KR101322067B1 - 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 장시간의 압연 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행해도 강도 및 인성의 저하가 발생하지 않는 PWHT 저항성이 우수한 강판에 관한 것으로서, 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.50%, Mn: 0.6~1.2%, P: 0.035%이하, S: 0.020%이하, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, Ni: 0.05~0.5%를 포함하고, Cu: 0.005~0.5%, Co: 0.005~0.2% 및 W; 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하여 이루어지는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
용접 후 열처리(post weld heat treatment, PWHT), 압력용기

Description

용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT PROPERTY AFTER POST WELD HEAT TREATMENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 습윤 황화수소 환경에서의 원유정제 설비, 저장탱크, 열교환기, 반응로, 응축기 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)에도 강도와 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 석유의 품귀 현상 및 고유가 시대를 맞이하여 열악한 환경의 유전이 활발하게 개발되는 추세에 따라 원유의 정제 및 저장용 강재에 대하여 후물화가 이루어지고 있다.
상기와 같은 강재의 후물화 이외에도 강재를 용접한 경우에 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 발생된 응력을 제거하기 위하여, 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)를 행하게 된다. 그러나 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판 의 인장강도가 저하되는 문제가 있다.
즉, 장시간 PWHT 후에는 기지조직(Matrix) 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 탄화물의 조대화 등에 따라 강도 및 인성이 동시에 저하되는 현상을 초래하게 된다.
상기 장시간 PWHT 열처리에 따른 물성의 저하를 방지하기 위한 수단으로 일본특허 공개번호 1997-256037호에서는 중량％로，C: 0.05∼0.20％，Si: 0.02∼0.5％，Mn: 0.2∼2.0％，Al: 0.005∼0.10％，필요에 따라 Cu，Ni，Cr，Mo，V，Nb，Ti，B，Ca，희토류 원소 중 1 종 또는 2종 이상을 함유하고，잔부가 철 및 불가피한 불순물로 된 슬래브를 가열 및 열간 압연을 행한 후，실온에서 공냉하고，Ac1∼Ac3 변태점에서 가열하고 서냉하는 공정에 의해, PWHT 보증시간을 16시간까지 가능하게 하였다.
그러나, 상기 기술에 나타난 PWHT 보증 시간은 후물화 및 용접부 조건이 가혹한 경우에는 매우 부족하며, 그 이상의 장시간 PWHT의 적용은 불가능한 문제점을 갖고 있다.
따라서, 강재의 후물화 및 용접부 조건의 가혹화에 동반되어, 장시간의 PWHT 후에도 강도와 인성이 저하되지 않는 PWHT에 대한 저항성이 큰 강재가 요구되고 있 다.
본 발명의 일측면은 장시간의 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 강도와 인성이 저하되지 않는 용접 후 열처리(PWHT) 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.50%, Mn: 0.6~1.2%, P: 0.035%이하, S: 0.020%이하, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, Ni: 0.05~0.5%를 포함하고, Cu: 0.005~0.5%, Co: 0.005~0.2% 및 W; 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 조성은 하기 관계식을 만족하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하
Cr + Mo: 0.4% 이하
V + Nb: 0.1% 이하
Ca/S: 1.0 이하
또한, 본 발명은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 Tnr~Tnr+100℃의 온도 범위에서 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 1.3×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 열처리 단계; 및
상기 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 500MPa급 이상의 강도를 가지면서, 100시간에 이르는 PWHT 후에도 강도 및 인성이 열화되지 않으며, 내수소 유기균열성이 우수한 압력용기용 강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%)
탄소(C)의 함량은 0.1~0.3%로 한정하는 것이 바람직하다. C는 강도를 향상시키는 원소로서, 그 함량이 0.1% 미만에서는 기지 상의 자체적인 강도가 저하되고, 0.3%를 초과하는 경우에는 조직내에 편석이 발생하여 수소유기 균열 저항성을 저하시키는 문제점이 있다.
실리콘(Si)의 함량은 0.15~0.50%로 한정하는 것이 바람직하다. Si는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이 온도 상승효과를 위하여 첨가되는 원소이다. 이러한 효과를 달성하기 위해서는 0.15% 이상 첨가되어야 하나, 0.5%를 초과하여 첨가되는 경우에는 용접성이 저하되고 강판 표면에 산화 피막이 심하게 형성되는 문제점이 있다.
망간(Mn)의 함량은 0.6~1.2%로 한정하는 것이 바람직하다. Mn은 S와 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 1.2% 이하로 관리하는 것이 바람직하다. 그러나 본 발명의 특성상 Mn이 0.6% 미만으로 첨가되는 경우에는 적절한 강도를 확보하기 어려우므로 그 함량은 0.6~1.2%로 한정한다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.001~0.5%로 한정하는 것이 바람직하다. Al은 상기 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제의 하나이며, 0.001% 미만에서는 상기 탈산효과가 미미하고, 0.05%를 초과하여 첨가되는 경우에는 상기 탈산효과는 포화되고 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
인(P)은 저온인성을 해치는 원소이나, 제강공정에서 제거하는데 과다한 비용이 소요되므로, 0.035% 이하의 범위내에서 관리하는 것이 바람직하다.
황(S) 역시 P와 더불어, 저온인성에 악영향을 주는 원소이지만, P와 마찬가지로 제강 공정에서 제거하는데 과다한 비용이 소요될 수 있으므로, 0.020% 이하의 범위 내에서 관리하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)의 함량은 0.01~0.35%로 한정하는 것이 바람직하다. Cr은 강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명에서 강도 증가 효과를 위해서는 0.01% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로, 0.35%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조비용의 상승을 초래하므로 0.35% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.005~0.2%로 한정하는 것이 바람직하다. Mo은 Cr과 마찬가지로, 강도 증대에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 원소이다. 상기 효과를 위해서는 0.005%이상 첨가되어야 하나, Mo 역시 고가의 원소로 제조비용의 상승을 초래하므로, 0.2% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
바나듐(V)의 함량은 0.005~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. V은 Cr, Mo와 같이 강도의 증대에 효과적인 원소이다. 따라서, 0.005% 이상 첨가되어야 강도 증대의 효과를 도모할 수 있으나, 고가인 관계로 0.05% 이하로 첨가함이 바람직하다.
니오븀(Nb)의 함량은 0.001~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. Nb는 오스테 나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 기지(Matrix)와 정합을 이루는 탄질화물(Nb(C,N))로 석출됨으로써, 강도를 증가시키는 중요한 원소이다. 그 함량이 0.001% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 다량으로 첨가시에는 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 수소유기균열의 사이트의 역할을 할 수 있으므로 그 함량은 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti)의 함량은 0.001~0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. Ti는 Nb와 같이 탄질화물(Ti(C,N))로 석출됨으로써,강도를 증가시키는 중요한 원소이다. 그 함량이 0.001% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으나 다량으로 첨가시 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 수소유기균열의 사이트의 역할을 할 수 있으므로 그 함량은 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca)의 함량은 0.0005~0.005%로 한정하는 것이 바람직하다. Ca은 CaS로 생성되어 MnS의 비금속개재물을 억제하기 위해 첨가하는 바, 이를 위해서는 0.0005% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, 그 함량이 0.005%를 초과하면 강중에 함유된 O와 반응하여 비금속개재물인 CaO를 생성하므로 그 상한치는 0.005%로 한정하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni)의 함량은 0.05~0.5%로 한정하는 것이 바람직하다. Ni은 저온 인성의 향상에 가장 효과적인 원소로서, 그 함량이 0.05% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 고가의 원소로 제조비용 상승을 초래하므로 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상기 조성에 Cu, Co 및 W로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 포함한다.
구리(Cu)의 함량은 0.005~0.5%를 첨가하는 것이 바람직하다. Cu는 고용강화 또는 e-Cu석출 등에 의한 기지조직(matrix)의 강화에 따른 PWHT열처리 후에도 강도의 열화를 방지하며, 기지 강화 및 recovery 억제를 통한 강도 및 인성의 열화를 방지한다. 다만, 고가이므로 그 함량을 0.005~0.5%의 범위 내에서 첨가함이 바람직하다.
코발트(Co)의 함량은 0.005~0.2%를 첨가하는 것이 바람직하다. Co는 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이긴 하지만 고가이므로 0.005~0.2%의 범위 내에서 첨가함이 바람직하다.
텅스텐(W)의 함량은 0.005~0.2%를 첨가하는 것이 바람직하다. W는 WC 형성하거나 시멘타이트(Cementite) 석출분율을 감소시켜, 시멘타이트 성장/응집억제를 방지하여 강도 및 인성의 열화를 방지할 수 있는 특성을 가지므로 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 W가 고가이므로 0.005~0.2%의 범위 내에서 첨가함이 보다 바람직하다.
본 발명의 강재는 압력용기용 강재로 사용할 수 있으므로 이를 고려할 경우 하기 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb 등의 원소들의 함량은 다음의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하
Cr + Mo: 0.4% 이하
V + Nb: 0.1% 이하
Ca/S: 1.0 이하
즉, Cu + Ni + Cr + Mo, Cr + Mo 및 V + Nb의 관계는 압력용기용 강재의 기본 규격(ASTM A20)에서 각각 제한하고 있는 수치로서, 이에 따라 Cu + Ni + Cr + Mo함량은 1.5% 이하로, Cr + Mo함량은 0.4% 이하로, 그리고 V + Nb함량은 0.1% 이하로 제한한다. 다만, 본 발명의 실시태양에 따라 포함되지 않은 합금 원소는 0으로 계산할 수 있다.
그리고 Ca/S 비는 MnS 개재물을 구상화시켜 수소유기균열 저항성을 향상시키는 필수 구성비로서 1.0을 초과하는 경우에는 그 효과를 기대하기 어려우므로 그 비율을 1.0 이하가 되도록 조절한다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
상기와 같은 조성을 갖는 강을 후술하는 과정에 의해 적정한 제어압연 및 열처리를 하면 그 미세조직이 페라이트 또는 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있으며, 상기 조직내에는 저온조직은 가급적 포함되지 않는 것이 바람직하지만 10%까지는 베이나이트가 포함될 수 있다. 조직을 상술한 형태로 제어하는 이유는 본 발명에서 대상으로 하는 수소유기균열에 대한 저항성이 우수하고 적절한 강도와 인성을 가지도록 하기 위함이다.
또한, 수소유기균열 저항성을 확보하기 위해서는 수소유기균열에 취약한 밴드 조직이 얼마나 형성되었는가를 나타내는 밴딩 인덱스(Banding Index)(ASTM E-1268에 따라 측정됨)가 0.25 이하인 것이 바람직하다. 상기 밴딩 인덱스(Banding Index)값이 0.25를 초과하게 되면 그 미세 조직에서는 수소유기균열 저항성이 급격히 저하된다.
강판 두께방향 중심부(3/8~5/8t, t: 강판의 두께) 페라이트 결정립 평균크기가 50㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이는 상기 페라이트 결정립의 크기가 과대할 경우에는 강도와 인성이 저하할 우려가 있기 때문이다. 결정립의 크기에 대한 하한은 없으나, 본 발명에서 대상으로하는 강재에서는 대체로 5㎛ 미만의 결정립은 얻기 곤란하므로 결정립의 크기는 5㎛ 이상으로 할 수도 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1050℃보다 낮을 경우 용질원자의 고용이 어렵고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강판의 성질을 해치기 때문이다.
상기 재가열 후 본 발명에서는 수소유기균열 저항성을 갖기 위한 페라이트+펄라이트 2상 복합조직을 갖고, 밴딩 인덱스(Banding Index)(ASTM E-1268에 따라 측정)가 0.25이하가 되도록 재결정 제어 압연, 열처리, PWHT 열처리가 요구된다.
재결정 제어 압연은 상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정 이상의 온도에서 열간압연을 행함으로 이루어진다. 상기 미재결정 온도인 Tnr은 하기 식으로부터 계산이 가능하다.
Tnr(℃) = 887+464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6446×Nb-644×Nb1/2)+(732×V-230×V1/2)
밴딩 인덱스(Banding Index)(ASTM E-1268에 따라 측정)값이 0.25이하로 나오 기 위해서는 재결정 제어 압연이 가장 중요한 변수이며, 재결정 제어 압연은 Tnr~Tnr+100℃의 온도 범위 구간에서 각 압연 패스당 10% 이상의 압하율을 가하여, 누적압하량 30% 이상을 부여하는 것이 바람직하다. 상기 만일 누적 압하량이 30% 미만인 경우에는 밴딩 인덱스(Banding Index) 0.25이하를 기대할 수 없기 때문이다. 또한, 재결정 제어압연의 온도를 한정하는 이유 역시 밴딩 인덱스를 제어하기 위한 것으로서 결정립이 조대화되지 않은 상태에서 밴드조직을 억제하기 위한 것이다. 보다 상세하게는 온도가 재결정역 기준 온도(Tnr) 보다 낮을 경우에는 오스테나이트가 팬 케익화 되어 밴딩 인덱스가 높아지게 되어 바람직하지 않고, 반대로 온도가 과다하게 높을 경우에는 결정립의 크기가 과대하게 되어 바람직하지 않다.
이후, 상기 열간압연을 행하고, 냉각된 열연강판을 열처리한다. 상기 열처리는 850~950℃의 온도범위에서 1.3×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 조건으로 유지한다. 상기 열처리의 온도가 850℃ 미만에서는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 950℃를 초과하게 되면 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해치게 된다.
상기 열처리 유지시간의 제약을 두는 이유는 상기 유지시간이 1.3×t + 10분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, 1.3×t + 30분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다.
상기 유지된 강판을 중심부 냉각속도 기준으로 0.1~10℃/sec로 냉각한다.그 이하의 냉각 속도에서는 냉각 중 페라이트 결정립 조대화가 발생될 수 있고 그 이상의 냉각 속도에서는 과대한 제2상(베이나이트 분율 10% 이상)이 발생 할 가능성이 높기 때문이다.
상기 냉각속도는 강판의 중심부 페라이트의 평균결정립 크기를 50㎛이하로 조정하기 위함이다.
상기 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강판은 압력용기의 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리가 필요하다. 일반적으로 장시간 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 상기 본 발명에 의해 제조된 강판은 통상적인 PWHT 온도 조건인 600 ~ 640℃에서 장시간(~100시간)실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점을 가지고 있다. 특히, 본 발명의 강판은 100시간의 PWHT 후에도 450MPa 이상의 인장강도를 갖고, -50℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 50J 이상을 만족한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 다만, 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1에는 발명강과 비교강의 화학성분을 각각 나타낸 것이다. 표 1과 같은 조성을 갖는 강 슬라브를 표 2의 강판 두께, 재가열 온도, 압연, 열처리 및 냉각을 행하여 강판을 제조하였다.
상기 조건으로 제조된 강판에 대하여 PWHT 등을 하기 표2와 같은 조건으로 실시한 후 항복강도, 인장강도, 저온 인성 및 크랙 길이비(CLR, Crack Length Ratio, %)를 조사하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
단, 저온 인성은 -50℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지값으로 평가한 것이고, 하기 표2에서 크랙 길이비(Crack Length Ratio, %)는 NACE TM0277 규격에 따라 측정된 것이다.
구분 C Mn Si P S Cu Ni Cr Mo V Nb Ti Co W Ca
발명강 1 0.17 1.10 0.30 0.01 0.0015 0.15 0.20 0.05 0.12 0.005 0.015 0.003 - 0.10 0.0015
발명강 2 0.18 1.05 0.35 0.08 0.0012 - 0.15 0.10 0.10 0.010 0.014 0.012 0.10 - 0.0025
발명강 3 0.16 1.10 0.30 0.01 0.0015 0.20 0.20 0.05 0.12 0.005 0.015 0.015 - 0.10 0.0020
발명강 4 0.15 1.05 0.25 0.08 0.0012 - 0.15 0.10 0.10 0.010 0.014 0.012 0.10 - 0.0018
비교강 1 0.17 1.05 0.25 0.01 0.0015 - 0.20 0.15 0.08 0.010 0.010 0.010 - - 0.0025
비교강 2 0.15 1.15 0.25 0.01 0.0014 - 0.15 0.20 0.15 0.009 0.012 0.012 - - 0.0023
구분 강판두께
(㎜)		 재가열온도
(℃)		 누적압하량
(%)		 열처리조건
(℃,분)		 냉각속도
(℃/초)		 PWHT 온도
(℃)		 PWHT시간
(Hr)		 중심부
페라이트
평균입도
(㎛)		 밴딩 인덱스(Banding Index) YS
(MPa)		 TS
(MPa)
 -50℃
충격인성
(J)		 CLR
(%)
발명강 1


 13 1150 60 890,50 1.0 620 6 15 0.18 380 545 203 0.03
25 1100 75 900,60 0.7 620 16 23 0.12 375 540 197 0.0
50 1180 55 890,80 0.8 610 50 25 0.15 360 539 213 0.0
80 1200 50 900,125 0.5 610 100 37 0.08 359 522 186 0.0
발명강 2


 30 1100 80 910,60 110 610 6 19 0.12 355 542 173 0.0
75 1150 65 910,120 120 610 16 26 0.11 354 539 180 0.0
80 1200 60 890,125 120 610 50 37 0.13 350 531 175 0.0
80 1200 50 890,125 120 610 100 33 0.07 350 519 170 0.0
발명강 3


 30 1100 80 910,60 110 610 6 21 0.16 355 535 173 0.0
75 1150 65 910,120 120 610 16 27 0.07 354 537 180 0.0
80 1200 60 890,125 120 610 50 32 0.13 350 533 175 0.0
80 1200 50 890,125 120 610 100 38 0.11 350 528 175 0.0
발명강 4


 50 1100 60 910,80 110 610 6 15 0.09 355 542 173 0.0
75 1150 55 910,120 120 610 16 23 0.10 354 535 180 0.0
80 1200 60 890,125 120 610 50 28 0.08 350 538 175 0.0
80 1200 50 890,125 120 610 100 35 0.11 350 521 175 0.0
비교강 1

 50 1200 - 900,85 공냉 620 16 25 0.26 370 536 166 35
50 1150 - 900,80 공냉 620 50 51 0.36 325 461 27 20
75 1100 - 900,120 공냉 620 100 58 0.27 329 547 23 25
비교강 2

 50 1100 - 900,80 공냉 620 16 35 0.26 360 525 178 30
60 1100 - 900,100 공냉 620 50 50 0.29 333 468 29 35
75 1180 - 900,120 공냉 620 100 51 0.26 328 460 18 25
상기 표 1 및 2의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 만족하는 발명강은 PWHT 시간이 50시간 이상 100시간에 이르게 되어도, 강도와 인성이 저하되지 않는 것에 비해, 비교강은 본 발명의 조성과 제조조건을 벗어나는 것으로서, 발명강과 비교할 때, PWHT 시간이 작을 경우에는 강도와 인성이 발명강과 거의 동등한 수준을 보이고 있으나, PWHT 시간이 50 시간 이상 길어짐에 따라, 발명강에 비해 강도와 인성이 현저히 열화되는 것을 확인할 수 있다.
특히, 발명강에서는 100시간의 PWHT후에도 저온인성값의 저하가 크지 않음에 비해, 비교강에서는 저온인성값의 저하가 심한 것을 알 수 있다.
한편, H2S(Sour Gas)가스 분위기하에서의 수소유기 균열의 저항성을 나타내는 CLR(Crack Length Ratio, %)은 발명강이 월등히 우수함을 알 수 있다. 이와 같이, 발명강이 CLR에 있어서 우수한 이유는 페라이트 및 펄라이트의 복합조직으로 구성되는 미세 조직의 균질화 정도를 나타내는 밴딩 인덱스(Banding Index)가 0.25 이하로 낮게 제어됨에 기인한 것임을 본 실시예를 통해 알 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.50%, Mn: 0.6~1.2%, P: 0.035%이하, S: 0.020%이하, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, Ni: 0.05~0.5%를 포함하고, Cu: 0.005~0.5%, Co: 0.005~0.2% 및 W; 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 조성은 하기 관계식을 만족하고,
    미세 조직은 페라이트 또는 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 이루어져 있고, 이때 강판 중심부 페라이트 결정립 평균크기가 50㎛이하인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판.
    Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하
    Cr + Mo: 0.4% 이하
    V + Nb: 0.1% 이하
    Ca/S: 1.0 이하
  2. 삭제
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 밴딩 인덱스(Banding Index)(ASTM E-1268에 따라 측정)가 0.25이하인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 100시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 450MPa 이상이고, -50℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 50J이상인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판.
  5. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.50%, Mn: 0.6~1.2%, P: 0.035%이하, S: 0.020%이하, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, Ni: 0.05~0.5%를 포함하고, Cu: 0.005~0.5%, Co: 0.005~0.2% 및 W; 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 조성은 하기 관계식을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Tnr~Tnr+100℃의 온도 범위에서 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 1.3×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 열처리 단계; 및
    상기 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계
    를 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하
    Cr + Mo: 0.4% 이하
    V + Nb: 0.1% 이하
    Ca/S: 1.0 이하
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 열간압연하는 단계는 각 압연 패스당 10% 이상의 압하율을 가하여, 누적압하량 30% 이상으로 행하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는 강판의 중심부 페라이트의 평균결정립 크기를 50㎛이하가 되도록 제어하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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