WO2019132465A1 - 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material for a pressure vessel used in a hydrogen sulfide atmosphere and a method of manufacturing the steel material, and more particularly to a steel material for a pressure vessel effectively securing resistance to hydrogen organic cracking (HIC) and a manufacturing method thereof.
  • HIC hydrogen organic cracking
  • Pressure vessel steels used in petrochemical production facilities, storage tanks, and the like tend to increase in size due to increased use time, and the tendency of steel materials to be reused.
  • the tendency is to lower the carbon equivalent (Ceq) and control the impurities to the extreme in order to secure the structural stability of the base material and the welded part.
  • the resistance characteristic criterion against hydrogen organic cracking (HIC) becomes more difficult.
  • HIC hydrogen organic cracking
  • Typical techniques include 1) adding elements such as Cu, 2) curing tissues in which cracks are easily generated and propagated , Pearlite, etc.), 3) control of the base structure with hard tissues such as tempered martensite and tempered bainite through water treatment such as NACT, QT and DQT, And 4) a method of controlling internal defects such as inclusions in a steel material which can act as a starting point of cracks, and the like.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-013175 (published on January 15, 2003)
  • a steel material excellent in hydrogen organic cracking resistance and a method of manufacturing the same.
  • a steel material excellent in resistance to hydrogen organic cracking comprising 0.10 to 0.25% of C, 0.05 to 0.50% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.005 to 0.1% of Al, 0.001 to 0.03% of V, 0.001 to 0.03% of V, 0.01 to 0.15% of Mo, 0.01 to 0.50% of Cu, 0.05 to 0.50% of Ni, the balance of Fe and unavoidable impurities And has a thickness of 100 to 300 mm, and the maximum size of the voids formed therein may be 1 ⁇ or less.
  • the steel may contain a ferrite structure of 70% by area or more and the remaining pearlite structure as a microstructure.
  • the steel material may further include one or more of 0.001 to 0.03% of Ti, 0.01 to 0.20% of Cr, and 0.0005 to 0.004% of Ca, in terms of% by weight.
  • the steel material has a tensile strength of 500 MPa or more, a Charpy impact absorption energy at -46 ⁇ of 250 J or more, and a hydrogen organic crack crack length ratio of 5% or less.
  • a steel material excellent in resistance to hydrogen organic cracking comprising 0.10 to 0.25% of C, 0.05 to 0.50% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.005 to 0.1% of Al, 0.001 to 0.03% of V, 0.001 to 0.03% of V, 0.01 to 0.15% of Mo, 0.01 to 0.50% of Cu, 0.05 to 0.50% of Ni, the balance of Fe and unavoidable impurities ≪ / RTI > Pressing the primary heated slab longitudinally and widthwise; Selectively heating second slabs in the longitudinal direction and the widthwise direction to reduce the slab thickness in the thickness direction; The slab in the thickness direction is thirdly heated, hot-rolled and air-cooled to room temperature to provide a steel material; Treating the steel material by quaternary heating and air cooling to room temperature, and the maximum size of the internal voids of the slab in the thickness direction may be less than 1 ⁇ .
  • the thickness of the steel may be 100 to 300 mm.
  • the primary heating temperature may be 1150 to 1250 ° C.
  • the slab can be downsized in the longitudinal direction at a reduction rate of 10 to 20% in a temperature range of 1100 to 1200 ° C.
  • the slab can be reduced in the width direction by 10 to 30% in the temperature range of 1050 to 1150 ⁇ .
  • the slab When the temperature of the slab in the longitudinal direction and widthwise direction is 950 ° C or less, the slab may be secondarily heated to a temperature range of 1000 to 1140 ° C.
  • the slab can be reduced in the thickness direction by a reduction amount of 30% or more.
  • the slab can be thirdarily heated in a temperature range of 1000 to 1140 ⁇ and hot-rolled at a temperature of 1000 to 1140 ⁇ at a reduction rate of 30 to 75%.
  • the steel material may be heat-treated at a temperature ranging from 850 to 950 ° C for 4 to 15 hours and maintained for 15 to 50 minutes.
  • the austenite structure in the center of the hot-rolled steel material has a grain size of 70 mu m or less on average and the austenite structure in the center of the fourth heat-treated steel can have an average grain size of 30 mu m or less.
  • the slab may further include one or more of 0.001 to 0.03% of Ti, 0.01 to 0.20% of Cr, and 0.0005 to 0.004% of Ca in terms of% by weight.
  • a steel material having a thickness of 100 to 300 mm, which is particularly suitable for pressure vessels, and which effectively secures hydrogen organic cracking resistance and low temperature toughness, and a method of manufacturing the same.
  • the present invention relates to a steel material excellent in resistance to hydrogen organic cracking and a method of manufacturing the steel material.
  • the embodiments of the present invention can be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. The embodiments are provided to explain the present invention to a person having ordinary skill in the art to which the present invention belongs.
  • a steel material excellent in resistance to hydrogen organic cracking comprising 0.10 to 0.25% of C, 0.05 to 0.50% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.005 to 0.1% of Al, 0.001 to 0.03% of V, 0.001 to 0.03% of V, 0.01 to 0.15% of Mo, 0.01 to 0.50% of Cu, 0.05 to 0.50% of Ni, the balance of Fe and unavoidable impurities . ≪ / RTI >
  • the present invention can limit the lower limit of the C content to 0.10% in order to obtain such an additive effect.
  • the degree of segregation of the central portion becomes high, and the mixed structure of ferrite and bainite and MA structure are formed in the air cooling process, so that the strength and hardness may become excessively high. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the C content to 0.25%. Therefore, the C content of the present invention may be 0.10 to 0.25%.
  • the preferred C content may be from 0.10 to 0.20%, and the more preferred C content may be from 0.10 to 0.15%.
  • the Si is a substitutional element, which improves the strength of steel through solid solution strengthening and has a strong deoxidizing effect, which is an indispensable element in the manufacture of clean steel. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Si content to 0.05% in order to obtain such effect.
  • the Si content of the present invention may be 0.05 to 0.50%.
  • the preferred Si content may be from 0.05 to 0.40%, more preferably from 0.20 to 0.35%.
  • Mn is a useful element which improves the strength by solid solution strengthening and improves hardenability so as to produce a low temperature transformation phase.
  • Mn is a main element for ensuring a low temperature phase of bainite during air cooling after the final heat treatment, because it can generate a low temperature transformation phase even at a slow cooling rate owing to the enhancement of hardenability. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Mn content to 1.0% in order to obtain such an effect.
  • the Mn content of the present invention may be 1.0 to 2.0%.
  • the preferable Mn content may be 1.0 to 1.7%, and the more preferable Mn content may be 1.0 to 1.5%.
  • Al is an element acting as a strong deoxidizer in the steelmaking process together with the Si.
  • the present invention can limit the lower limit of the Al content to 0.005%.
  • the content of Al is excessively added, a large amount of coarse oxidative inclusions (Al 2 O 3 ) is produced as a result of deoxidation. Such oxidative inclusions are not completely removed even by the refining process, Thereby reducing hydrogen organic cracking resistance. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the Al content to 0.1%. Therefore, the Al content of the present invention may be 0.005 to 0.1%.
  • a preferable Al content may be 0.005 to 0.05%, and a more preferable Al content may be 0.035 to 0.05%.
  • P is an element that is inevitably contained in the steelmaking process and is an element that causes brittleness in grain boundaries. Therefore, the present invention can limit the content of P to 0.010% or less in order to improve brittle crack propagation resistance.
  • the present invention can limit the S content to 0.0015% or less in order to improve brittle crack propagation resistance.
  • Nb is an element that precipitates in the form of NbC or NbCN and improves the strength of the base material.
  • Nb dissolved at the time of reheating at a high temperature is very finely precipitated in the form of NbC at the time of rolling, and finely precipitated NbC can suppress the recrystallization of austenite and make the structure finer. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Nb content to 0.001% to achieve this effect.
  • the untreated Nb is formed in the form of TiNb (C, N), so that the impact toughness and the hydrogen organic cracking resistance can be weakened. %. Therefore, the Nb content of the present invention can be 0.001 to 0.03%.
  • the preferred Nb content may be from 0.005% to 0.02%, more preferably from 0.007% to 0.015%.
  • V is an element that is almost all re-heated at the time of reheating, and is an element which has insufficient strength enhancement effect by precipitation or solidification in the subsequent rolling process or the like, but it can precipitate with a very fine carbonitride in the subsequent heat treatment process and improve the strength.
  • V increases the incombustibility of austenite after the final heat treatment and can increase the fraction of air-cooled bainite. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the V content to 0.001% in order to obtain such effect.
  • the upper limit of the V content of the present invention is 0.03% . Therefore, the V content of the present invention may be 0.001 to 0.03%.
  • the preferable V content may be 0.005 to 0.02%, and more preferable V content may be 0.007 to 0.015%.
  • Mo is an element effective for preventing the strength reduction during the tempering or post-welding heat treatment, and is an element effectively preventing impurities such as P from being segregated in the grain boundaries.
  • Mo is an element for increasing the strength of a base phase as a solid solution strengthening element in ferrite. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Mo content to 0.01% in order to obtain such effect.
  • the present invention can limit the upper limit of the Mo content to 0.15%. Therefore, the Mo content of the present invention may be 0.01 to 0.15%.
  • Cu is an element capable of greatly improving the strength of a base phase by solid solution strengthening in ferrite, and is an element effectively suppressing corrosion of a base material in a wet hydrogen sulfide atmosphere. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Cu content to 0.01% to achieve this effect. However, when the content of Cu is excessively added, it is economically undesirable, and the possibility of causing star cracks on the surface of the steel sheet is increased. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the Cu content to 0.50%. Therefore, the Cu content of the present invention may be 0.01 to 0.50%.
  • Ni is an important element for enhancing the strength by increasing the stacking defects at low temperatures, thereby facilitating the cross slip of dislocations, thereby improving impact toughness and hardenability. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the Ni content to 0.05% in order to obtain such an effect. However, when the Ni content is excessively added, not only is it not economically desirable, but also the curing ability can be excessively increased, so that the present invention can limit the upper limit of the Ni content to 0.50%. Therefore, the Ni content of the present invention may be 0.05 to 0.50%. The preferred Ni content may be 0.10 to 0.40%, and the more preferable Ni content may be 0.10 to 0.30%.
  • the steel material having excellent hydrogen organic cracking resistance according to one aspect of the present invention may contain one or more of 0.001 to 0.03% of Ti, 0.01 to 0.20% of Cr, and 0.0005 to 0.004% of Ca in terms of weight% .
  • the present invention can limit the lower limit of the Ti content to 0.001% in order to obtain such effect.
  • the present invention can limit the upper limit of the Ti content to 0.03%. Therefore, the Ti content of the present invention may be 0.001 to 0.03%.
  • a preferable Ti content may be 0.011 to 0.025%, and a more preferable Ti content may be 0.013 to 0.018%.
  • the present invention can limit the lower limit of the Cr content to 0.01% to achieve this effect.
  • the Cr content is not preferable from the viewpoint of economical efficiency, and the size and the fraction of the Cr-rich carbide such as M 23 C 6 and the like can be increased to greatly decrease the impact toughness. May limit the upper limit of the Cr content to 0.20%. Therefore, the Cr content of the present invention may be 0.01 to 0.20%.
  • the present invention can limit the lower limit of the Ca content to 0.0005% in order to form sufficient CaS.
  • the content of Ca is excessively added, Ca is formed and the remaining Ca bonds with O to form coarse oxidative inclusions.
  • Such coarse oxidative inclusions are stretched and broken during rolling to promote hydrogen organic cracking
  • the present invention can limit the upper limit of the Ca content to 0.004%. Therefore, the Ca content of the present invention may be 0.0005 to 0.004%.
  • the present invention may be Fe and unavoidable impurities in addition to the above-mentioned steel composition.
  • Unavoidable impurities can be intentionally incorporated in a conventional steel manufacturing process, and can not be entirely excluded, and the meaning of ordinary steel manufacturing industry can be understood easily. Further, the present invention does not exclude the addition of other compositions other than the above-mentioned steel composition in the whole.
  • the maximum size of the voids formed in the steel material having excellent hydrogen organic cracking resistance according to an embodiment of the present invention may be less than 1 ⁇ .
  • the pores formed inside the steel can act as a starting point of the crack.
  • the size and the fraction of the pores must be controlled to an appropriate level.
  • the maximum size of the voids formed in the steel material of the present invention can be 1 ⁇ or less.
  • the steel material having excellent resistance to hydrogen organic cracking is a hot rolled steel sheet having a thickness of 100 to 300 mm, but the effect of hot rolling on the size of the void formed in the final steel is insignificant . That is, since the size of the voids formed in the final steel material is an element dependent on the pore size formed in the slab provided in the hot rolling, the present invention minimizes the voids formed in the slab by forging, .
  • a steel material excellent in resistance to hydrogen organic cracking according to an embodiment of the present invention may include a ferrite structure and a remainder pearlite structure of 70 area% or more.
  • the steel material provided through the normalizing heat treatment may have a mixed structure of a ferrite structure and a pearlite structure, and the strength of the steel material having these structures may be determined by the fraction of the pearlite structure. When the pearlite structure exceeds 30% by area, the strength of the steel material increases while the impact toughness decreases. In order to secure a Charpy impact absorption energy of 250J at a tensile strength of 500 MPa or more and -46 ⁇ , Can be limited to 70% or more.
  • the steel material excellent in hydrogen organic cracking resistance according to one embodiment of the present invention is a post-finishing material having a thickness of 100 to 300 mm, and has a tensile strength of 500 MPa or more, a Charpy impact absorption energy of 250 J or more at -46 ⁇ , A crack length ratio of 5% or less can be satisfied. Therefore, a steel material excellent in hydrogen organic cracking resistance according to an embodiment of the present invention can secure a thickness and physical properties suitable for a pressure vessel.
  • a method of manufacturing a steel material excellent in resistance to organic cracking due to hydrogen comprising: firstly heating a slab having the above composition; Pressing the primary heated slab longitudinally and widthwise; Selectively heating second slabs in the longitudinal direction and the widthwise direction to reduce the slab thickness in the thickness direction; The slab in the thickness direction is thirdly heated, hot-rolled and air-cooled to room temperature to provide a steel material; The steel material may be quenched and heat-treated and then cooled to room temperature.
  • composition and content of the slab of the present invention corresponds to the composition and content of the steel described above, and the composition and content of the slab of the present invention are replaced with descriptions of the composition and content of the steel described above .
  • the slab having the above composition can be firstly heated in a temperature range of 1150 to 1250 ⁇ ⁇ .
  • the primary heating temperature of the present invention may be at least 1150 ° C.
  • the slab primary heating temperature of the present invention can be limited to 1250 DEG C or more.
  • a forging process may be carried out in which the slab is pressed down in the longitudinal direction, the width direction and the thickness direction.
  • the lengthwise pressing down, the widthwise pressing and the thicknesswise pressing down will be described in more detail.
  • the order of performing the longitudinal depression and the widthwise depression is not particularly limited, but it may be preferable to perform the depression in the width direction after the longitudinal depression is performed in view of the reduction of the porosity of the slab.
  • the longitudinal rolling reduction amount for securing the effect of decreasing the porosity due to the widthwise reduction may be 10% or more. However, if the widthwise reduction amount is excessive, buckling of the slab may be caused, so that the longitudinal rolling reduction amount of the present invention may be 20% or less.
  • the longitudinal rolling reduction temperature is a temperature range in consideration of the widthwise rolling reduction temperature, and the longitudinal rolling reduction temperature for ensuring a sufficient reduction in rolling can be 1100 ° C or more.
  • the upper limit of the longitudinal rolling reduction temperature in the present invention is not particularly limited, but the upper limit of the longitudinal rolling reduction temperature in consideration of the primary heating temperature may be 1200 ⁇ .
  • the widthwise reduction amount for attaining this effect can be 10% or more.
  • the widthwise reduction amount is excessive, a forging crack of the slab may occur, and the upper limit of the widthwise reduction amount of the present invention may be limited to 30%.
  • it may be carried out at a temperature of 1050 DEG C or more in the widthwise direction.
  • the upper limit of the widthwise reduction temperature is not particularly limited in the present invention, the upper limit of the widthwise reduction temperature in consideration of the primary heating temperature and the longitudinal reduction temperature may be 1150 ⁇ .
  • the slab in which the longitudinal direction pressing and widthwise pressing is completed can be pressed down in the thickness direction.
  • the secondary heating of the slab may be performed only when the temperature of the slab provided in the thickness direction is lower than a certain level. That is, the secondary heating can be selectively performed, and the temperature of the slab as a reference for whether or not the secondary heating is performed can be 950 ° C.
  • the temperature of the slab provided under the thickness direction rolling is 950 DEG C or less, an appropriate amount of reduction can not be ensured due to an increase in the deformation resistance of the slab, and a forging crack is likely to occur.
  • the slab when the temperature of the slab provided in the thickness direction reduction is 950 DEG C or less, the slab can be secondarily heated to a temperature range of 1000 to 1140 DEG C, and when the temperature of the slab provided in the thickness direction reduction exceeds 950 DEG C , The secondary heating may be omitted and the thicknesswise reduction may be carried out.
  • the thickness reduction amount for effectively finely reducing the pore size can be 30% or more.
  • the maximum size of the internal voids of the slab in which the thicknesswise reduction is completed may be 1 ⁇ ⁇ or less and the fraction occupied by the voids based on the section of the slab in which the thicknesswise reduction is completed may be 3% or less.
  • the slab having been subjected to the rolling in the axial direction, the width direction and the thickness direction is subjected to tertiary heating in a temperature range of 1000 to 1140 DEG C and then hot rolling in a temperature range of 1000 to 1140 DEG C to provide a hot rolled steel sheet.
  • Hot rolling may be performed at a temperature of 1000 ⁇ ⁇ or higher for the purpose of enhancing precipitation strengthening by NbC and grain refining effect by solid solution strengthening of Nb. If the hot rolling temperature is lower than 1000 ⁇ , the Nb solubility drops to 70% or lower, and therefore the precipitation strengthening by NbC and the solid solution strengthening effect of Nb can not be sufficiently exhibited.
  • the finish rolling finish temperature of the hot-rolled steel sheet may be Ar 3 + 20 ° C or higher. After completion of hot-rolling, the hot-rolled steel sheet may be cooled to room temperature by air cooling.
  • the reduction amount of the hot rolling can be determined by the thickness of the final steel, and the preferable hot rolling reduction amount may be 30 to 75%. Further, when the average grain size of the austenite structure at the center of the steel material immediately after the end of the hot rolling is excessively coarse, it is impossible to secure a certain level of austenite grains even after the normalizing heat treatment, . Therefore, the present invention can limit the average crystal grain size of the austenite structure in the center of the steel material immediately after the completion of the hot rolling to 70 mu m or less.
  • the steel material of the present invention is a post material having a thickness of 100 to 300 mm, the size of the pores may not be greatly affected even by hot rolling. Therefore, the maximum pore size in the steel after hot rolling can also be less than 1 ⁇ .
  • the hot-rolled steel sheet cooled to room temperature can be subjected to normalizing heat treatment by fourth heating to a temperature range of 850 to 950 ° C and holding for 15 to 50 minutes.
  • the fourth heating temperature may be limited to 850 ⁇
  • the upper limit of the fourth heating temperature may be limited to 950 ⁇ to prevent coarsening of the NbC and VC precipitates .
  • the holding time of the fourth heating may be limited to 15 minutes or more
  • the upper limit of the holding time of the fourth heating may be limited to 50 minutes in order to prevent precipitation coarsening and crystal grain coarsening .
  • the average grain size of the austenite structure at the center of the hot-rolled steel sheet immediately after the end of the heat treatment by the quaternary heating is reduced to the level of 30 mu m.
  • the strength of the final steel and the low temperature toughness can be effectively ensured.
  • the grain size immediately after the heat treatment by the fourth heating exceeds 30 ⁇ , the Charpy impact energy of 250 J at -46 ⁇ can not be satisfied due to the increase of DBTT required in the final product, so that immediately after the heat treatment by the fourth heating Of the average grain size of the austenite structure should be kept at a level of 30 ⁇ or less.
  • Hot rolled steel sheets were produced on the slabs having the composition shown in Table 1 under the conditions shown in Table 2 below.
  • the slab was heated at 1200 ° C, and the reduction rate in the longitudinal direction was 15%.
  • Conditions J and M show that the temperature of the slab was less than the rolling reduction temperature in the thickness direction, and the rolling in the thickness direction was carried out without performing the secondary heating.
  • the composition content and the manufacturing conditions of the present invention are all satisfied.
  • the maximum pore size after rolling in the thickness direction is 1 ⁇ or less, the tensile strength is 500 MPa or more, the Charpy impact absorption energy , And the hydrogen organic crack crack length ratio of 5% or more.
  • Comparative Example 1 when the content of C exceeds the range of the present invention, it can be confirmed that the tensile strength after normalizing is very high at 642 MPa according to the excess of pearlite pearlite fraction. As a result, it can be confirmed that the hydrogen organic cracking property and the low-temperature impact toughness value are slightly improved.
  • the average pore size Is 30 ⁇ m or more, and the hydrogen organic crack crack length ratio (CLR) is about 33%.
  • Comparative Example 6 the width in the widthwise direction during the forging process was less than the range of the present invention, so that the width of the slab for the reduction in the thickness direction could not be ensured and the coarse voids in the slab were not compressed.
  • CLR hydrogen organic cracking length ratio
  • Comparative Example 7 it was confirmed that the coarse voids in the slab were not squeezed because the thickness reduction amount was less than the range of the present invention. Therefore, it can be confirmed that the hydrogen-organic cracking length ratio (CLR) of the comparative example 7 is also about 39%, and the hydrogen-organic cracking property is greatly improved.
  • CLR hydrogen-organic cracking length ratio
  • Comparative Example 8 it was confirmed that the coarse voids in the slab were not squeezed because the thickness reduction amount in the thickness direction and the falling temperature in the thickness direction were below the range of the present invention. Therefore, it can be confirmed that the hydrogen-organic cracking length ratio (CLR) of the comparative example 8 is also about 34%, and the hydrogen-organic cracking property is greatly improved.
  • CLR hydrogen-organic cracking length ratio
  • a steel material excellent in hydrogen organic cracking resistance according to an embodiment of the present invention and a method of manufacturing the same can provide a steel material having a thickness suitable for a pressure vessel, effectively securing hydrogen organic cracking resistance, and a method of manufacturing the same have.

Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.0015% 이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Mo: 0.01~0.15%, Cu: 0.01~0.50%, Ni: 0.05~0.50%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 100~300mm의 두께를 가지고, 내부에 형성된 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하일 수 있다.

Description

수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
본 발명은 황화수소 분위기에서 사용되는 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 수소유기균열(HIC) 저항성을 효과적으로 확보한 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
석유화학 제조설비, 저장탱크 등에 사용되는 압력용기 강재는 사용시간 증대에 따라 설비의 대형화 및 강재의 후물화 경향이 지속되고 있다. 또한, 대형 구조물에 적용 시 모재 및 용접부의 구조적 안정성을 확보하기 위하여, 탄소 당량(Ceq)을 낮추고 불순물을 극한으로 제어하는 추세이다. 더욱이, H2S가 다량으로 함유된 원유의 생산이 증대되는바, 수소유기균열(HIC)에 대한 저항 특성 기준이 더욱 까다로워 지고 있는 현실이다.
강재의 수소유기균열(HIC) 발생 원리를 살펴보면 다음과 같다. 원유에 함유된 습윤 황화수소에 강재 표면이 접촉함에 따라 부식이 발생하고, 강재의 부식에 의해 발생된 수소원자는 강재 내부로 침입 및 확산하여 강재 내부에서 원자 상태로 존재하게 된다. 강재 내부로 침입 및 확산된 수소원자는 수소가스의 형태로 분자화되어 가스 압력을 발생하며, 이러한 압력에 의해 강재 내부의 취약한 조직(예를 들어, 개재물, 편석대, 내부공극 등)에서 취성균열이 유발된다. 사용 시간의 경과 및 지속적인 하중 인가 등에 의해 균열은 점차 성장하며, 최종적으로 강재의 파괴를 야기하게 된다.
황화수소 분위기 하에서 사용되는 강재의 수소유기균열 저항성을 향상시키기 위하여 다양한 기술들이 개발되었으며, 대표적인 기술에는 1) Cu 등의 원소를 첨가하는 방법, 2) 크랙이 쉽게 발생 및 전파하는 경화 조직(예를 들어, 펄라이트 등)을 최소화하거나 그 형상을 제어하는 방법, 3) NACT, QT, DQT 등의 수처리를 통하여 템퍼드 마르텐사이트, 템퍼드 베이나이트 등의 경질조직으로 기지조직을 제어함으로써 균열 형성에 대한 저항성을 증가시키는 방법 및 4) 균열의 개시점으로 작용 가능한 강재 내부의 개재물 등의 내부결함을 제어하는 방법 등을 예로 들 수 있다.
하지만, 이러한 기술들은 두께가 두꺼운 후물 강판에는 적용의 한계가 존재하며, 특히, 두께 100~300mm, 인장강도 500MPa급의 강재에 적용 시 충분한 수소유기균열 저항 특성을 확보하지 못하는 문제점이 존재한다.
(특허문헌 1) 일본 특허공개공보 특개2003-013175호(2003.01.15. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.0015% 이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Mo: 0.01~0.15%, Cu: 0.01~0.50%, Ni: 0.05~0.50%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 100~300mm의 두께를 가지고, 내부에 형성된 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하일 수 있다.
상기 강재는 70면적% 이상의 페라이트 조직 및 잔부 펄라이트 조직을 미세조직으로 포함할 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.20% 및 Ca: 0.0005~0.004% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강재는 500MPa 이상의 인장강도를 가지고, -46℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 250J 이상이며, 수소유기균열 크랙 길이비가 5% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.0015% 이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Mo: 0.01~0.15%, Cu: 0.01~0.50%, Ni: 0.05~0.50%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1차 가열하고; 상기 1차 가열된 슬라브를 길이방향 및 폭방향 압하하고; 상기 길이방향 및 폭방향 압하된 슬라브를 선택적으로 2차 가열하여 두께방향 압하하고; 상기 두께방향 압하된 슬라브를 3차 가열하여 열간압연하고 상온까지 공랭하여 강재를 제공하고; 상기 강재를 4차 가열하여 열처리 하고 상온까지 공랭하여 제조되며, 상기 두께방향 압하된 상기 슬라브의 내부 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하일 수 있다.
상기 강재의 두께는 100~300mm일 수 있다.
상기 1차 가열 온도는 1150~1250℃일 수 있다.
1100~1200℃의 온도범위에서 10~20%의 압하량으로 상기 슬라브를 길이방향 압하할 수 있다.
1050~1150℃의 온도범위에서 10~30%의 압하량으로 상기 슬라브를 폭방향 압하할 수 있다.
상기 길이방향 및 폭방향 압하된 슬라브의 온도가 950℃ 이하인 경우, 상기 슬라브를 1000~1140℃의 온도범위로 2차 가열할 수 있다.
30% 이상의 압하량으로 상기 슬라브를 두께방향 압하할 수 있다.
1000~1140℃의 온도범위로 상기 슬라브를 3차 가열하여 1000~1140℃의 온도범위에서 30~75%의 압하량으로 열간압연할 수 있다.
850~950℃의 온도범위로 상기 강재를 4차 가열하고 15~50분간 유지하여 열처리할 수 있다.
상기 열간압연된 강재 중심부의 오스테나이트 조직은 평균 70㎛ 이하의 결정립 크기를 가지며, 상기 4차 가열되어 열처리된 강재 중심부의 오스테나이트 조직은 평균 30㎛ 이하의 결정립 크기를 가질 수 있다.
상기 슬라브는, 중량%로, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.20% 및 Ca: 0.0005~0.004% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 압력용기용으로 특히 적합한 100~300mm의 두께를 구비함과 동시에 수소유기균열 저항성 및 저온인성을 효과적으로 확보한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명은 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.0015% 이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Mo: 0.01~0.15%, Cu: 0.01~0.50%, Ni: 0.05~0.50%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C: 0.10~0.25%
C은 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로, 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 첨가효과를 얻기 위해 C 함량의 하한을 0.10%로 제한할 수 있다. 다만, C가 과다하게 첨가되는 경우, 중심부 편석도가 높아지고, 공냉과정에서 페라이트, 베이나이트의 혼합조직 및 MA 조직 등이 형성되어 강도나 경도가 과도하게 높아질 수 있다. 따라서, 본 발명은 C 함량의 상한을 0.25%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 C 함량은 0.10~0.25% 일 수 있다. 바람직한 C 함량은 0.10~0.20% 일 수 있으며, 보다 바람직한 C 함량은 0.10~0.15% 일 수 있다.
Si: 0.05~0.50%
Si는 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로, 청정강 제조에 필수적인 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 Si 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, Si의 첨가량이 과다한 경우, MA 조직을 생성시키고, 페라이트의 기지강도를 지나치게 증대시키므로, 내수소유기균열 특성 및 충격인성 등의 열화를 초래할 수 있는바, 본 발명은 Si 함량의 상한을 0.50%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Si 함량은 0.05~0.50% 일 수 있다. 바람직한 Si 함량은 0.05~0.40% 일 수 있으며, 보다 바람직한 Si 함량은 0.20~0.35% 일 수 있다.
Mn: 1.0~2.0%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고, 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이다. 또한, Mn은 경화능 향상으로 인해 느린 냉각속도에서도 저온변태상을 생성시킬 수 있으므로, 최종 열처리 후 공랭 시 베이나이트 저온상을 확보하기 위한 주요한 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 Mn 함량의 하한을 1.0%로 제한할 수 있다. 다만, Mn 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 중심편석이 증대되며, S와 결합하여 형성된 MnS 개재물의 분율이 증대되어 내수소유기균열 특성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 Mn 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mn 함량은 1.0~2.0% 일 수 있다. 바람직한 Mn 함량은 1.0~1.7% 일 수 있으며, 보다 바람직한 Mn 함량은 1.0~1.5%일 수 있다.
Al: 0.005~0.1%
Al은 상기 Si과 더불어 제강공정에서 강력한 탈산제로 작용하는 원소이며, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 Al 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, Al의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 탈산의 결과물로 생성되는 조대한 산화성 개재물(Al2O3)이 다량 형성되며, 이러한 산화성 개재물은 정련 공정에 의하더라도 완전 제거되지 않고 최종 제품에 잔존하여 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 Al 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Al 함량은 0.005~0.1% 일 수 있다. 바람직한 Al 함량은 0.005~0.05% 일 수 있으며, 보다 바람직한 Al 함량은 0.035~0.05% 일 수 있다.
P: 0.010% 이하
P은 제강공정에서 불가피하게 함유되는 원소로서, 결정립계에 취성을 유발하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위하여 P의 함량을 0.010% 이하로 제한할 수 있다.
S: 0.0015% 이하
S 역시 제강공정에서 불가피하게 함유되는 원소로서, 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위하여 S 함량을 0.0015% 이하로 제한할 수 있다.
Nb: 0.001~0.03%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재의 강도를 향상시키는 원소이다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는, 압연시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되며, 미세하게 석출된 NbC는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 Nb 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, Nb의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 미용해된 Nb가 TiNb(C,N)형태로 생성되어 충격인성 및 수소유기균열 저항성이 열위해질 수 있는바, 본 발명은 Nb 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Nb 함량은 0.001~0.03% 일 수 있다. 바람직한 Nb 함량은 0.005~0.02% 일 수 있으며, 보다 바람직한 Nb 함량은 0.007~0.015% 일 수 있다.
V: 0.001~0.03%
V는 재가열시 거의 모두 재고용되는 원소이며, 후속하는 압연 공정 등에서 석출이나 고용에 의한 강도 강화 효과는 미비한 원소이나, 이후의 열처리 과정에서 매우 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, V은 최종 열처리 후 오스테나이트의 소입성을 증대시며 공냉 베이나이트의 분율을 증대시킬 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위하여 V 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, V의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 용접부의 강도 및 경도를 지나치게 증대시킴으로써 표면크랙 등의 요인으로 작용할 수 있는바, 본 발명의 V 함량의 상한은 0.03%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 V 함량은 0.001~0.03% 일 수 있다. 바람직한 V 함량은 0.005~0.02% 일 수 있으며, 보다 바람직한 V 함량은 0.007~0.015% 일 수 있다.
Mo: 0.01~0.15%
Mo는 템퍼링 또는 용접 후 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유효한 원소로서, P 등의 불순물이 입계에 편석하여 유발되는 인성저하 효과적으로 방지하는 원소이다. 또한, Mo는 페라이트 내 고용강화 원소로써, 기지상의 강도를 증대시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 Mo 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, Mo는 고가의 원소이므로, 과다하게 첨가하는 경우 경제성 측면에서 바람직하지 않으므로, 본 발명은 Mo 함량의 상한을 0.15%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mo 함량은 0.01~0.15% 일 수 있다.
Cu: 0.01~0.50%
Cu는 페라이트 내에서 고용강화에 의해 기지상의 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이며, 습윤 황화수소 분위기에서 모재의 부식을 효과적으로 억제하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 Cu 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, Cu의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 경제적으로 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 강판의 표면에 스타크랙을 유발할 가능성이 높아지므로, 본 발명은 Cu 함량의 상한을 0.50%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Cu 함량은 0.01~0.50% 일 수 있다.
Ni: 0.05~0.50%,
Ni은 저온에서 적층결함을 증대시켜 전위의 교차슬립(Cross slip)이 용이하게 발생하게 하며, 그에 따라 충격인성 및 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는 중요한 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위하여 Ni 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, Ni의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 경제적 측면에서 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 경화능이 과도하게 상승될 수 있는바, 본 발명은 Ni 함량의 상한을 0.50%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ni 함량은 0.05~0.50% 일 수 있다. 바람직한 Ni 함량은 0.10~0.40% 일 수 있으며, 더욱 바람직한 Ni 함량은 0.10~0.30% 일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 의한 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 중량 %로, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.20% 및 Ca: 0.0005~0.004% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
Ti: 0.001~0.03%,
Ti은 재가열시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제하며, 그에 따라 저온인성을 크게 향상시키는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 얻기 위해 Ti 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, Ti의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의해 저온인성이 감소될 우려가 있으며, N과 결합하여 중심부에 조대한 TiN 석출물의 형성하여 수소유기균열의 개시점으로 작용할 수 있는바, 본 발명은 Ti 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ti 함량은 0.001~0.03% 일 수 있다. 바람직한 Ti 함량은 0.011~0.025% 일 수 있으며, 보다 바람직한 Ti 함량은 0.013~0.018% 일 수 있다.
Cr: 0.01~0.20%,
Cr은 고용에 의해 항복강도 및 인장강도를 증대시키는 효과는 미비하나, 이후의 템퍼링이나 용접 후 열처리 동안 시멘타이트의 분해 속도를 늦춤으로써 강도의 하락을 효과적으로 방지하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위해 Cr 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, Cr의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 경제성 측면에서 바람직하지 않을 뿐만 아니라, M23C6등과 같은 Cr-Rich 탄화물의 크기 및 분율이 증대되어 충격인성을 크게 하락시킬 수 있는바, 본 발명은 Cr 함량의 상한을 0.20%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Cr 함량은 0.01~0.20%일 수 있다.
Ca: 0.0005~0.004%,
Al에 의한 탈산 후 Ca을 첨가하면, MnS 개재물을 형성하는 S와 결합하여 MnS의 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 수소유기균열에 의한 크랙의 발생을 억제할 수 있다. 따라서, 본 발명은 충분한 CaS를 형성하기 위해 Ca 함량의 하한을 0.0005%로 제한할 수 있다. 다만, Ca의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, CaS를 형성하고 잔존하는 Ca가 O와 결합하여 조대한 산화성 개재물을 형성하며, 이러한 조대한 산화성 개재물은 압연시 연신 및 파괴되어 수소유기균열을 조장하는바, 본 발명은 Ca 함량의 상한을 0.004%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ca 함량은 0.0005~0.004% 일 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물일 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
이하 본 발명의 공극에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 구현례에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 내부에 형성된 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하일 수 있다.
강재의 내부에 형성된 공극은 균열의 개시점으로 작용할 수 있는바, 수소유기균열 저항성을 확보하기 위해서는 공극의 크기 및 분율을 적정 수준으로 관리해야 한다. 특히, 본 발명의 강재과 같이 두께가 두꺼운 후물재의 경우, 강재 내부의 공극의 분율보다는 개별 공극 중 조대한 공극이 존재하는지 여부가 수소유기균열의 발생에 지대한 영향을 미치는바, 본 발명은 강재 내부에 형성되는 공극 크기를 일정 수준 이하로 제한하여 수소유기균열 저항성을 확보하고자 한다. 따라서, 본 발명의 강재 내부에 형성된 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하일 수 있다.
더불어, 본 발명의 일 구현례에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는 100~300mm 수준의 두께를 가지는 극후물 열연강판인바, 열간압연이 최종 강재 내부에 형성된 공극의 크기에 미치는 영향은 미비한 수준이다. 즉, 최종 강재 내부에 형성된 공극의 크기는 열간압연에 제공되는 슬라브에 형성된 공극 크기에 종속되는 요소이므로, 본 발명은 단조가공에 의해 슬라브에 형성된 공극을 최소화하며, 그에 따라 최종 강재 내부의 공극 크기를 최소화하고자 한다.
이하 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 구현례에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 70면적% 이상의 페라이트 조직 및 잔부 펄라이트 조직을 포함할 수 있다.
노말라이징 열처리를 통해 제공되는 강재는 페라이트 조직 및 펄라이트 조직의 혼합조직을 가질 수 있으며, 이들 조직을 가지는 강재는 펄라이트 조직의 분율에 의해 강도가 결정될 수 있다. 펄라이트 조직이 30면적%를 초과하는 경우, 강재의 강도는 증가하는 반면 충격 인성이 저하되는바, 본 발명은 인장강도 500MPa 이상, -46℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 250J을 확보하기 위하여, 페라이트 조직의 면적비율을 70% 이상으로 제한할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 구현례에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는, 100~300mm의 두께를 가지는 후물재이며, 인장강도 500MPa 이상, -46℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 250J 이상, 수소유기균열 크랙 길이비 5% 이하를 만족할 수 있다. 따라서, 본 발명의 구현례에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재는 압력용기용으로 적합한 두께 및 물성을 확보할 수 있다.
이하 본 발명의 제조공정에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법은, 전술한 조성으로 구비되는 슬라브를 1차 가열하고; 상기 1차 가열된 슬라브를 길이방향 및 폭방향 압하하고; 상기 길이방향 및 폭방향 압하된 슬라브를 선택적으로 2차 가열하여 두께방향 압하하고; 상기 두께방향 압하된 슬라브를 3차 가열하여 열간압연하고 상온까지 공랭하여 강재를 제공하고; 상기 강재를 4차 가열하여 열처리하고 상온까지 공랭할 수 있다.
본 발명의 슬라브의 조성 및 그 함량은 전술한 강재의 조성 및 그 함량과 대응하는바, 본 발명의 슬라브의 조성 및 그 함량에 대한 설명은 전술한 강재의 조성 및 그 함량에 대한 설명으로 대신한다.
슬라브의 1차 가열
전술한 조성으로 구비되는 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위에서 1차 가열할 수 있다. 슬라브의 폭방향 압하 시 슬라브 내부의 공극을 효과적으로 압착하기 위해, 본 발명의 1차 가열온도는 1150℃ 이상일 수 있다. 다만, 1차 가열 온도가 과다하게 높은 경우, 슬라브의 표면에 지나친 산화 스케일이 발생하며, 로 운영에 원가경쟁력이 떨어지는바, 본 발명의 슬라브 1차 가열온도는 1250℃ 이상으로 제한할 수 있다.
슬라브의 1차 가열 이후 슬라브의 길이방향, 폭방향 및 두께방향에 대해 각각 압하하는 단조 공정이 진행될 수 있다. 이하, 각각의 길이방향 압하, 폭방향 압하 및 두께방향 압하에 대해 보다 상세히 설명한다.
길이방향 압하 및 폭방향 압하
1차 가열된 슬라브에 대해 길이방향 압하(up-setting) 및 폭방향 압하(cogging)을 순차적으로 실시할 수 있다. 길이방향 압하 및 폭방향 압하의 실시 순서는 특별히 구속되는 것은 아니나, 길이방향 압하를 실시한 후 폭방향 압하를 실시하는 것이 슬라브의 공극률 축소 측면에서 보다 바람직할 수 있다.
길이방향 압하는 1100~1200℃의 온도범위에서 10~20%의 압하량으로 실시될 수 있다. 폭방향 압하에 따른 공극률 감소의 효과를 확보하기 위한 길이방향 압하량은 10% 이상일 수 있다. 다만, 폭방향 압하량이 과다한 경우, 슬라브의 좌굴(buckling)을 유발할 수 있는바, 본 발명의 길이방향 압하량은 20% 이하일 수 있다. 길이방향 압하온도는 폭방향 압하온도를 고려한 온도범위로, 폭방향 압하시 충분한 압하량을 확보하기 위한 길이방향 압하온도는 1100℃ 이상일 수 있다. 본 발명에서 길이방향 압하온도의 상한은 특별히 한정하지 않으나, 1차 가열온도를 고려한 길이방향 압하온도의 상한은 1200℃일 수 있다.
폭방향 압하에 의해 슬라브 내부의 공극의 크기가 감소하며, 그에 따라 슬라브의 공극률이 감소할 수 있다. 따라서, 이러한 효과를 달성하기 위한 폭방향 압하량은 10% 이상일 수 있다. 다만, 폭방향 압하량이 과다한 경우 슬라브의 단조 크랙이 발생할 수 있는바, 본 발명의 폭방향 압하량의 상한은 30%로 제한할 수 있다. 또한, 슬라브의 변형저항에 의한 압하력 저하를 방지하기 위해, 폭방향 압하는 1050℃ 이상의 온도에서 실시될 수 있다. 본 발명은 폭방향 압하온도의 상한을 특별히 한정하지는 않으나, 1차 가열온도 및 길이방향 압하온도를 고려한 폭방향 압하온도의 상한은 1150 ℃일 수 있다.
슬라브의 선택적 2차 가열 및 두께방향 압하
길이방향 압하 및 폭방향 압하가 완료된 슬라브는 두께방향으로 압하될 수 있다. 이때, 두께방향 압하에 제공되는 슬라브의 온도가 일정 수준 이하인 경우에 한하여, 슬라브의 2차 가열이 실시될 수 있다. 즉, 2차 가열은 선택적으로 실시될 수 있으며, 2차 가열 실시 여부의 기준이 되는 슬라브의 온도는 950℃ 일 수 있다. 두께방향 압하에 제공되는 슬라브의 온도가 950℃ 이하인 경우, 슬라브의 변형저항 증대로 적절한 압하량을 확보할 수 없으며, 단조 크랙이 발생할 가능성이 높기 때문이다. 따라서, 두께방향 압하에 제공되는 슬라브의 온도가 950℃ 이하인 경우, 슬라브를 1000~1140℃의 온도범위로 2차 가열할 수 있으며, 두께방향 압하에 제공되는 슬라브의 온도가 950℃를 초과하는 경우, 2차 가열을 생략하고 두께방향 압하가 실시될 수 있다.
슬라브 내부의 공극 크기는 두께방향 압하량에 의해 최종적으로 결정되는바, 공극 크기를 효과적으로 미세화하기 위한 두께방향 압하량은 30% 이상일 수 있다. 두께방향 압하가 완료된 슬라브의 내부 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하일 수 있으며, 두께방향 압하가 완료된 슬라브의 단면을 기준으로 공극이 차지하는 분율은 3면적% 이하일 수 있다.
슬라브의 3차 가열 및 열간압연
축방향, 폭방향 및 두께방향을 압하가 완료된 슬라브를 1000~1140℃의 온도범위로 3차 가열한 후 1000~1140℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하여 열연강판을 제공할 수 있다. NbC 에 의한 석출강화 및 Nb의 고용강화에 의한 결정립 미세화 효과를 위해, 열간압연은 1000℃ 이상에서 실시될 수 있다. 열간압연 온도가 1000℃ 미만인 경우, Nb의 고용량이 70% 이하의 수준으로 떨어지기 때문에, NbC에 의한 석출강화 및 Nb의 고용강화 효과를 충분히 발휘할 수 없기 때문이다. 다만, 열간압연의 온도가 과다하게 높은 경우, 지나친 산화스케일이 과도하게 형성되고, 고온 취성 결함이 발생할 가능성이 높아지는바, 본 발명은 열간압연 온도의 상한을 1140℃로 제한할 수 있다. 열연강판의 마무리압연 종료온도는 Ar3+20℃ 이상일 수 있으며, 열간압연 종료 후 열연강판은 공랭에 의해 상온까지 냉각될 수 있다.
열간압연의 압하량은 최종 강재의 두께에 의해 결정될 수 있으며, 바람직한 열간압연 압하량은 30~75% 일 수 있다. 또한, 열간압연 종료 직후의 강재 중심부의 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기가 과다하게 조대한 경우, 노멀라이징 열처리 이후에도 일정 수준 이하의 오스테나이트 결정립도의 확보가 불가능하며, 그에 따라 최종 강재의 저온충격인성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 열간압연 종료 직후의 강재 중심부의 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기를 70㎛ 이하로 제한할 수 있다.
또한, 본 발명의 강재는 두께는 100~300mm의 후물재이므로, 열간압연에 의하더라도 공극의 크기는 큰 영향을 받지 않을 수 있다. 따라서, 열간압연 종료 후의 강재 내부의 공극 최대 크기 역시 1㎛ 이하일 수 있다.
강재 4차 가열 및 공랭
상온까지 냉각된 열연강판을 다시 850~950℃의 온도범위로 4차 가열하고, 15~50분간 유지함으로써 노말라이징(normalizing) 열처리할 수 있다. 조직의 충분한 오스테나이트 조직의 균질화를 위해 4차 가열 온도는 하한을 850℃로 제한할 수 있으며, NbC 및 VC 석출물의 조대화를 방지하기 위해 4차 가열온도의 상한을 950℃로 제한할 수 있다. 오스테나이트 조직의 균질화를 위해 4차 가열의 유지 시간을 15분 이상으로 제한할 수 있으며, 석출물 조대화 및 결정립 조대화를 방지하기 위해 4차 가열의 유지시간의 상한을 50분으로 제한할 수 있다.
4차 가열에 의한 열처리 종료 직후의 열연강판 중심부의 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기는 30㎛ 수준으로 미세화 되는바, 최종 강재의 강도 및 저온인성을 효과적으로 확보할 수 있다. 특히, 4차 가열에 의한 열처리 직후의 결정립 크기가 30㎛를 초과하는 경우, 최종 제품에서 요구하는 DBTT의 증대로 -46℃에서의 샤르피 충격에너지 250J을 만족할 수 없으므로, 4차 가열에 의한 열처리 직후의 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기를 30㎛ 이하의 수준으로 확보하여야만 한다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
표 1의 조성으로 구비되는 슬라브에 대해, 아래의 표 2의 조건으로 열연강판을 제조하였다. 1200℃에서 슬라브를 가열하였으며, 길이방향 압하의 압하량은 15%로 동일하게 적용하였다. 또한, 조건 J 및 M은 슬라브의 온도가 두께방향 압하온도에 미달하였으며, 2차 가열을 실시하지 않고 두께방향 압하를 실시하였다.
강종 합금조성 (중량%), (* P, S 및 Ca는 중량 기준ppm단위임)
C Si Mn Al P* S* Nb V Ti Cr Mo Cu Ni Ca*
1 0.18 0.35 1.13 0.035 80 8 0.007 0.001 0.011 0.01 0.05 0.05 0.1 35
2 0.17 0.31 1.12 0.031 70 6 0.01 0.001 0.001 0.01 0.05 0.01 0.25 27
3 0.18 0.32 1.21 0.032 51 5 0.011 0.001 0.01 0.02 0.07 0.01 0.15 21
4 0.19 0.35 1.09 0.033 83 5 0.001 0.007 0.012 0.05 0.08 0.03 0.07 23
5 0.17 0.36 1.1 0.035 75 5 0.001 0.012 0.005 0.01 0.08 0.2 0.12 16
6 0.31 0.35 1.15 0.031 81 9 0.007 0.007 0.013 0.1 0.12 0.35 0.35 22
7 0.16 0.33 2.45 0.032 80 6 0.015 0.015 0.01 0.01 0.06 0.05 0.15 22
8 0.18 0.37 1.12 0.031 71 31 0.001 0.013 0.011 0.02 0.07 0.1 0.13 32
9 0.15 0.35 1.10 0.035 83 8 0.0001 0.0002 0.007 0.01 0.06 0.11 0.19 34
10 0.18 0.31 1.15 0.031 70 8 0.006 0.001 0.001 0.01 0.05 0.01 0.1 30
11 0.17 0.33 1.16 0.035 71 9 0.001 0.001 0.013 0.07 0.06 0.09 0.12 25
12 0.16 0.3 1.15 0.035 73 10 0.005 0.007 0.001 0.08 0.05 0.01 0.1 31
13 0.18 0.35 1.1 0.031 72 8 0.001 0.012 0.012 0.05 0.06 0.05 0.13 27
14 0.19 0.36 1.23 0.036 81 7 0.004 0.019 0.001 0.08 0.06 0.05 0.15 31
15 0.17 0.38 1.31 0.031 62 6 0.001 0.015 0.013 0.01 0.06 0.01 0.17 29
강종 조건 단조공정 열연공정 열처리공정
길이방향압하온도(℃) 폭방향압하온도(℃) 폭방향압하량(%) 두께방향압하온도(℃) 두께방향압하량(%) 가열온도(℃) 압하량(%) 온도(℃) 시간(min)
1 A 1,152 1,053 15 995 35 1121 34 910 17
2 B 1,158 1,062 17 1001 41 1130 55 899 18
3 C 1,170 1,075 29 1010 39 1111 71 863 17
4 D 1,183 1,051 21 1008 43 1102 39 880 20
5 E 1,222 1,100 16 1031 51 1059 51 913 21
6 F 1,212 1,152 25 1110 50 1003 50 920 22
7 G 1,159 1,153 24 1121 43 1135 49 915 20
8 H 1,233 1,156 21 1130 45 1126 41 911 37
9 I 1,251 1,137 28 1110 51 1131 48 900 41
10 J 981 935 7 작업불가 작업불가 1141 42 910 20
11 K 1170 1131 9 1100 39 1131 51 890 18
12 L 1198 1051 28 1100 3 1131 51 887 24
13 M 1131 1054 27 853 4 1150 42 884 30
14 N 1184 1053 26 1117 39 940 31 890 25
15 O 1160 1055 29 1003 45 1135 59 980 107
표 1 및 표 2에 의해 제조된 강재의 평균 곡극 크기, 오스테나이트 결정립의 크기, 수소유기균열 크랙 길이비(HIC Crack Length Ratio), -46℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지 및 인장강도를 측정하였으며, 그 결과는 아래의 표 3과 같다.
구분 조건 펄라이트 면적분율(%) 최대 공극 크기(㎛) 오스테나이트 결정립도 (㎛) HICCLR (%) -46ºC 샤르피 충격 흡수 에너지(J) 인장강도(MPa) 비고
단조후 압연후 노멀라이징후
폭방향압하후 두께방향압하후
1 A 22 12 0.1 163 63 27 0 250 500 발명예1
2 B 21 11 0.3 166 66 29 0 262 505 발명예2
3 C 21 10 0.2 159 58 25 0 254 509 발명예3
4 D 19 12 0.1 162 59 23 0 269 510 발명예4
5 E 19 15 0.5 167 64 22 0 277 511 발명예5
6 F 35 15 0.1 170 50 23 32 29 642 비교예1
7 G 23 17 0.2 182 59 24 22 152 511 비교예2
8 H 22 20 0.1 181 61 22 39 132 515 비교예3
9 I 20 11 0.5 180 66 25 0 255 431 비교예4
10 J 17 59 30 180 59 24 33 215 511 비교예5
11 K 18 27 16 183 55 23 44 250 512 비교예6
12 L 20 22 15 191 50 26 39 251 532 비교예7
13 M 21 27 18 185 50 24 34 262 522 비교예8
14 N 18 21 0.8 188 71 45 0 15 450 비교예9
15 O 19 25 1.5 184 56 27 0 20 488 비교예10
발명예 1 내지 5의 경우 본 발명의 조성함량 및 제조조건을 모두 만족하는바, 두께방향 압하 후의 최대 공극 크기가 1㎛ 이하이며, 500MPa 이상의 인장강도, 250J 이상의 -46℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지, 5% 이상의 수소유기균열 크랙 길이비를 모두 만족함을 확인할 수 있다.
비교예 1의 경우, C의 함량범위가 본 발명의 범위를 초과하는바, 펄라이트 펄라이트 분율 과다에 따라 노말라이징 후 인장강도가 642MPa로 매우 높은 수준임을 확인할 수 있으며, 높은 탄소함량으로 인하여 중심편석도가 증대되어 결과적으로 수소유기균열 특성 및 저온 충격인성 값이 다소 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 2 및 3의 경우 각각 Mn 및 S의 함량범위가 본 발명의 범위를 초과하는바, 단조가공 후의 공극률을 본 발명의 범위를 만족하나, 강판 중심부에 MnS 개재물이 생성되어 수소유기균열 크랙 길이비(CLR)가 각각 22% 및 39% 수준으로 수소유기균열 특성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
비교예 4의 경우, Nb 및 V의 함량범위가 본 발명의 범위에 미달되는바, 단조가공 후의 공극률은 낮은 수준으로 확보되었음에도 불구하고, 4차 열처리 과정에서 NbC나 VC와 같은 초미세석출물이 생성되지 않아 인장강도가 431MPa 수준으로 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 5의 경우, 단조가공시 길이방향 압하온도 및 폭방향 압하온도가 본 발명의 범위에 미달하므로, 두께방향 압하량이 충분히 확보되지 못한 경우로써, 폭방향 압하 후 및 두께방향 압하 후 평균공극 크기가 30㎛ 이상의 수준이며, 수소유기균열 크랙 길이비(CLR)가 33% 수준으로 수소유기균열 특성 역시 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 6의 경우, 단조가공 시 폭방향 압하량이 본 발명의 범위에 미달되는바, 두께방향 압하를 위한 슬라브의 폭이 확보되지 않아 슬라브 내의 조대 공극이 압착되지 않은 것을 확인할 수 있다. 비교예 6 역시 수소유기균열 크랙 길이비(CLR)가 44% 수준으로 수소유기균열 특성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
비교예 7의 경우, 두께방향 압하량이 본 발명의 범위에 미달되는바, 슬라브 내의 조대 공극이 압착되지 않은 것을 확인할 수 있다. 따라서, 비교예 7의 역시 수소유기균열 크랙 길이비(CLR)가 39% 수준으로 수소유기균열 특성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
비교예 8의 경우, 두께방향 압하량 및 두께방향 압하온도가 본 발명의 범위에 미달되는바, 슬라브 내의 조대 공극이 압착되지 않은 것을 확인할 수 있다. 따라서, 비교예 8의 역시 수소유기균열 크랙 길이비(CLR)가 34% 수준으로 수소유기균열 특성이 매우 열위함을 확인할 수 있다.
비교예 9의 경우, 열간압연 온도가 본 발명의 범위에 미달되는바, Nb 고용도가 저하되어 충격인성 및 인장강도를 충분히 확보하지 못한 것을 확인할 수 있다.
비교예 10의 경우, 4차 가열에 의한 열처리 온도가 본 발명의 범위에 미달되는바, 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법은, 압력용기용으로 적합한 두께를 가지면서도, 수소유기균열 저항성을 효과적으로 확보한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이상에서 실시예 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (15)

  1. 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.0015% 이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Mo: 0.01~0.15%, Cu: 0.01~0.50%, Ni: 0.05~0.50%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 100~300mm의 두께를 가지고, 내부에 형성된 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하인, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 70면적% 이상의 페라이트 조직 및 잔부 펄라이트 조직을 미세조직으로 포함하는, 수소유기 저항성이 우수한 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재는, 중량%로, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.20% 및 Ca: 0.0005~0.004% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 500MPa 이상의 인장강도를 가지고, -46℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지가 250J 이상이며, 수소유기균열 크랙 길이비가 5% 이하인, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재.
  5. 중량%로, C: 0.10~0.25%, Si: 0.05~0.50%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.0015% 이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Mo: 0.01~0.15%, Cu: 0.01~0.50%, Ni: 0.05~0.50%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1차 가열하고;
    상기 1차 가열된 슬라브를 길이방향 및 폭방향 압하하고;
    상기 길이방향 및 폭방향 압하된 슬라브를 선택적으로 2차 가열하여 두께방향 압하하고;
    상기 두께방향 압하된 슬라브를 3차 가열하여 열간압연하고 상온까지 공랭하여 강재를 제공하고;
    상기 강재를 4차 가열하여 열처리 하고 상온까지 공랭하되,
    상기 두께방향 압하된 상기 슬라브의 내부 공극의 최대 크기는 1㎛ 이하인, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강재의 두께는 100~300mm인, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 1차 가열 온도는 1150~1250℃인, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    1100~1200℃의 온도범위에서 10~20%의 압하량으로 상기 슬라브를 길이방향 압하하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  9. 제5항에 있어서,
    1050~1150℃의 온도범위에서 10~30%의 압하량으로 상기 슬라브를 폭방향 압하하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  10. 제5항에 있어서,
    상기 길이방향 및 폭방향 압하된 슬라브의 온도가 950℃ 이하인 경우, 상기 슬라브를 1000~1140℃의 온도범위로 2차 가열하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  11. 제5항에 있어서,
    30% 이상의 압하량으로 상기 슬라브를 두께방향 압하하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  12. 제5항에 있어서,
    1000~1140℃의 온도범위로 상기 슬라브를 3차 가열하여 1000~1140℃의 온도범위에서 30~75%의 압하량으로 열간압연하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  13. 제5항에 있어서,
    850~950℃의 온도범위로 상기 강재를 4차 가열하고 15~50분간 유지하여 열처리하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  14. 제5항에 있어서,
    상기 열간압연된 강재 중심부의 오스테나이트 조직은 평균 70㎛ 이하의 결정립 크기를 가지며,
    상기 4차 가열되어 열처리된 강재 중심부의 오스테나이트 조직은 평균 30㎛ 이하의 결정립 크기를 가지는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
  15. 제5항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, Ti: 0.001~0.03%, Cr: 0.01~0.20% 및 Ca: 0.0005~0.004% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 수소유기균열 저항성이 우수한 강재의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4089187A4 (en) * 2020-01-08 2023-01-04 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND METHOD OF MAKING THE SAME

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102289522B1 (ko) * 2019-11-22 2021-08-12 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조방법
KR102349426B1 (ko) * 2020-05-18 2022-01-11 현대제철 주식회사 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102475606B1 (ko) * 2020-09-16 2022-12-08 현대제철 주식회사 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102509355B1 (ko) * 2020-12-21 2023-03-14 주식회사 포스코 표면품질 및 내 라멜라티어링 품질이 우수한 스팀드럼용 극후물 강재 및 그 제조방법
CN113278878B (zh) * 2021-04-01 2022-09-30 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种厚度＞200～250mm抗氢致开裂压力容器钢板及其制造方法
CN115094316B (zh) * 2022-06-21 2023-06-20 日钢营口中板有限公司 一种心部低温冲击韧性优良的特厚钢板及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003013175A (ja) 2001-06-27 2003-01-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材
JP2012083525A (ja) * 2010-10-12 2012-04-26 Konica Minolta Business Technologies Inc 定着装置、画像形成装置
KR20120074638A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법
KR101359068B1 (ko) * 2009-04-02 2014-02-06 주식회사 포스코 강판 단조압연방법
KR20140056760A (ko) * 2012-10-31 2014-05-12 현대제철 주식회사 압력용기 강재 및 그 제조 방법
JP2016089188A (ja) * 2014-10-30 2016-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04329826A (ja) * 1991-04-30 1992-11-18 Nippon Steel Corp 耐水素誘起割れ性の優れた圧力容器用極厚鋼板の製造方法
JPH05287441A (ja) * 1992-04-10 1993-11-02 Nippon Steel Corp 応力下での耐水素誘起割れ性の良好な圧力容器用厚鋼板
KR100833071B1 (ko) 2006-12-13 2008-05-27 주식회사 포스코 내ｈｉｃ특성이 우수한 인장강도 600㎫급 압력용기용 강판및 그 제조 방법
CN101481780B (zh) * 2008-12-06 2012-03-14 燕山大学 超高强度高韧性易焊接超细奥氏体晶粒钢及其制造方法
KR20100076727A (ko) 2008-12-26 2010-07-06 주식회사 포스코 내ｈｉｃ 특성 및 피로 특성이 우수한 고강도 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR101271954B1 (ko) * 2009-11-30 2013-06-07 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR101322067B1 (ko) * 2009-12-28 2013-10-25 주식회사 포스코 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5299579B2 (ja) 2010-09-03 2013-09-25 新日鐵住金株式会社 耐破壊特性および耐ｈｉｃ特性に優れる高強度鋼板
KR101253959B1 (ko) * 2010-12-28 2013-04-16 주식회사 포스코 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법
JP5375933B2 (ja) * 2011-12-01 2013-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた厚鋼板
KR101417231B1 (ko) * 2011-12-28 2014-07-08 주식회사 포스코 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판 및 그 제조 방법
JP5974962B2 (ja) 2012-05-28 2016-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ＨＩＣ特性に優れたＣａを添加したアルミキルド鋼材の製造方法及び溶鋼のＣａ添加処理方法
JP2014189808A (ja) 2013-03-26 2014-10-06 Kobe Steel Ltd 耐水素誘起割れ性と曲げ性に優れた低降伏比型高強度鋼板
WO2015120189A1 (en) * 2014-02-05 2015-08-13 Arcelormittal S.A. Production of hic-resistant pressure vessel grade plates using a low-carbon composition
JP6222041B2 (ja) 2014-10-30 2017-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性能に優れた極厚鋼板およびその製造方法
KR20160075925A (ko) * 2014-12-19 2016-06-30 주식회사 포스코 수소유기균열(ｈｉｃ) 저항성 및 저온인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법
SG11201704242TA (en) * 2015-01-16 2017-06-29 Jfe Steel Corp Thick-walled high-toughness high-strength steel plate and method for manufacturing the same
JP6447426B2 (ja) 2015-09-04 2019-01-09 Ｊｆｅスチール株式会社 極厚鋼板及びその製造方法
KR101736638B1 (ko) 2015-12-23 2017-05-30 주식회사 포스코 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003013175A (ja) 2001-06-27 2003-01-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材
KR101359068B1 (ko) * 2009-04-02 2014-02-06 주식회사 포스코 강판 단조압연방법
JP2012083525A (ja) * 2010-10-12 2012-04-26 Konica Minolta Business Technologies Inc 定着装置、画像形成装置
KR20120074638A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법
KR20140056760A (ko) * 2012-10-31 2014-05-12 현대제철 주식회사 압력용기 강재 및 그 제조 방법
JP2016089188A (ja) * 2014-10-30 2016-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 厚鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3733904A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4089187A4 (en) * 2020-01-08 2023-01-04 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET, AND METHOD OF MAKING THE SAME

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Publication number Publication date
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