KR20130131105A

KR20130131105A - 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법

Info

Publication number: KR20130131105A
Application number: KR1020120054909A
Authority: KR
Inventors: 배진호; 김완근; 김덕규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-05-23
Filing date: 2012-05-23
Publication date: 2013-12-03
Also published as: KR101403098B1

Abstract

본 발명은 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 일 실시형태로서, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Cu: 0.4%이하(0은 제외), Ni: 0.4%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.06%, V: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.003~0.007%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.25%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 MA를 3면적%이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물은 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법{HIGH STRENGTH THICK HOT ROLLED STEEL PLATE HAVING EXELLENT HYDROGEN INDUCED CRACK RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법에 관한 것이다.

에너지 수요 증가에 따라 H₂S 가스 함유량이 높은 원유 혹은 천연가스가 개발됨에 따라 황화수소(H₂S) 가스에 의한 강재의 파손 저항성이 우수한 강재가 요구되고 있다. 또한 최근 에너지원으로써 천연가스의 요구가 증가되면서 고압의 천연가스 수송에 따라 라인파이프 강재에 높은 응력이 적용될 수 있으며 이에 대해 내사우어(sour)특성이 우수한 고강도 강재가 요구되고 있다.

특히, H₂S를 포함하는 가스 또는 원유 수송용 강재에서는 H₂S에 의한 수소유기균열(HIC, Hydrogen induced crack)이 문제시 되고 있는데, 강재와 H₂S 분위기화의 부식반응에 의해 강재 표면에 발생되는 수소가 원자상태로 강중에 침입, 확산하여 분자화됨에 따라 강재 개재물이나 경한 2차상에 모인 수소 분자의 압력으로 인해 균열이 발생하는 것으로 알려져 있다.

이에 따라 수소유기균열을 효과적으로 제어하는 방법으로서, 비금속개재물의 길이와 편석부의 경도를 제어하는 수단, 또는 비금속개재물의 조성을 제어함으로써 내수소유기균열성을 향상시키는 방법 등을 제시하고 있다. 하지만, 상기 종래 기술들은 강재 중에 존재하는 비금속 개재물은 어디에나 불가피하게 존재하고, 또한 경한 2상 상의 존재에 의한 수소유기균열의 발생 문제를 완전히 해결하지 못하고 있다.

본 발명은 부식 환경에 바람직하게 적용될 수 있는 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명은 일 실시형태로서, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Cu: 0.4%이하(0은 제외), Ni: 0.4%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.06%, V: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.003~0.007%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.25%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은 MA를 3면적%이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물은 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판을 제공한다.

본 발명은 상기 열연강판의 제조를 위한 방법의 일례로서, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Cu: 0.4%이하(0은 제외), Ni: 0.4%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.06%, V: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.003~0.007%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.25%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 용강을 정련하는 단계; 정련된 상기 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조하는 단계; 상기 슬라브를 1150~1300℃에서 재가열하는 단계; 재가열된 상기 슬라브를 Ar3~Tnr에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하며, 상기 열연강판은 미세조직이 MA를 3면적%이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물은 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따르면, 고강도를 지니면서도 수소유기균열에 대한 내식성이 우수하여 높은 응력이 주어지거나 부식이 잘 일어나는 환경에서도 바람직하게 사용할 수 있는 고강도 후물 열연강판를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명 일 실시예에 따른 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명 일 실시예에 따른 비교예 2의 미세조직을 관찰한 사진이다.

이하, 본 발명의 성분계에 대하여 설명한다.

C: 0.02~0.05중량%

상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다. 다만, 상기 C가 0.02중량%이하로 첨가되는 경우에는 Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적고, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 내HIC성을 저하시키는 중심편석이 증대되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C는 0.02 ~ 0.05중량%로의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Si: 0.05~0.5중량%

상기 Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 상기 효과를 위해서는 0.05중량%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 취성을 저하시키므로, 상기 Si는 0.05~0.5중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Mn: 0.5~1.5중량%

상기 Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이나, 0.5중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 1.5중량%를 초과하는 경우에는 연주시 중심편석을 조장하여 충격인성 및 내 HIC 성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.5~1.5중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

P: 0.01중량%이하(0은 제외)

상기 P의 함량이 0.01중량%를 초과하게 되는 경우에는 연주시 Mn과 함께 중심편석을 조장하여 충격인성 및 유화물응력균열 저항성을 저하시킬 뿐만 아니라 용접성도 저하시키므로, 상기 P의 함량을 0.01중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

S: 0.001중량%이하(0은 제외)

상기 S는 강중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.001중량%를 초과하는 경우 수소유기균열 저항성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 S의 함량을 0.001중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Al: 0.02~0.05중량%

상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로서, 0.02중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 내수소유기균열성을 저하시키므로, 상기 Al의 함량을 0.02~0.05중량%의 범위가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.

Cu 및 Ni: 0.4%이하(0은 제외)

Cu, Ni는 강판 강도를 증가시키고 결정립을 미세화하는 효과를 가진다. 하지만 일정 조건의 NACE 용액에서는 내식성을 저하시키는 단점이 있다. 상기 Cu 및 Ci는 0.4%이상에서도 강도증가 역할을 하나, 내식성 저하가 현저하게 나타나기 때문에 상기 Cu 및 Ni의 함량은 0.4%이하로 제어하는 것이 바람직하며, 이 범위에서는 Cr과 함께 첨가되는 경우 내식성 저하 효과가 거의 나타나지 않는다.

Nb: 0.01~0.06중량% 및 V: 0.01~0.06중량%

상기 Nb 및 V는 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.01중량%이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 각각 0.06중량% 초과시 석출강화에 의한 강도증가가 크지 않으므로, 그 함량을 각각 0.06중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb 및 V의 함량은 각각 0.01~0.06중량%로 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.02중량%

상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 Ti의 함량이 0.005중량%이상일 필요가 있다. 한편, Ti의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화상태에 이르게 되므로, 상기 Ti의 함량을 0.005~0.02중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

N: 0.003~0.007%

상기 N은 Ti와 결합하여 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하는데 효과적인 원소이다. 이를 통해 고강도 및 우수한 충격인성을 확보할 수 있으며, 이를 위해서는 상기 N이 0.003%이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 N의 함량이 0.007%를 초과하는 경우에는 슬라브에 균열을 야기할 수 있으므로, 상기 N의 함량은 0.003~0.007%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01~0.5중량%

상기 Cr은 강도증가 및 내식성 확보를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Cr은 0.01중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.5중량%를 초과할 경우에는 국부부식 발생 위험이 증대되므로, 그 함량을 0.1 ~ 0.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~0.25중량%

Mo는 소재의 강도를 상승시키는데 매우 유효하며, 저온변태 조직인 침상형(acicular) 페라이트 생성을 조장함에 의해 강도를 증가시키며, HIC 특성을 향상시키는 것으로 알려져 있다. 본 발명에서는 상기 Mo의 함량이 0.01중량%미만일 경우에는 상기 효과가 적고, 0.25중량%를 초과할 경우 마르텐사이트-오스테나이트조직(MA조직)과 같은 경한 2차상의 분율이 증가하여 HIC 발생 위험이 증대되므로, 상기 Mo의 함량은 0.01 ~ 0.25중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0015~0.003중량%

상기 Ca는 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 수소유기균열발생 기점을 억제하는 역할을 하는 성분으로, 그 함량이 0.0015중량% 미만일 경우에는 상기 효과를 얻기가 어렵고, 0.003중량%를 초과할 경우에는 비금속개재물 양이 오히려 증가하여 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ca는 그 함량이 0.0015~0.003중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

상기 Ca와 S의 함량의 비는 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 관계식은 여러 실험을 통한 경험식이며, 상기 함량비가 1.5 미만일 경우에는 MnS 형성이 용이하여 수소유기균열저항성이 저하되며, 4를 초과하는 경우에는 Ca계 비금속개재물량이 증가하여 수소유기균열저항성 및 인성이 저하되는 문제가 있다.

본 발명이 제공하는 강판은 상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

또한, 본 발명의 강판은 상기 합금성분 및 조성뿐만 아니라 미세조직에 포함되는 경질의 제2차상인 MA(마르텐사이트/오스테나이트 혼합조직)가 3면적%이하이고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 것이 바람직하다. 상기 제어는 균열발생 주위의 조직과 경도에 따라서 균열발생 기점이 되는 비금속 개재물의 크기가 다르다는 점을 기반하여 이루어진 것으로서, 상기 제어를 통해 내수소유기균열성을 개선할 수 있다. 상기 MA가 3면적%를 초과하거나 비금속 개재물이 50개를 초과하는 경우에는 열간압연 단계에서 수소유기균열의 개시점 역할을 하게되어 내수소유기균열성의 저하를 초래할 수 있다. 한편, 본 발명의 미세조직은 주조직으로서 침상형 페라이트에 베이나이트가 분포되어 있는 복합조직을 갖는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에서는 상기 비금속 개재물의 종류에 대하여 특별히 한정하지 않으며, 내수소유기균열을 야기할 가능성이 있는 모든 종류의 비금속 개재물을 포함한다. 예를 들면 Al계 및 Ca계 산화물이나 Al 또는 Ca에 Mg가 포함된 산화물 등이 있을 수 있다.

본 발명이 제공하는 강판은 550MPa 이상의 우수한 항복강도를 가질 수 있으며, 수소에 의해 발생한 강판 표면 크랙의 면적 총합을 강판 표면의 총면적으로 나눈 값인 CAR(Crack Area Ratio)가 5이하의 범위를 만족할 수 있다. 즉, 본 발명은 우수한 강도를 가질 뿐만 아니라 내수소유기균열성 또한 향상된 열연강판을 제공할 수 있다. 한편, 본 발명의 강판은 그 두께에 대하여 특별히 한정하지 않으나, 16mm이하의 두께를 갖는 후물 열연강판일 수 있다.

이하, 본 발명의 열연강판을 제조하기 위한 방법에 대하여 설명한다.

본 발명에 따른 비금속 개재물의 제어는 통상적인 2차 정련과정에서의 공정조건의 제어를 통해서 얻어질 수 있으며, 예를 들면 상기 2차 정련 공정은 LF에서 Ar 버블링 및 VTD 또는 RH 등과 같은 탈가스 공정에서 Ar 버블링에 의해 개재물을 제어할 수 있다. 물론, 본 발명의 제조방법 상기 공정조건에 반드시 한정되는 것이 아니며, 다양한 방법에 의해 비금속 개재물을 제어할 수 있다. 상기 용강 정련 후, 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조할 수 있다.

재가열 온도

재가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 고용이 가능하며, 1300℃를 초과하여 가열하는 경우에는 강판의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하되므로 상기 재가열 온도범위는 1150~1300℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

압연조건

미재결정온도 이하에서의 압하량은 열연강판 미세조직의 결정입도 및 균일성에 매우 큰 영향을 끼친다. 상기 결정입도 및 균일성은 수소유기균열 저항성 및 저온인성과 상호관련성이 크다. 따라서, 결정립도와 균일성의 제어를 위하여 압연시 압하율이 70% 이상이 되도록 하는 것이 바람직한데, 압하율이 70% 미만인 경우에는 결정입도의 균질성이 저하되어 저온인성이 저하될 수 있으므로 상기 압하율은 70%이상의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 압하율의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 상기 압하율은 공정상의 이유로 95%를 초과하기는 어렵다. 한편, 마무리 열간압연은 Ar3~Tnr(미재결정온도)의 온도범위에서 행하여지는 것이 바람직하다. 만일, Ar3 미만의 온도범위에서 마무리 열간압연이 행하여질 경우에는 페라이트가 생성되어 수소유기균열 저항성이 매우 낮아질 수 있으며, Tnr을 초과하는 경우에는 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 수 있는 가능성이 커져 인성이 저하될 수 있다.

냉각 및 권취조건

상기 열연공정을 통해 얻어진 열연강판의 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3 미만의 온도에서 개시되는 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각시 속도는 10~30℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있으며, 30℃/sec를 초과하는 경우에는 수소 트랩 사이트가 많아져 강재 내 수소 유입량이 증가할 수 있고, 이로 인해 수소유기균열에 대한 저항성이 저하될 수 있다.

이후, 상기 냉각은 450~600℃에서 종료되는 것이 바람직하며, 이후 상기 열연강판을 상기 온도범위에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도 범위가 600℃를 초과하는 경우에는 변태가 불안정하여 펄라이트 조직이 형성될 수 있으며, 이로 인해 수소유기균열 저항성이 저하될 수 있다. 450℃ 미만인 경우에는 강판의 강성이 커 권취가 매우 어렵다. 따라서, 상기 권취는 450~600℃의 온도범위에서 행하여지는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 조성을 갖는 용강을 정련하여 비금속 개재물을 제어하고, 이후, 하기 표 2와 같은 제조조건을 통해 두께가 16mm인 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 강판에 대하여 비금속 개재물의 개수, MA조직 분율, 항복강도 및 CAR을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이 때, 강판의 수소유기균열저항성은 NACE TM0284에 따라 1기압 H2S 가스로 포화된 5%NaCl + 0.5%CH3COOH 용액에 시편을 96시간동안 침지한 뒤, 초음파 탐상법에 의해 균열정도를 관찰하고, 이후 강판 표면에 발생한 크랙 면적의 총합을 강판 표면의 총면적으로 나눈 값(CAR)으로 평가하였다. 강판에 존재하는 비금속 개재물의 분포와 크기는 발광분광분석기(Optical Emission Spectroscopy)를 이용하여 측정하였다. 발광분석기는 금속시편의 표면에 50㎛ 정도의 영역을 급속 가열함으로써 플라즈마를 생성하여 방출되는 원소의 특성 스펙트럼을 분석하여 비금속 개재물을 분석한다. 통계적으로 의미있는 값을 얻기 위하여 동일한 시편에 대하여 여러 부분을 연속적으로 분석한 뒤, 그 평균치를 기재하였다.

구분	강종 No.	재가열온도(℃)	마무리열간압연온도(℃)	냉각속도(℃/s)	권취온도(℃)
발명예1	발명강1	1247	788	25	513
발명예2	발명강2	1260	805	26	524
비교예1	발명강2	1232	887	24	622
비교예2	비교강1	1278	791	24	526
비교예3	비교강2	1256	783	25	506
비교예4	비교강3	1248	792	27	495
비교예5	비교강4	1239	801	27	501

구분	항복강도 (MPa)	MA분율 (면적%)	100×50㎟당 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물의 수(개)	CAR (%)
발명예1	576	0	43	1.2
발명예2	605	0.5	43	0.2
비교예1	510	1	72	11
비교예2	575	4	38	15
비교예3	585	3	63	20.8
비교예4	515	0	53	1.9
비교예5	535	0.5	73	28

상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금성분 및 조성범위와 제조조건을 만족하는 발명예 1 및 2의 경우 576MPa이상의 우수한 항복강도를 갖는 것을 알 수 있다. 동시에, MA조직이 거의 관찰되지 않는 것을 알 수 있는데 이로 인해 1.2이하의 낮은 CAR을 가지고 있음을 알 수 있다. 도 1은 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 경우 침상형 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 복합조직을 갖는 것을 알 수 있으며, 동시에 수소유기균열을 야기하는 MA조직은 관찰되지 않으로 나타난다. 즉, 본 발명에 부합하는 강종은 내수소유기균열에 대한 저항성이 아주 우수함을 알 수 있다.

한편, 본 발명의 성분계에 부합되나 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1의 경우에는 권취온도가 본 발명의 범위를 벗어나기 때문에 변태강화 부족으로 인해 항복강도가 낮음을 알 수 있다. 더욱이, 비금속 개재물이 다량 포함되어 있어 수소유기균열에 대한 저항성이 저하되었음을 알 수 있다.

한편, 비교예 2의 경우에는 Mo의 과다한 첨가로 인해 MA 분율이 상승했음을 알 수 있으며, 이로 인해 CAR이 높은 수치를 나타내고 있다. 도 2는 발명예 2의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 2에 나타난 바와 같이, 비교예 2의 경우 MA 조직을 따라 균열이 전파하는 양상을 나타내고 있음을 알 수 있다. 즉, MA 조직의 분율이 상승할 경우 수소유기균열 저항성이 감소함을 알 수 있다.

비교예 3 내지 5는 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 않아, MA조직의 비율이 5%를 초과하거나 비금속 개재물이 50개를 초과하는 강종으로서, 항복강도가 낮거나 수소유기균열저항성이 상당히 저하되었음을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Cu: 0.4%이하(0은 제외), Ni: 0.4%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.06%, V: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.003~0.007%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.25%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
미세조직은 MA를 3면적%이하로 포함하고,
평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물은 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4를 만족하는 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 항복강도가 550MPa 이상이며, CAR(Crack Area Ratio)가 5이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판.
(단, 상기 CAR은 수소에 의해 발생한 강판 표면 크랙의 면적 총합을 강판 표면의 총면적으로 나눈 값임.)
중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Cu: 0.4%이하(0은 제외), Ni: 0.4%이하(0은 제외), Nb: 0.01~0.06%, V: 0.01~0.06%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.003~0.007%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.25%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 용강을 정련하는 단계;
정련된 상기 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조하는 단계;
상기 슬라브를 1150~1300℃에서 재가열하는 단계;
재가열된 상기 슬라브를 Ar3~Tnr에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하며,
상기 열연강판은 미세조직이 MA를 3면적%이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물은 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 열연강판은 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4를 만족하는 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법.
청구항 4에 있어서,
상기 냉각은 10~30℃/sec의 속도로 행하여지는 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판의 제조방법.