KR101696051B1 - 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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Abstract

본 발명은 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 제조방법에 관한 것으로, C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01 중량% 이하, Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하, Ti: 0.02 중량% 이하, V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE AND EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS TO HYDROGEN INDUCED CRACKING, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
API(American Petroleum Institute)규격의 수소유기균열 보증용 후판 강재는 라인파이프 및 프로세스파이프 용도 등으로 사용되고 있으며 용기내 저장될 물질 및 사용환경에 따라 강재의 요구물성이 결정된다. 따라서, 강재가 처리할 물질이 저온인 경우나, 한랭지에서 사용될 경우에는 저온인성을 요구하는 경우가 많다. 또한, 정유설비의 프로세스 파이프에 적용될 경우, 고온에서 사용하는 경우가 대부분이기 때문에 고온에서도 물성변화가 적은 열처리형 파이프를 적용하고 있다. 최근 들어, 에너지 산업의 발전에 따라 원유정제 설비에 필요한 강재들의 요구가 증가하고 있으며, 각각의 설비들이 사용되는 환경을 고려하여 우수한 수소유기균열 저항성뿐 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.
아래의 특허문헌1은 Ti 및 Ni을 함유하며 인성이 우수한 인장강도 600MPa급 압력용기용 강재에 대한 기술을 제안하고 있다.
한국특허공개공보 제2004-0021117호
본 발명의 목적은 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 실시 예를 따르는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는, C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01 중량% 이하(0%는 미포함), Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), Ti: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 실시 예를 따르는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법은, C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01 중량% 이하(0%는 미포함), Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), Ti: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계, 상기 슬라브를 1100~1300℃로 1차 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 950℃ 이상이고, 압연 누적 압하율이 40% 이상인 조건으로 열간 압연하는 단계, 상기 열간 압연된 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도에서 2차 가열하는 단계, 상기 2차 가열된 강판을 냉각속도를 20000/(강판의 두께)2 내지 60000/(강판의 두께)2으로 냉각하여 소입처리하는 단계 및 상기 소입처리된 강판을 580~700℃의 온도에서 소려처리하는 단계를 포함한다.
본 발명의 일 실시 예를 따르는 후판 강재는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수하다.
도 1은 본 발명의 실시 예를 따르는 강재의 시험 온도에 따른 샤르피 충격 인성을 도시한 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명의 실시 예를 따르는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는, C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01 중량% 이하(0%는 미포함), Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), Ti: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는 기지조직으로 템퍼드 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트상을 가지고, 페라이트의 면적 분율이 10% 미만일 수 있다.
또한, 상기 강재의 두께의 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내에는 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb 복합계 탄질화물 중 적어도 1 종 이상이 존재할 수 있고, 상기 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb 복합계 탄질화물의 최장변의 길이는 10μｍ 이하일 수 있다.
또한, 두께 30mm 이상이고 인장강도가 500MPa 이상일 수 있다.
성분계 및 성분범위
이하 본 발명의 실시 예를 따르는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 성분계 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C(탄소): 0.12~0.20 중량%
C는 강내에서 고용되거나 석출상을 형성하여 강도를 증가시키는 역할을 한다.
C함량이 0.12중량% 미만이면 강도 확보가 어렵고 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화되는 문제점이 있다. C 함량이 0.20 중량%를 초과하면 강판의 저온 충격인성을 열화시키고 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, C의 함량은 0.12~0.20 중량%가 바람직하다.
Si (실리콘): 0.1~0.5 중량%
Si는 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다.
Si 함량이 0.1중량% 미만이면 제조 비용이 증가하는 문제점이 있다. Si 함량이 0.5중량%를 초과하면 소재의 충격인성이 나빠지고 용접성을 저해하며 압연 시 스케일 박리성을 유발하는 문제점이 있다. 따라서, Si의 함량은 0.1~0.5 중량%가 바람직하다.
Mn (망간): 1.0~2.0 중량%
Mn은 충격인성을 저해하지 않으면서 강의 소입성을 향상시키는 원소이다.
충격인성을 저해하지 않으면서 강의 소입성을 향상시키는 특성이 충분히 발현되기 위해 Mn이 1.0중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. Mn의 함량이 2.0중량%를 초과하면 중심편석이 발생하여 충격인성이 저하되고, 강의 경화능을 높이고 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 또한, Mn 중심편석은 수소유기균열을 유발하는 인자이기도 하다. 따라서, Mn의 함량은 1.0~2.0 중량%이 바람직하다.
P(인): 0.03 중량% 이하
P는 불순물 원소이다.
P의 함량이 0.03중량%를 초과하면 용접성이 현저히 저하되고, 충격인성이 열화되는 문제점이 있다. 따라서, P의 함량은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 저온 충격인성의 측면에서 0.01중량% 이하가 더욱 바람직하다.
S(황): 0.003 중량% 이하
S는 불순물 원소이다.
S의 함량이 0.003중량%를 초과하면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, S의 함량을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 저온 충격인성을 저하시킬 수 있기 때문에 0.002중량% 이하가 더욱 바람직하다.
Al(알루미늄): 0.06 중량% 이하(0%는 미포함)
Al은 용강 중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 한다. 강재 내에 충분한 탈산력을 갖추도록 하기 위해 첨가된다.
Al의 함량이 0.06중량%를 초과하면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 충격인성을 저해하는 문제점이 있다. 따라서, Al의 함량은 0.06중량% 이하(0%는 미포함)가 바람직하다.
N(질소): 0.01 중량% 이하(0%는 미포함)
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 결정립 성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함유량이 0.01중량%를 초과하면 고용상태의 N이 존재하여 저온인성이 나빠지는 문제점이 있다. 따라서, 0.01중량% 이하(0%는 미포함)로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr (크롬): 0.05~0.5 중량%
Cr은 슬라브를 재가열하는 공정 진행 중 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 한다.
상기 강재의 소입성을 증가효과가 충분히 발현되도록 하기 위해 Cr이 0.05 중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. Cr의 함량이 0.5 중량%를 초과하면 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, Cr의 함량은 0.05~0.5 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo (몰리브덴): 0.05~0.4 중량%
Mo은 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 한다.
상기 강재의 소입성을 증가효과가 충분히 발현되도록 하기 위해 Mo가 0.05 중량% 첨가되도록 함이 바람직하다. Mo의 함량이 0.4 중량%를 초과하면 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고 용접성을 저하시키며 템퍼 취성을 일으키는 문제점이 있다. 따라서, Mo의 함량은 0.05~0.4 중량%가 바람직하다.
Nb(니오븀): 0.02 중량% 이하(0%는 미포함)
Nb는 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.
Nb의 함량이 0.02 중량%를 초과하면 오스테나이트 결정립이 미세화 되어 강의 소입성을 낮추는 문제점이 있다. 따라서, Nb의 함량은 0.02 중량% 이하가 바람직하다. 저온 인성 측면에서 0.01 중량% 이하(0%는 미포함)로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
Ti(티타늄): 0.02 중량% 이하(0%는 미포함)
Ti은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 역할을 한다.
Ti의 함량이 0.02 중량%를 초과하면 열처리재의 저온 충격인성이 열화되는 문제점이 있다. 따라서, Ti의 함량은 0.02 중량% 이하(0%는 미포함)가 바람직하다. 저온 인성 측면에서 0.01중량% 이하(0%는 미포함)로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
V(바나듐): 0.005~0.04 중량%
V은 강재의 소입성을 증가시키고, 열처리재의 재가열 시에 석출되어 강도하락을 방지하는 역할을 한다.
상기 소입성 증가 및 강도하락 방지 효과를 충분히 발현하기 위해 V는 0.005 중량% 이상 첨가된다. V의 함량이 0.04 중량%를 초과하면 수소유기균열을 유발하고 저온 충격인성과 수소유기균열 저항성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, V의 함량은 0.005~0.04 중량%가 바람직하다.
상기 성분계 및 성분범위의 기재를 참조하면, 본 발명의 실시 예를 따르면 일반적으로 사용되는 Ni를 포함하지 않으면서 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 실시 예를 따르는 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재는 기지조직으로 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 상 중 적어도 1종을 갖고, 면적 분율로 10% 미만의 페라이트를 포함할 수 있다.
기지조직이 페라이트 및 펄라이트로 구성되면 강도가 낮을 뿐만 아니라, 수소유기균열 저항성 및 저온인성이 열화되는 문제점이 있으므로, 본 발명의 실시 예를 따르는 강재는 기지조직으로 템퍼드 베이나이트(Acicular Ferrite 포함) 및 템퍼드 마르텐사이트상의 단상 또는 복합상을 가지는 것이 바람직하다.
또한, 면적 분율로 10% 미만의 페라이트가 포함될 수 있다. 페라이트가 면적 분율로 10%을 초과하면 강재의 강도가 하락하는 문제점이 있다. 따라서, 페라이트 면적분율은 10 면적% 이하가 바람직하다.
상기와 같은 조직 특성으로 인하여, 본 발명의 실시 예를 따르는 후판 강재는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수할 뿐만 아니라 두께 30mm 이상에서 인장강도 500Mpa 이상의 고강도를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 실시 예를 따르는 후판 강재의 두께의 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내에는 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb 복합계 탄질화물 중 적어도 1 종 이상이 존재할 수 있고, 상기 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb 복합계 탄질화물의 최장변의 길이는 10μｍ 이하일 수 있다.
상기 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb복합계 탄질화물은 제강 공정 중에 포함되는 Ti 또는 Nb 원소에 의해 형성된다. 상기 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb복합계 탄질화물은 후물 열처리재의 중심부 저온 충격인성을 열화시키는 석출물이므로 상기와 같이 제한할 필요가 있다.
제조 방법
이하 본 발명의 실시 예를 따르는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법을 설명한다.
본 발명의 실시 예를 따르는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법은, C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01 중량% 이하(0%는 미포함), Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), Ti: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계, 상기 슬라브를 1100~1300℃로 1차 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 950℃ 이상이고, 압연 누적 압하율이 40% 이상인 조건으로 열간 압연하는 단계, 상기 열간 압연된 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도에서 2차 가열하는 단계, 상기 재가열된 강판을 냉각속도를 20000/(강판의 두께)2 내지 60000/(강판의 두께)2으로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 580~700℃의 온도에서 소려 처리하는 단계를 포함한다.
1차 가열 단계
1차 가열 단계는 강 슬라브를 열간압연 하기 위해 고온으로 가열하는 공정이다.
가열온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강의 저온 충격인성을 저하된다. 가열온도가 1100℃ 미만이면 합금원소 재고용율이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 가열온도는 1100~1300℃가 바람직하다. 또한, 저온 충격인성 측면에서는 1100~1180℃가 바람직하다.
열간 압연 단계
상기 가열공정을 거친 슬라브는 950℃ 이상으로 마무리 압연하는 열간 압연 단계를 거친다.
상기의 압연온도가 낮을수록 결정립이 미세화되어 강재의 저온 충격인성이 향상되지만, 오스테나이트 결정립이 미세화되면 강재의 소입성이 저하되므로 강도 향상을 위한 추가적인 합금원소의 첨가가 필요하게 된다. 마무리 압연 온도가 950℃ 미만인 경우에는 강재의 소입성 확보가 어렵고 두께 30mm 이상의 강재의 강도 확보가 어렵다. 따라서, 마무리 압연 온도는 950℃ 이상이 바람직하다. 이를 통하여 오스테나이트 결정립의 직경을 30μm이상으로 제어할 수 있다.
한편, 압연 시 누적압하율은 40% 이상일 수 있다. 누적압하율이 40% 이하인 경우에는 압연에 의한 재결정이 강판의 중심부에서는 일어나지 않기 때문에 강판의 중심부의 저온인성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, 누적압하율은 40% 이상이 바람직하다.
냉각 단계
상기 열간 압연된 강판을 공냉한다. 열간 압연에 의해 고온 상태인 강판을 수냉하는 경우 강판의 형상 변형 및 생산성 저항의 문제점이 있으므로 공냉하는 것이 바람직하다.
2차 가열 단계
상기 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도로 2차 가열한다. 상기 열간압연 후 냉각된 강판을 Ac3~Ac3+80℃온도 영역인 오스테나이트 영역으로 2차 가열한다. 상기 2차 가열은 강판의 소입처리를 위하여 행한다.
재가열 온도가 Ac3 미만인 경우에는 공냉 시에 형성된 페라이트 및 펄라이트가 오스테나이트 상으로 완전변태가 일어나지 않는 문제점이 있고, 2차 가열 온도가 Ac3+80℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 강도를 하락시키는 문제점이 있다. 따라서, 2차 가열 온도는 Ac3 ~ Ac3+80℃가 바람직하다.
소입 처리단계
상기 2차 가열된 강판을 20000/(강판의 두께)2 내지 60000/(강판의 두께)2의 냉각속도로 냉각하여 소입 처리한다.
소입 냉각속도가 20000/(강판의 두께)2(mm2)미만이면 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 소입 냉각속도가 60000/(강판의 두께)2(mm2)를 초과하면 강판의 형상 변형 및 생산성 저항의 원인이 된다. 따라서, 소입 냉각속도는 20000/(강판의 두께)2 내지 60000/(강판의 두께)2가 바람직하다.
소려 처리 단계
상기와 같이 소입 처리된 강판을 580~700℃의 온도에서 소려 처리한다. 소려 처리는 소입 처리로 경화된 강판을 일정온도의 범위로 재가열하여 공냉함으로써 저온인성을 회복시키는 열처리 방법이다.
소려온도가 580℃ 미만이면 저온인성이 열화되는 문제점이 있다. 소려온도가 700℃를 초과하면 페라이트-오스테나이트의 이상역으로 상변태가 발생하여 강도가 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 소려온도는 580~700℃가 바람직하다. 또한, 저온인성 및 강도의 최적조합을 확보하기 위해 소려온도를 600~680℃로 하는 것이 더욱 바람직하다. 상기 소려된 강판은 이후 공냉함이 바람직하다.
실시 예
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 가열, 열간압연 및 재가열하여 강판을 제조하였다. 하기 표 1 내지 표 3에서 발명강은 본 발명의 조성, 제조조건 및 조직 조건에 부합되는 것이고, 비교강은 본 발명의 조성, 제조조건 및 조직 조건중의 어느 하나 이상을 벗어난 것이다.
하기 표 1의 발명강 및 비교강은 조성을 표 1의 조성 및 표 2의 제조 공정 조건에 따르는 것을 제외하고 동일한 공정에 의해 제조된 것이다. 구체적으로, 발명강 및 비교강의 내연강판은 하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 표 2의 1차 가열온도로 가열한 후 하기 표 2의 압연온도로 열간 압연한 후 공냉하였다.
공냉한 강판을 하기 표 2의 2차 가열온도로 가열하고 표 2의 소입 냉각속도로 냉각하여 소입 처리한 후, 하기 표 2의 소려온도로 가열한 후 공냉하였다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 탄질화물 최장변 길이, 펄라이트 면적 분율, Al-Ca계 개재물 사이의 거리, 인장강도, 저온 충격 인성, CTOD(Crack Tip Opening Displacement)및 수소유기균열 민감도(CLR: Crack Length Ratio)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
상기 탄질화물 최장변 길이는 시편을 절단하여 절단면을 관찰하여, 시편의 중심을 기준으로 상부 및 하부 5mm 내에 존재하는 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb계 탄질화물의 최장변을 조사한 것이고, 상기 펄라이트 면적 분율 및 Al-Ca계 개재물 사이의 거리는 강판의 미세조직을 관찰하여 조사한 것이다. 수소유기균열 민감도(CLR)는 NACE(미국 National Association of Corrosion Engineers)에서 규정된 방법을 준수하여 시험을 거친 후 시편 전체 길이에 대하여 발생된 수소 유기 균열 길이의 백분율 비를 구하여 기재한 것이다. CTOD는 -10℃ 에서의 특성을 조사한 것이다.
하기 표 1의 기재된 값은 중량%를 의미한다. 비교강1은 본원 발명의 실시 예에 대하여 표 3의 탄질화물 최장변 길이가 벗어난 것이고, 비교강2 내지 8은 본원 발명의 실시 예에 대하여 표 1에 기재된 조성이 벗어난 비교 예이고, 비교강9 내지 12는 본원 발명의 실시 예에 대하여 표 2에 기재된 공정 조건이 벗어난 비교 예이다.
C Si Mn P S Al N Cr Mo Nb Ti V Ni
발명강1 0.14 0.21 1.44 0.008 0.001 0.035 0.005 0.31 0.21 0.007 0.004 0.03 0
발명강2 0.13 0.32 1.55 0.008 0.001 0.029 0.007 0.25 0.15 0.006 0.01 0.02 0
비교강1 0.14 0.25 1.44 0.008 0.0008 0.041 0.005 0.19 0.14 0.006 0.008 0.02 0
비교강2 0.22 0.22 1.2 0.008 0.0008 0.041 0.005 0.27 0.22 0.014 0.013 0.012 0
비교강3 0.15 0.25 2.21 0.008 0.0009 0.033 0.005 0.18 0.09 0.013 0.01 0.015 0
비교강4 0.16 0.24 1.43 0.008 0.0008 0.029 0.007 0.27 0.12 0.005 0.03 0.22 0.25
비교강5 0.14 0.22 1.65 0.007 0.001 0.038 0.007 0.55 0.22 0.004 0.013 0.23 0
비교강6 0.14 0.25 1.44 0.008 0.0008 0.041 0.005 0.19 0 0.008 0.011 0.25 0
비교강7 0.14 0.18 1.25 0.008 0.0009 0.025 0.005 0.2 0.16 0.045 0.009 0.33 0.19
비교강8 0.16 0.22 1.36 0.009 0.0008 0.018 0.004 0.22 0.17 0.014 0.01 0.49 0
비교강9 0.15 0.21 1.65 0.008 0.001 0.035 0.005 0.31 0.12 0.012 0.011 0.022 0
비교강10 0.15 0.21 1.65 0.008 0.001 0.035 0.005 0.31 0.12 0.012 0.011 0.022 0
비교강11 0.15 0.21 1.65 0.008 0.001 0.035 0.005 0.31 0.12 0.012 0.011 0.022 0
비교강12 0.15 0.21 1.65 0.008 0.001 0.035 0.005 0.31 0.12 0.012 0.011 0.022 0
두께
(mm)		 1차 가열온도
(℃)		 마무리압연온도
(℃)		 Ac3
(℃)		 2차 가열온도
(℃)		 소입 냉각속도
(℃/sec)		 소려온도
(℃)
발명강1 85.00 1170 1010 842 900 5 620
발명강2 43.00 1165 985 845 909 19 613
비교강1 70.00 1165 990 842 915 7 615
비교강2 40.00 1152 998 825 885 22 596
비교강3 55.00 1145 982 824 884 12 635
비교강4 53.00 1144 975 840 900 12 672
비교강5 60.00 1133 995 848 908 10 660
비교강6 83.00 1121 996 848 908 5 655
비교강7 65.00 1137 985 853 913 8 630
비교강8 70.00 1122 970 857 917 7 633
비교강9 73.00 1220 850 833 893 7 679
비교강10 77.00 1122 1020 833 983 6 680
비교강11 62.00 1122 996 833 895 4 645
비교강12 44.00 1125 955 833 887 18 564
　 탄질화물 최장변 길이
(μｍ)		 페라이트 면적분율
(%)		 인장강도
(Mpa)		 저온충격인성
@ -80℃
(J)		 CTOD @ -10℃
(mm)		 수소유기균열
민감도(CLR)
(%)
발명강1 0.6 1.2 575 251 3.5 0
발명강2 1.2 1.5 645 201 3.4 0
비교강1 12.4 2.1 612 34 1.3 0
비교강2 1.1 0.3 690 81 1 0
비교강3 1.22 0.5 701 104 1.3 14
비교강4 6.8 0.8 625 77 0.8 0
비교강5 2.3 1.3 679 111 1.4 0
비교강6 2.1 15.5 495 184 3.1 0
비교강7 3.1 20.3 488 172 3 0
비교강8 0.25 5.3 618 45 0.6 7.2
비교강9 0.75 12.3 470 206 2.9 0
비교강10 0.69 5.3 684 88 1.2 0
비교강11 1.25 18.5 485 202 2.8 0
비교강12 2.54 1.1 712 65 0.9 0
상기 표 1 내지 표 3을 참조하면, 발명강1 내지 2는 본 발명의 실시 예를 따르는 성분계, 성분범위, 공정 조건 및 조직 조건을 만족하는 경우로서, 인장강도가 500MPa 이상이고, 수소유기균열 민감도(CLR)이 0%로서 수소유기균열 저항성이 우수함을 알 수 있다. 또한, 저온충격인성이 200J 이상으로 우수한 저온인성을 갖고 있음을 알 수 있다.
반면, 본 발명의 성분계, 성분범위 및 공정 조건 중의 어느 하나 이상을 를 벗어나는 비교강1 내지 8은 인장강도가 500MPa 보다 작거나, 수소유기균열 민감도(CLR)가 불량하거나 저온충격인성이 200J 미만이다.
한편, 도 1은 상기 발명강1 및 2의 저온충격인성 실험 결과를 도시한 것으로, 시험온도에 따른 샤르피 충격 인성을 도시하고 있다.
상기 표 1 내지 표 3 및 도 1을 통하여, 본 발명의 실시 예에 따라 강판을 제조함으로써 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재를 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims (6)

  1. C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01 중량% 이하(0%는 미포함), Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), Ti: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    두께의 중심부를 기준으로 상하부 5mm 이내에는 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb 복합계 탄질화물 중 적어도 1 종 이상이 존재할 수 있고, 상기 Ti계, Nb계 및 Ti-Nb 복합계 탄질화물의 최장변의 길이는 10μｍ 이하인 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    기지조직으로 템퍼드 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트상을 가지고, 페라이트의 면적 분율이 10% 미만인 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    두께 30mm 이상이고 인장강도가 500MPa 이상인 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재.
  5. C: 0.12~0.20 중량%, Si: 0.1~0.5 중량%, Mn: 1.0~2.0 중량%, P: 0.03 중량% 이하, S: 0.003 중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01 중량% 이하(0%는 미포함), Cr: 0.05~0.5 중량%, Mo: 0.05~0.4 중량%, Nb: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), Ti: 0.02 중량% 이하(0%는 미포함), V: 0.005~0.04 중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1100~1300℃로 1차 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 950℃ 이상이고, 압연 누적 압하율이 40% 이상인 조건으로 열간 압연하는 단계;
    상기 열간 압연된 강판을 Ac3~Ac3+80℃의 온도에서 2차 가열하는 단계;
    상기 2차 가열된 강판을 냉각속도를 20000/(강판의 두께)2℃/sec 내지 60000/(강판의 두께)2℃/sec로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판을 580~700℃의 온도에서 소려 처리하는 단계;를 포함하는 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 소려 처리된 강판은 기지조직으로 템퍼드 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트상을 가지고, 페라이트의 면적 분율이 10% 미만인 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재의 제조 방법.


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