Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.02~0.4 중량%, 및 V: 0.005%~0.1 중량%의 1종 이상을 첨가한다.
Cu: 0.005~0.3중량%
상기 Cu는 강도를 향상시키는 역할을 하는 성분으로서, 그 함량이 0.005% 미만인 경우에는 이러한 효과를 충분히 달성할 수 없다. 따라서, Cu 함량의 하한은 0.005%로 한정하는 것이 바람직하다. 한편, Cu가 과다하게 첨가되는 경우에는 표면 품질이 저하되므로, Cu 함량의 상한은 0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.
Ni:0.005~0.5중량%
상기 Ni은 강도를 향상시키지만, 인성은 저하시키지 않는 성분이다.
상기 Ni은 Cu가 첨가되는 경우 표면특성을 위하여 첨가된다.
그 함량이 0.005% 미만인 경우에는 이러한 효과를 충분히 달성할 수 없다. 따라서, Ni 함량의 하한은 0.005%로 한정하는 것이 바람직하다. 한편, Ni이 과다하게 첨가되는 경우에는 고가이므로 비용증가를 가져오게 되므로, Ni 함량의 상한은 0.5%로 한정하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.05~0.5중량%
상기 Cr은 슬라브 재가열 시, 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 한다. 하지만, 0.5중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하되는 문제점이 있으므로 그 함량은 0.05~0.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.02~0.4중량%
상기 Mo은 Cr과 유사하거나 보다 적극적인 효과를 가지는 원소로 강재의 소입성을 증가시키고 열처리재의 강도감소를 방지하는 역할을 한다. 하지만, 상기 Mo이 0.02중량% 미만으로 첨가될 경우에는 강의 소입성을 확보하기 어려울 뿐만 아니라 열처리 후 강도 감소가 과도한 반면, 0.4중량%를 초과하여 첨가되면 저온인성이 취약한 조직을 형성시키고 용접성을 저하시키며 템퍼 취성을 일으키므로 Mo의 함량은0.02~0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.005~0.1중량%
상기 V은 강재의 소입성을 증가시키기도 하지만, 열처리재의 재가열 시에 석출되어 강도하락을 방지하는 주요한 원소이다. 하지만, 상기 V은 0.005중량% 미만으로 첨가될 경우에는 열처리재의 강도하락을 방지하는 효과가 없고, 0.1중량%를 초과하여 첨가되면 강의 소입성 증가로 저온 상들이 형성되어 저온인성과 수소유기균열 저항성을 감소시키므로, 상기 V의 함량은 0.005~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 저온인성 측면에서 0.05중량% 이하가 더욱 바람직하다.
탄소당량(Ceq): 0.45이하
하기 관계식(1)로 정의되는 탄소당량(Ceq)은 0.45이하로 한정하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu+Ni)/15
(여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타냄)
상기 탄소당량(Ceq)이 0.45를 초과할 경우에는 용접성이 저하되고 합금원가가 증가하며, 합금원가 상승 없이 탄소당량 0.45가 초과할 경우에는 탄소함량이 증가하게 되어 강의 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성을 감소시킬 뿐만 아니라 소려 열처리 후의 강도 감소가 증가하게 되므로, 상기 탄소당량의 상한은 0.45로 제한하고 있다. 보다 바람직한 탄소당량(Ceq)은 0.37~0.45이며, 이렇게 하는 경우, 500MPa급 강도확보가 용이하다.
Ca/S의 중량비: 0.5~5.0
상기 Ca/S의 중량비는 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 저하시키므로, 상기 Ca/S의 중량비는 0.5~5.0로 제한하는 것이 바람직하다.
기지조직: 템퍼드 베이나이트[템퍼드 에시큘러 페라이트(Acicular Ferrite) 포함] 또는 템퍼드 마르텐사이트
저탄소 베이나이트를 에시큘러 페라이트로 표현하거나, 베이나이트와 에시큘러 페라이트를 혼용하여 쓰는 경우가 있으며, 본 발명에서는 이러한 에시큘러 페라이트도 포함한다.
본 발명의 저온 DWTT 특성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강판은 두께 80mm 이하의 후육임에도 불구하고 인장강도 500Mpa 이상급의 고강도를 유지함과 동시에 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강으로 기지조직으로 템퍼드 베이나이트(Acicular Ferrite 포함) 또는 템퍼드 마르텐사이트 상을 가진다.
기지조직이 페라이트 및 펄라이트로 구성되면 강도가 낮을 뿐만 아니라, 수소유기균열 저항성 및 저온인성이 열화되므로, 본 발명에서 기지조직은 템퍼드 베이나이트(Acicular Ferrite 포함) 또는 템퍼드 마르텐사이트로 제한하는 것이 바람직하다.
두께 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내의 Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물의 최장변 길이: 10㎛이하
Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물은 결정립 미세화와 용접성 향상을 가져오는것으로서, TiN 석출물은 강의 재가열 공정 중 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, Nb 석출물은 재가열 공정 중 재고용되어 압연 공정 중의 오스테나이트 결정립 성장을 억제한다. 하지만, Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물 등이 압연공정 또는 열처리 공정 중에 중심부에 조대하게 석출될 경우 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성을 감소시키므로 본 발명에서는 두께 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내의 석출물의 최장변 길이를 10㎛이하로 제한한다.
본 발명의 후판 강재는 소려 전의 인장강도에 대한 소려 후의 인장강도 감소가 30MPa 이하이고, 소려 처리 후에도 인장강도가 500MPa급 이상이고, 우수한 저온 DWTT 특성 및 우수한 수소유기균열 저항성을 가질 수 있다.
본 발명의 후판 강재의 두께는 바람직하게는 80mm이하, 보다 바람직하게는 40 ~ 80mm일 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면인 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면인 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법은 상기한 강 조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300oC로 재가열한 후, Ar3+100oC ~ Ar3+30oC 온도에서 누적압하율 40% 이상으로 마무리 압연하고, Ar3+80oC ~ Ar3에서 하기 관계식 2의 냉각속도로 직접소입을 시작하여 500oC 이하에서 냉각을 종료한 후, 580~700oC의 온도에서 재가열하여 공냉하는 것을 포함한다.
[관계식 2]
20,000/두께2(mm2) ≤ 냉각속도 (oC/sec) ≤ 60,000/ 두께2(mm2)
상기 Ar3는 하기 관계식(3)에 의해 구해질 수 있다.
[관계식 3]
Ar3 = 910 - 310*C - 80*Mn - 20*Cu - 15*Cr - 55*N - 80*Mo + 0.35*[두께(mm) - 8]
가열온도: 1100~1300oC
상기 가열온도는 강 슬라브를 열간압연 하기 위해 고온으로 가열하는 공정으로 가열온도가 1300oC를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강의 저온 DWTT 특성이 저하되며 가열온도가 1100oC 미만인 경우에는 합금원소 재고용율이 떨어지므로, 상기 재가열온도는 1100~1300oC로 제한하는 것이 바람직하고, 저온인성 측면에서는 1100~1200oC로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
마무리 압연 온도: Ar3+100 oC ~ Ar3+30oC
상기의 마무리 압연 온도가 Ar3+100 oC보다 높을 경우, 결정립과 Nb 석출물이 성장하여 저온 DWTT 특성을 저하시키고, Ar3+30oC보다 낮을 경우 직접소입 시의 냉각 개시온도가 Ar3 이하로 낮아져 이상역에서 냉각을 개시하게 되고 이로인한 초정 페라이트가 냉각개시 이전에 형성되므로 강의 강도를 저하시킬 수 있으므로, 상기 마무리 압연 온도는 Ar3+100 oC~Ar3+30oC로 제한하는 것이 바람직하다.
마무리 압연 누적압하율: 40% 이상
마무리 압연 시, 누적압하율이 40% 미만일 경우에는 중심부까지 압연에 의한 재결정이 발생하지 않아 중심부 결정립이 조대화 되고 저온 DWTT 특성을 열화시키므로, 상기 마무리 압연 시 누적압하율은 40% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
냉각방법: Ar3+80oC ~Ar3 직접 소입 개시 후 500oC 이하에서 냉각종료
본 발명의 냉각방법은 마무리 압연 종료 후 오스테나이트 단상역에서 냉각을 개시하여 직접 소입을 실시하는 방법으로 통상의 소입 열처리와 달리 재가열을 거치지 않고 압연 종료 직후 냉각을 실시하는 방법이다.
통상의 소입 열처리는 압연 후 공냉한 소재를 재가열 하여 급냉시키지만, 본 발명에서 제안하는 성분계의 강에 대해 통상의 소입 열처리를 적용할 경우 압연조직이 사라져 500MPa급 인장강도를 확보할 수 없다.
본 발명에서 직접 소입 개시온도가 Ar3+80oC를 초과할 경우에는 마무리 압연 온도가Ar3+100 oC를 초과하게 되고, Ar3 미만일 경우에는 직접 소입 이전에 초정 페라이트가 형성되어 강의 강도를 확보할 수 없으므로, 상기 직접 소입 개시온도는 Ar3+80oC ~Ar3로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 냉각 종료온도는 500oC 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 냉각 종료온도가 500oC를 초과할 경우 냉각이 충분하지 않아 본 발명에서 얻고자 하는 미세조직을 구현할 수 없을 뿐만 아니라 강판의 인장강도도 확보할 수 없다.
직접소입 냉각속도: 하기 [관계식 2] 만족
압연 후 직접소입 냉각속도는 하기 관계식 2를 만족하는 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
20,000/두께2(mm2) ≤ 냉각속도 (oC/sec) ≤ 40,000/두께2(mm2)
상기 소입 냉각속도가 20,000/두께2(mm2)미만일 경우에는 강도확보가 불가하며 60,000/두께2(mm2) 초과의 경우에는 강판의 형상 변형 및 생산성 저항의 원인이 되므로, 직접소입을 위한 냉각 속도의 범위는 상기 관계식 2를 만족하도록 제한하는 것이 바람직하다.
소려 온도: 580~700oC
소려는 직접소입 처리로 경화된 강판을 일정온도의 범위로 재가열하여 공냉함으로써 강판의 사용온도에서 추가적인 강도하락을 방지하기 위한 목적으로 행해진다.
본 발명의 성분계의 경우, 소려 시에 Nb, Cr, Mo, V계의 석출물이 석출되어 소려 후에도 인장강도의 감소가 30MPa 이하로 소려에 의한 강도 감소가 크지 않다.
하지만, 소려 온도가 700oC를 초과할 경우에는 석출물이 조대해지고 강도 감소의 원인이 되고, 한편, 소려 온도가 580oC 미만일 경우에는 강도가 증가하기는 하지만 강재의 통상적인 사용온도에서 강도감소가 발생하므로 바람직하지 않으므로, 상기 소려 온도는 580~700oC로 제한하는 것이 바람직하다.
저온인성 및 강도의 최적조합을 확보하기 위해서는 소려 온도를 600~680oC로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.
본 발명에 의하면, 소려 전의 인장강도에 대한 소려 후의 인장강도 감소가 30MPa 이하이고, 소려 처리 후에도 인장강도 500MPa급 이상의 저온 DWTT 특성이 우수하고 수소유기균열 저항성이 우수한 강판이 제공될 수 있다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시 예는 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 1과 같은 조성을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 강 슬라브를 제조하였다. 상기 강 슬라브를 하기 표 2의 조건으로 열간압연, 직접소입 및 소려 열처리를 수행하여 강판을 제조하였다.
하기 표 1에 기재된 성분의 값은 중량%를 의미한다.
비교강 1 내지 13은 성분 및 탄소당량, Ca/S비가 본 발명에서 제한하는 범위를 벗어난 경우이고, 비교강 14 내지 22는 하기 표 2와 같이 본 발명에서 제한하는 제조조건의 범위를 벗어난 것이다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 미세조직, 두께 중심부 Ti, Nb계 탄질화물 최장변 길이(마이크론), 소려전 인장강도(Mpa), 소려후 인장강도(Mpa),소려처리 전후 인장강도 변화량(Mpa), DWTT 연성파면율(-20°C) 및 수소유기균열저항성을 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
Figure pat00001
　강종
　		 Ar3
(℃)		 가열
온도
(°C)		 마무리압연 시작온도
(°C)		 마무리압연 마무리온도(°C) 마무리압연 누적
압하율(%)		 직접소입
개시
온도(°C)		 직접소입 종료
온도(°C)		 직접소입 냉각
속도(°C/sec)		 소려 온도(℃) 두께(mm)
발명강 1 773 1140 858 812 65 797 397 6 674 76
2 778 1145 868 817 66 802 402 6 679 78
3 769 1128 834 805 62 788 388 8 665 66
비교강 1 756 1135 819 792 63 776 376 7 653 70
2 737 1152 822 775 63 759 359 7 636 70
3 741 1144 806 778 63 761 361 8 638 68
4 793 1133 856 829 60 811 361 10 688 60
5 782 1121 867 821 62 804 404 8 681 65
6 735 1137 825 774 62 757 357 8 634 65
7 772 1138 835 808 64 793 393 7 670 73
8 770 1122 855 809 66 794 394 6 671 77
9 767 1135 857 806 62 789 389 8 666 65
10 775 1138 840 811 63 795 395 8 672 68
11 774 1145 837 810 64 794 394 7 671 72
12 770 1125 855 808 64 793 393 7 670 73
13 716 1144 806 755 62 738 338 8 615 66
14 769 1088 834 805 66 791 391 6 668 78
15 774 1315 837 810 65 795 395 6 672 75
16 764 1125 954 813 62 796 396 8 673 65
17 773 1122 858 848 61 830 430 9 664 62
18 768 1125 858 807 35 789 389 9 666 64
19 761 1144 851 796 61 749 349 9 626 63
20 756 1133 846 795 62 778 588 8 655 65
21 766 1123 851 805 61 787 387 4 664 62
22 759 1129 849 798 62 781 381 8 745 67
[표 2에서, Ar3 = 910 - 310*C - 80*Mn - 20*Cu - 15*Cr - 55*N - 80*Mo + 0.35*(두께 - 8)]
　강종
　		 미세조직 두께 중심부 Ti, Nb계 탄질화물 최장변 길이(마이크론) 소려전
인장강도(Mpa)		 소려후
인장강도(Mpa)		 소려처리 전후 인장강도
변화량(Mpa)		 DWTT 연성파면율(-20℃) 수소
유기
균열
발명강 1 TB 5.3 523 536 13 96 미발생
2 TB 4.8 531 540 9 100 미발생
3 TB 4.2 517 533 16 99 미발생
비교강 1 TB 6.3 520 474 -46 94 발생
2 TM 6.6 584 521 -63 77 발생
3 TM 4.8 570 579 9 53 발생
4 TB 4.3 521 533 12 37 미발생
5 TB 4.2 511 519 8 45 발생
6 TB + F 3.1 475 488 13 99 미발생
7 TB 3.8 515 480 -35 98 미발생
8 TB + F 12.6 476 495 19 73 발생
9 TB 3.2 505 513 8 73 미발생
10 TB 6.7 516 515 -1 45 발생
11 TB 4.8 518 533 15 87 발생
12 TB 4.9 511 526 15 85 발생
13 TM 4.9 575 579 4 46 발생
14 TB + F 24.3 466 445 -21 31 발생
15 TB 4.8 514 522 8 65 미발생
16 TB 13.1 523 533 10 63 미발생
17 TM + F 3.3 455 470 15 88 미발생
18 TB 4.6 512 523 11 64 미발생
19 TM + F 4.4 473 491 18 89 미발생
20 TB + F 5.3 444 463 19 86 미발생
21 TB + F 5.5 425 459 34 94 미발생
22 TB 12.2 523 485 -38 72 미발생
(표 3에서, TB: 템퍼드 베이나이트,F: 페라이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트)
상기 표 1 내지 표 3에 나타난 바와 같이, 발명강 1 내지 3은 본 발명의 강 성분, 제조 조건 및 미세조직을 따르는 것으로서, 탄소당량을 0.45이하로 유지하면서도 인장강도가 500MPa 이상이고, 소려 열처리 후 인장강도가 500MPa 이상, DWTT 연성파면율(-20oC)이 80% 이상, 수소유기균열 민감도(CLR)이 0%(수소유가균열 미발생)로서 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성이 우수함을 알 수 있다.
반면, 본 발명의 성분범위 및 제조조건 중의 어느 하나 이상을 벗어나는 비교강1 내지 22는 인장강도가 500MPa 보다 작거나, 수소유기균열 민감도(CLR)가 불량하거나 DWTT 연성파면율(-20oC)이 80% 미만이다.
한편, 도 1 내지 2는 발명강(1-3)과 비교강(1-13)에 대하여 C 및 Nb의 함량에 따른 소려 열처리 후의 인장강도 변화량을 도시한 것으로, 도 1에서와 같이 C함량이 0.08중량%를 초과할 경우에는 소려 열처리 후 인장강도가 급격하게 감소하고, C 함량이 0.08중량% 이하로 첨가된 경우라도 도 2에서와 같이 Nb가 첨가되지 않은 강의 경우에는 도 1에서와 같이 강도가 감소함을 알 수 있다.
상기 표 1 내지 표 3 및 도 1 내지 2를 통하여, 본 발명의 실시 예에 따라 강판을 제조함으로써 탄소당량 0.45이하, 두께 80mm 이하, 인장강도 500MPa 이상 급의 저온 DWTT 특성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. C: 0.02~0.08중량%, Si: 0.1~0.5중량%, Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb 0.005~0.1중량%, Ti 0.005~0.05 중량% 및 Ca 0.0005~0.005중량%에, Cu: 0.005~0.3% 및 Ni:0.005~0.5% 중 1종 또는 2종;과 Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.02~0.4 중량% 및 V: 0.005%~0.1 중량%의 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1로 정의되는 탄소 당량(Ceq)이 0.45이하이고,
    [관계식 1]
    탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu+Ni)/15
    (여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타냄)
    Ca/S의 중량비가 0.5~5.0의 범위를 만족하고, 기지조직으로 템퍼드 베이나이트[템퍼드 에시큘러 페라이트(Acicular Ferrite) 포함] 또는 템퍼드 마르텐사이트를 가지며. 두께 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내의 Ti계, Nb계 또는 Ti-Nb복합계 탄질화물의 최장변 길이가 10㎛이하인 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 탄소 당량(Ceq)이 0.37 ~ 0.45인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 P함량이 0.01중량% 이하이고, 상기 S함량이 0.002중량% 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  4. 제 1 항에 있어서, 상기 강재의 인장강도가 500MPa 이상인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  5. 제 1 항에 있어서, 상기 강재는 소려 후의 인장강도 감소가 30MPa 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  6. 제 1 항에 있어서, 상기 강재의 두께는 40 ~ 80mm인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  7. C: 0.02~0.08중량%, Si: 0.1~0.5중량%, Mn: 0.8~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Nb 0.005~0.1중량%, Ti 0.005~0.05 중량 및 Ca 0.0005~0.005중량%에, Cu: 0.005~0.3% 및 Ni:0.005~0.5% 중 1종 또는 2종;과 Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.02~0.4 중량%, V: 0.005%~0.1 중량%의 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1로 정의되는 탄소 당량(Ceq) 이 0.45이하이고,
    [관계식 1]
    탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V)/5 + (Cu+Ni)/15
    (여기서, C, Mn, Cr, Mo, V, Cu 및 Ni는 각 원소들의 함유량을 중량%로 나타냄)
    그리고 Ca/S의 중량비가 0.5~5.0의 범위를 만족하는 강 슬라브를 1,100~1,300oC로 재가열한 후, Ar3+100oC ~ Ar3+30oC 온도에서 누적압하율 40% 이상으로 마무리 압연하고, Ar3+80oC ~ Ar3에서 하기 관계식 2의 냉각속도로 직접소입을 시작하여 500oC 이하에서 냉각을 종료한 후,
    [관계식 2]
    20,000/두께2(mm2) ≤ 냉각속도 (oC/sec) ≤ 60,000/ 두께2(mm2)
    580~700oC의 온도에서 재가열하여 공냉하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 탄소 당량(Ceq)이 0.37 ~ 0.45인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서, 상기 P함량이 0.01중량% 이하이고, 상기 S함량이 0.002중량% 이하인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법.
  10. 제 7 항에 있어서, 상기 강재의 두께는 40 ~ 80mm인 것을 특징으로 하는 저온인성과 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조방법.

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