KR20110061260A - 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 장시간 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 적용 후에도 인장강도 및 충격인성이 우수한 강판에 관한 것으로서, 중량%로, C: 0.03~0.20%, Si: 0.15~0.55%, Mn: 0.9~1.5%, Al: 0.001~0.05%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30% 이하, Mo: 0.2% 이하, Ni: 0.6% 이하, V: 0.07% 이하, Nb: 0.04% 이하, W: 0.005~0.2%, Ca: 5~50ppm, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.0020~0.0060%, B: 0.0005~0.0020%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 조성은

Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하;

Cr + Mo: 0.4% 이하;

V + Nb: 0.1% 이하; 및

Ca/S: 1.0 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

원자로 격납용기(Comtainment Vessel), PWHT, 템퍼드 마르텐사이트, 결정립 형상비

Description

고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 원자로 격납 용기에 사용되는 인장강도 및 충격인성이 우수한 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 장시간 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 적용 후에도 인장강도 및 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

세계적으로 석탄, 석유 등과 같은 화석 에너지의 매장량은 점차 고갈되어 가는 추세이다. 이러한 세계적인 에너지 문제는 원자력 에너지의 중요성을 더욱 부각시키고 있으며, 실제로 원자력 에너지의 사용 비중은 나날이 증가하고 있는 추세이다.

그러나, 원자력 에너지를 안정적으로 생산하기 위해서는 원자력 발전소의 안전성을 보증할 수 있는 설비와 부재가 필수적을 확보되어야 한다. 실제로 천재지변 기타 각종 원인으로 인하여 원자력 발전소에 사고가 발생하는 경우에는, 큰 문제가 발생할 수 있고, 이는 환경적 측면이나 비용적 측면에서 막대한 손해를 피할 수 없 는 결과를 가져올 수 있기 때문이다.

원자력 발전소에 사용되는 구조, 설비 등을 구성하는 재료는 그 종류, 용도, 안전성 등에 따라 다양한 소재가 이용되고 있다. 특히 원자로 격납 용기(Containment Vessel)에는 철강 소재가 이용되고 있는데, 여기에는 두꺼운 강판 재료로, 특히 노멀라이징 열처리법으로 제조된 A516-70강이 주로 사용되고 있다.

그러나, 상기 A516-70강은 원자력 발전소의 안전성을 보증하기에는 다소 낮은 인장강도(500Mpa 수준)를 나타내기 때문에, 그 사용 범위가 한정되어 있는 것이 현실이었다. 왜냐하면, 낮은 인장강도의 소재를 사용하는 경우, 내부로부터의 높은 압력을 견디지 못할 수 있어 심각한 위험을 초래할 수 있기 때문이다.

인장강도의 향상을 위하여 단순히 고가의 합금 원소를 다량 첨가하거나 강재에 별도의 열처리를 한다면 생산 비용의 증가를 피할 수 없으며, 기타 다른 부수적인 문제를 수반할 우려가 나타날 수 있다. 따라서, 기존의 특성은 유지하면서도 원자력 발전소에서의 사용, 예를 들어 1000MW급 고전력 원자력 발전소에서 원자로 격납 용기로의 사용이 가능한 인장강도 650MPa급 소재의 개발이 요구되는 실정이다.

한편, 높은 인장강도를 갖는 강판이라고 하더라도, 용접을 행하고 난 후에, 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 발 생된 응력을 제거하기 위하여, PWHT(Post Weld Heat treatment)를 행하게 된다. 그러나 상기 PWHT공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 인장강도가 저하되는 문제가 있고, 이로 인해 현실적으로 장시간(~50시간)의 PWHT를 행하는 것이 거의 불가능한 실정이다.

따라서, 원자력 발전소의 원자로 격납 용기로의 사용을 위해서 높은 인장강도 및 충격인성을 가짐과 동시에 장시간의 PWHT를 행하더라도 인장강도의 저하가 발생하지 않은 고강도 강판 개발이 요구되고 있다.

본 발명의 일측면은 원자력 발전소의 원자로 격납 용기용 강판으로서, 장시간 PWHT 후에도 높은 인장강도 및 충격인성을 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.03~0.20%, Si: 0.15~0.55%, Mn: 0.9~1.5%, Al: 0.001~0.05%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30% 이하, Mo: 0.2% 이하, Ni: 0.6% 이하, V: 0.07% 이하, Nb: 0.04% 이하, W: 0.005~0.2%, Ca: 5~50ppm, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.0020~0.0060%, B: 0.0005~0.0020%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 조성은

Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하;

Cr + Mo: 0.4% 이하;

V + Nb: 0.1% 이하; 및

Ca/S: 1.0 이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판을 제공한다.

또한, 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 재가열 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 Tnr ~ Tnr+100℃의 온도에서 압연하는 재결정역 제어 압연 단계;

상기 제어 압연된 강판을 870 ~ 950℃로 1.3*t + (10~30분)간 오스테나이징 열처리한 후 급냉시키는 급냉 단계; 및

상기 급냉된 강판을 650~700℃에서 템퍼링하는 템퍼링 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 장시간(~50시간) PWHT 후에도 650MPa 이상의 인장강도 및 -50℃에서 200J 이상의 충격인성을 보유하여, 1000MW 이상의 원자력 발전소에서 원자로 격납 용기(Containment Vessel)로 사용이 가능한 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명자는 장시간(~50시간) PWHT후 강도 및 인성의 확보가 가능한 강판을 제공하기 위해서 연구와 실험을 행한 결과, 금속탄화물(Metal Carbide) 형성원소인 텅스텐(W)을 첨가하는 경우, 장시간 PWHT 후에도 우수한 강도를 인성의 확보가 가능하다는 것을 인지하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%)

탄소(C): 0.03~0.20%

C는 강도를 확보하기 위한 원소로서 그 함량이 0.03% 미만에서는 기지 상의 자체 강도가 저하되고, 그 함량이 0.20%를 초과하는 경우에는 인성 및 용접성의 저하가 발생하여 원자력 발전소에 사용하기에는 적합하지 못하다.

실리콘(Si): 0.15~0.55%

Si는 탈산 효과, 고용강화 효과 및 충격 천이 온도 상승효과를 위하여 첨가되는 원소로서, 이러한 첨가 효과를 얻기 위해서는 0.15%이상 첨가되어야 한다. 그러나, 그 함량이 0.55%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하되고, 강판 표면에 산화 피막이 심하게 형성될 수 있으므로, 그 상한을 0.55%로 한정하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.9~1.5%

Mn이 과다하게 첨가되면, S와 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 그 상한을 1.5%로 한정하는 것이 바람직하다. 그러나 본 발명의 성분 특성상 Mn의 함량이 0.9% 미만이 되면 적절한 강도를 확보하기 어려우므로 Mn의 함량은 0.9~1.5%가 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.001~0.05%

Al은 Si와 더불어 제강공정에서 강력한 탈산제의 하나로서 그 함량이 0.001% 이상을 첨가하여 탈산효과를 기대할 수 있으며, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 그 효과는 포화되고 오히려 제조원가가 상승하는 문제가 있다.

인(P): 0.030%이하

P는 저온인성을 해치는 원소이므로 최대한 낮게 관리하는 것이 좋으나, 제강공정에서 이를 과다하게 제거하는 것은 많은 비용이 소요되므로, 0.030%이하의 범위내에서 관리하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.030%이하

S 역시 P와 더불어, 저온인성에 악영향을 주는 원소이지만, P와 마찬가지로 제강공정에서 제거하는데 과다한 비용이 소요될 수 있으므로, 0.030% 이하의 범위로 관리하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.30%이하(0은 제외)

Cr은 강도를 증대시킬 수 있는 합금원소이지만 고가의 원소이므로, 0.30%를 초과하여 첨가하는 경우에는 생산비용의 상승을 초래하므로, 0.30%이하로 한정하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.20%(0은 제외)

Mo는 Cr과 같이, 강도 향상에 유효한 합금원소이며, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 원소로 알려져 있다. 그러나 Mo 역시 고가의 원소로서, 0.2%이하의 범위에서 첨가하는 것이 경제성 측면에서 바람직하다.

니켈(Ni): 0.60%이하(0은 제외)

Ni는 저온인성의 향상을 위하여 첨가되지만, Ni 역시 고가의 원소로서 다량 첨가되면, 생산 비용이 증가하므로 본 발명에서는 0.6%이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0.07%이하(0은 제외)

V은 Cr, Mo 등과 같이 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이지만, 고가인 관계로 0.07% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.04%이하(0은 제외)

Nb은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증가시키고, Ti와 더불어 기지(Matrix)와 정합을 이루는 탄질화물(Nb(C,N))로 석출되어 본 발명이 추구하는 650MPa 이상의 인장강도를 얻는데 필요한 중요원소로 작용한다. 그러나 그 함량이 지나치게 많으면, 연주 단계에서 조대한 석출물로 나타나 수소 유기 균열(HIC)의 사이트로 작용할 수 있으므로, 그 함량을 0.04% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

텅스텐(W): 0.005~0.2%

W는 강의 퀀칭 및 템퍼링시 미세한 WC 형태의 탄화물을 형성하여 장시간 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 열처리를 부가하여 강도와 인성을 해치지 않는 핵 심적인 원소로 작용한다. 그 함량이 너무 미량이면 상기 작용을 기대할 수 없으므로, 0.005%이상 첨가한다. 다만 고가의 원소이므로, 그 상한을 0.2%로 한정한다.

칼슘(Ca): 5~50ppm

Ca은 CaS로 생성되어 MnS의 비금속 개재물을 억제하는 역할을 하는 바, 이를 위해서 5ppm 이상 첨가한다. 그러나 그 첨가량이 과다하면 강중에 함유된 O와 반응하여 비금속 개재물인 CaO를 생성하여 물성에 좋지 않으므로 그 상한치를 50ppm으로 한정하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.0020~0.0060%

N는 Ti과 함께 TiN 석출물을 형성하여 강의 결정립을 미세화시켜 모재의 인성 및 HAZ부 충격 인성을 증대시키는 역할을 하는 것으로 알려져 있으며, 본 발명에서도 결정립 미세화의 목적을 이루기 위해서는 반드시 첨가되어야 하는 원소이다. 이를 위하여 N의 첨가량은 Ti의 함량을 고려하여 0.0020~0.0060% 범위로 한정한다. 0.0060%를 초과하는 N의첨가는 TiN의 생성량이 지나치게 증가하고 저온인성이 오히려 저하될 수 있다.

티타늄(Ti): 0.005~0.025%

Ti의 적정 첨가량은 N의 함량에 따라 다소 유동적일 수 있다. N의 양에 비해 Ti의 첨가량이 상대적으로 적으면, TiN의 생성량이 감소하여 결정립을 미세화시키 는데 좋지 않다. 반면 Ti가 과도하게 첨가되면 가열 공정 중 TiN이 조대해져서 결정립 성장 억제 효과가 오히려 감소할 수 있다. 따라서 Ti의 첨가량은 N의 함량(20~60ppm)을 고려하여 0.005~0.025%로 한정하는 것이 바람직하다.

보론(B): 0.0005~0.0020%

B는 미량을 첨가해도 소입성을 높여 고강도화를 이룰 수 있는 합금원소로서 본 발명에서 인장강도 확보를 위한 중요한 원소로 작용한다. 따라서, 높은 인장강도를 확보하기 위해서 0.0005%이상 첨가할 필요가 있으나, 0.0020%를 초과하여 과다 첨가하는 경우에는 인장강도 상승 효과가 포화되므로, 상한을 0.0020%로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 조성에서 다음의 관계를 만족한다.

Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하

Cr + Mo: 0.4% 이하

V + Nb: 0.1% 이하

Ca/S: 1.0 이하

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. (단, 본 발명에 포함되지 않은 합금 원소는 0으로 계산할 수 있다.)

상기 Ca/S의 비는 MnS 개재물을 구상화시켜 수소 유기 균열 저항성을 향상시키기 위한 필수 구성비로서, Ca/S의 비가 1.0을 초과하는 경우에는 그 효과를 기대하기 어려우므로, 1.0이하가 되도록 조절하는 것이 바람직하다.

나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명의 강판을 구성하는 미세조직에 대하여 보다 상세히 설명한다.

본 발명에서는 충분한 강도를 확보하기 위하여, 제조 단계에서 급냉 처리에 의하여 발생하는 마르텐사이트 조직을 이용한다. 마르텐사이트 조직의 높은 인장강도 향상 효과를 이용하면 본 발명이 목표로 하는 650MPa급 강판의 제조가 가능하기 때문이다.

그러나, 마르텐사이트는 기본적으로 취성이 강한 조직으로 알려져 있으며, 잔류 응력이 강하게 존재하므로 외부로부터의 충격에 의해 쉽게 깨어질 수 있으므로, 이러한 특성은 원자로 격납 용기로 사용되기에 적합하지 않다. 따라서, 마르텐사이트의 강도 향상 효과를 살리면서 잔류 응력을 완화함으로써 650MPa급의 인장강도 및 -50℃에서 200J 이상의 충격 인성을 구비하도록 템퍼링 처리를 통해 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 형성하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명은 재결정 제어 압연을 통해 미세조직 결정립의 형상비를 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 결정립 형상비(장축/단축의 비율)를 1.1~2.5로 제어한다. 결정립의 형상비는 높은 충격 인성-강도를 얻기 위한 것으로, 결정립 형상비가 1.1 미만이 되는 경우에는 결정립의 미세화를 기대하기 어렵고, 그 형상비가 2.5를 초과하는 경우에는 결정립을 형성하기 위해서 압연 부하가 커지므로 바람직하지 않다.

이하, 본 발명의 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명은 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계, 열간압연하는 단계, 냉각하는 단계 및 열처리하는 단계를 거쳐 생산된다. 본 발명에서는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하기 위하여, 급냉 처리를 포함하는 냉각 단계, 템퍼링 처리를 포함하는 열처리 단계 및 구 오스테나이트 조직의 결정립 제어를 위한 재결정역 제어 압연 단계에서 각각 중요한 제조조건을 요구한다.

본 발명에서는 먼저 상기 조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열한다. 이때 재가열온도는 1050~1250℃의 범위로 행하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1050℃ 미만에서는 용질 원자의 고용이 어렵고, 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강판의 물성을 저하시키는 문제가 있다.

상기 재가열된 슬라브에 대하여 재결정역 제어 압연을 행한다. 상기 압연은 Tnr~Tnr+100℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 압연을 행하기 위하여 가열된 강 슬라브는 미재결정역 이상의 온도범위에서 열간압연이 이루어진다. 상기 미재결정역 온도인 Tnr은 기공지된 하기 식 1에 의하여 계산이 가능하다. 상기 식 1에서의 각 합금원소의 단위는 중량%를 의미한다.

Tnr(℃)=887-464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb^1/2)+(732×V-230×V^1/2)

본 발명에서 목적한 충분한 강도의 향상을 얻기 위해서는 재결정역 제어 압연 과정에서 구오스테나이트의 평균입경(AGS, Austenite Grain Size)을 30㎛ 이하로 미세화시킬 필요가 있다. 구오스테나이트 평균 입경이 30㎛를 초과하는 경우에는 제품의 강도 및 인성이 충분하게 나타날 수 없으므로, 원자로 격납 용기로 사용할 수 있는 수준의 안정성을 확보하기 어렵기 때문이다. 이를 위하여 본 발명에서는 Tnr~Tnr+100℃의 온도범위에서 압연을 실시한다.

또한, 본 발명에서는 상기 압연시 각 압연 패스당 10% 이상의 압하율로 누적 압하율 50~90%로 행하는 것이 바람직하다. 상기 압하율은 본 발명에서 요구하는 미 세조직의 평균크기(30㎛ 이하)와 결정립 형상비(장축/단축의 비)를 제어하기 위한 것이다. 상기 누적압하량이 50% 미만인 경우에는 상기와 같은 미세조직의 크기와 결정립 형상비를 확보하기 어려운 반면, 90%를 초과하는 경우에는 압연기의 부하가 심해져 공정상의 문제가 발생할 수 있다.

상기 열간압연을 행한 열연강판을 870 ~ 950℃로 1.3×t+(10~30분)(단, t는 강재의 두께(mm)를 의미)간 오스테나이징 열처리한 후 급냉한다. 냉각 단계는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하기 위한 중요한 단계로서 650MPa 이상의 인장강도와 200J 이상의 -50℃ 충격 인성을 확보하기 위한 미세조직 구성을 위하여 그 조건을 엄격하게 제어할 필요가 있다.

이를 위하여, 본 발명에서는 870~950℃ 범위로 1.3×t+(10~30분)(단, t는 강재의 두께(mm)를 의미)의 시간 동안 오스테나이징 열처리를 실시한다. 상기 오스테나이징 열처리는 조직을 오스테나이트화 시킨 후 급냉을 하여 마르텐사이트 조직을 생성하기 위한 가열 처리로서, 열처리의 온도가 870℃보다 낮으면 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 그 온도가 950℃보다 높아지면 결정립의 성장이 일어나 조대립이 발생할 수 있어 저온 인성을 해칠 수 있다.

또한, 오스테나이징 열처리 시간은 1.3×t+(10~30분)(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)범위에서 가열 및 유지함으로써 이루어지는데, 너무 짧은 시간 동안의 처리는 가열이 충분치 않아 오스테나이징 효과가 더디고 조직을 균질화시키는 것이 어려울 수 있으며, 너무 열처리를 오래하면 제품 생산 시간이 오래 걸려 생산성이 저하될 수 있기 때문이다. 참고로 여기에서 1.3×t를 가열 시간으로 책정하고, 목표 온도에 도달할 경우 10~30분을 유지시간으로 책정하여 오스테나이징 열처리를 수행하는 것이 바람직하다.

오스테나이징이 종료된 강판은 급냉, 바람직하게는 수냉 처리되어 미세조직을 마르텐사이트 조직으로 변태시킨다. 본 발명에서의 급냉 처리 단계는 특별히 그 요건을 제한하지 않으며, 통상적인 수냉을 비롯한 급냉 처리 방법이라면 적용이 가능하다.

상기 급냉처리된 강판을 650~700℃의 온도범위에서 템퍼링(tempering)을 행한다. 상기 템퍼링을 통해 본 발명에서는 생성된 마르텐사이트 조직의 잔류 응력을 제거하여, 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻게 된다.

상기 템퍼링 온도가 650℃ 보다 낮으면, 탄화물 등의 석출이 원활하지 않고, 반대로 700℃를 초과하는 고온에서는 강재의 강도가 저하될 수 있으므로, 그 온도를 650~700℃로 행하는 것이 바람직하다.

상기 템퍼링 처리는 충분한 효과를 얻기 위하여, 1.9×t+(10~30분)(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 범위에서 이루어지는 것이 바람직하다. 여기에서 1.9 ×t를 가열시간으로, 그리고 10~30분은 유지시간으로 책정하여 템퍼링을 실시하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 다만, 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 제조하였고, 상기 슬라브에 대하여 하기 표 2의 제조조건을 통하여 강판을 제조하였다.

상기와 같이 제조된 강판에 대하여, 다양한 시간의 PWHT를 행하고, 항복강도, 인장강도 및 저온인성을 평가하여 그 결과를 표 2에 나타내었다. 특히 저온인성은 -50℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값으로 평가하였다.

구분	C	Mn	Si	P	S	Ni	Cr	Mo	V	W	Nb	B	Ti	N	Ca
발명강a	0.07	1.32	0.35	0.008	0.0013	0.06	0.05	0.13	0.004	0.08	0.013	0.0015	0.015	0.0029	0.0015
발명강b	0.06	1.38	0.30	0.010	0.0014	0.17	0.05	0.11	0.006	0.12	0.012	0.0012	0.012	0.0032	0.0020
비교강a	0.06	1.35	0.35	0.008	0.0013	0.05	0.03	0.15	0.003	-	0.015	0.0015	0.013	0.0028	0.0018
비교강b	0.07	1.40	0.34	0.010	0.0014	0.15	0.05	0.10	0.005	-	0.012	0.0012	0.012	0.0035	0.0021

구분	강판두께 (㎜)	재가열 온도 (℃)	재결정제어 압연누적 압하량 (%)	결정립 형상비	퀀칭 온도 (℃)	템퍼링 온도 (℃)	PWHT 시간 (hr)	YS (MPa)	TS (MPa)	-50℃ 충격인성 (J)
발명강a	25	1120	60	1.73	900	675	6	633	692	234
	25	1120	75	1.95	930	675	25	638	681	224
	25	1120	55	1.25	910	675	50	629	674	213
	50	1160	70	1.95	910	675	6	521	675	239
	50	1160	95	2.80	910	675	25	635	670	175
	50	1160	98	2.95	910	675	50	640	665	159
발명강b	30	1100	80	2.15	910	675	6	638	690	222
	30	1100	75	2.00	930	675	50	641	682	217
	60	1150	60	1.65	900	670	6	643	695	230
	60	1150	45	1.09	910	670	25	625	687	182
	60	1150	95	2.75	910	670	50	645	685	160
비교강a	25	1130	95	2.80	910	670	6	641	702	175
	25	1130	95	2.80	910	670	25	592	609	31
	50	1150	98	2.95	910	670	6	639	695	178
	50	1150	98	2.95	910	670	50	569	606	26
비교강b	30	1120	45	1.09	910	670	6	625	697	182
	30	1120	95	2.75	910	670	25	590	613	32
	60	1150	45	1.09	910	670	6	625	670	182
	60	1150	95	2.75	910	670	50	575	602	23

상기 표 2의 결과를 살펴보면, 발명재를 사용하여 강판을 제조하는 경우 50시간에 이르는 장시간 PWHT 후에도 강도 및 인성의 열화를 초래하지 않는다. 반면 비교재의 경우 장시간 PWHT(25~50시간)의 경우 항복강도 및 인장강도는 약 50~100MPa정도 하락하고 저온 충격인성도 100J 이상 급격이 열화됨을 볼 수 있다.

Claims (8)

1. 중량%로, C: 0.03~0.20%, Si: 0.15~0.55%, Mn: 0.9~1.5%, Al: 0.001~0.05%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30% 이하, Mo: 0.2% 이하, Ni: 0.6% 이하, V: 0.07% 이하, Nb: 0.04% 이하, W: 0.005~0.2%, Ca: 5~50ppm, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.0020~0.0060%, B: 0.0005~0.0020%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 조성은

   Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하;

   Cr + Mo: 0.4% 이하;

   V + Nb: 0.1% 이하; 및

   Ca/S: 1.0 이하

   를 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
2. 제1항에 있어서, 상기 강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 이루어진 것임을 특징으로 하는 고강도 강판.
3. 제2항에 있어서, 상기 미세조직의 결정립 형상비(장축/단축)는 1.1~2.5임을 특징으로 하는 고강도 강판.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은 인장강도가 650MPa 이상이고, -50℃에서의 충격 인성이 200J 이상임을 특징으로 하는 고강도 강판.
5. 중량%로, C: 0.03~0.20%, Si: 0.15~0.55%, Mn: 0.9~1.5%, Al: 0.001~0.05%, P: 0.030% 이하, S: 0.030% 이하, Cr: 0.30% 이하, Mo: 0.2% 이하, Ni: 0.6% 이하, V: 0.07% 이하, Nb: 0.04% 이하, W: 0.005~0.2%, Ca: 5~50ppm, Ti: 0.005~0.025%, N: 0.0020~0.0060%, B: 0.0005~0.0020%, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 조성은

   Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5% 이하;

   Cr + Mo: 0.4% 이하;

   V + Nb: 0.1% 이하; 및

   Ca/S: 1.0 이하

   를 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 재가열 단계;

   상기 재가열된 강 슬라브를 Tnr ~ Tnr+100℃의 온도에서 압연하는 재결정역 제어 압연 단계;

   상기 제어 압연된 강판을 870 ~ 950℃로 1.3*t + (10~30분)간 오스테나이징 열처리한 후 급냉시키는 급냉 단계; 및

   상기 급냉된 강판을 650~700℃에서 템퍼링하는 템퍼링 단계

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
6. 제5항에 있어서, 상기 재결정역 압연 단계에서는 각 압연 패스당 10% 이상의 압하율 및 50~90%의 누적 압하량으로 압연하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
7. 제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 재결정역 제어 압연 단계는 미세 조직의 결정립 형상비(장축/단축)가 1.1~2.5가 되도록 제어되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
8. 제5항에 있어서, 상기 템퍼링 단계는 1.9*t + (10~30분)간 실시되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.