KR101105003B1 - 강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 유조선의 원유탱크 바닥과 같이 원유에 포함된 염수와 부식에 의하여 염수의 염기도가 낮아진 용액환경 내에서 우수한 전면부식 및 국부부식 저항성을 갖는 선박용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 강판은 C: 0.02~0.2중량%, Si: 0.05~1.5중량%, Mn: 0.2~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.03중량% 이하, Cu: 0.05~1.0중량%, Ni: 0.05~3.0중량%, Al: 0.01중량% 이하, N: 0.001~0.01중량%에 Mo: 0.02~0.5중량% 및 W: 0.02~0.5중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식으로 표현되는 주조균열지수가 5.5 미만, 또는 9 초과로 한다.

[관계식]

주조균열지수 = 1.2Cu - 0.5Ni + Mn + 55C

단, 여기서, Cu, Ni, Mn, C는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

국부부식, 공식, 선박용 강재, 강산, 염수용액, 주조균열

Description

강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판 및 그 제조방법{MANUFACTURING METHOD FOR STEEL PLATE WITH EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AT LOW PH CHLORIDE SOLUTION}

본 발명은 강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 유조선의 원유탱크 바닥과 같이 원유에 포함된 염수와 부식에 의하여 염수의 염기도가 낮아진 용액환경 내에서 우수한 전면부식 및 국부부식 저항성을 갖는 선박용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

선박에 사용되는 다양한 강재중 특히, 유조선용 원유탱크에 사용되는 강재는 원유탱크 내부의 환경에 의하여 매우 심각한 부식손상이 발생한다. 원유탱크 내면에서는 원유 중의 휘발성분이나 혼입해수, 유전염수중의 염분 방폭을 위해 탱크속으로 보내지는 불활성가스, 내부 기온차에 의한 결로등에 의해 다양한 형태의 부식이 진행되며, 그 부식속도 또한 일반염수환경에 비해서 월등히 크다. 특히, 원유탱커의 유도 바닥판에서는 직경 50mm 이하의 식공(Pit)들이 다수 발생하며, 식공들의 성장속도는 최대 4mm/y에 이르기도 한다. 원유탱크의 바닥판과 달리 상판에서 는 부식속도가 최대 0.3mm/y로 선체 설계시에 고려하는 부식에 의한 평균 쇠모속도인 0.1mm/y를 크게 초과하지는 않는다.

이러한 부식손상을 피하기 위하여 원유탱크 재료에 방식 도장을 실시하는 것이 일부 시행되고 있지만, 초기 도장 비용 및 향 후 재도장의 비용이 발생하고 일부 도장 결함부에서는 국부부식이 더욱 조장되는 경우가 있다. 또한 부식에 의한 두께 손실을 감안하여 강판두께를 더욱 두껍게 할 경우 강재비의 상승 뿐만 아니라 선박자체의 무게가 무거워지므로 연료소모량의 증가 등 여러가지 문제들이 발생하므로 최근들어 국부부식 및 전면부식에 대한 저항성이 우수한 선박용 강재의 개발이 요구되고 있다.

원유탱크내 부위별 부식형태 및 부식속도의 차이는 부식환경 및 부식기구의 차이에서 비롯된다. 원유탱크 상판에서는 원유에서 증발되는 H₂S 가스와 방폭을 위하여 투입되는 불활성가스중 CO₂, SO₂, O₂등의 가스가 기온차에 의해 강재표면에 형성된 결로와 반응하여 부식이 진행된다. 반면, 바닥판에서는 원유중에 포함된 염수나, 주변에서 유입된 해수에 의하여 부식이 시작되나, 부식되는 부위가 오일코팅층의 결함이 발생한 부위로 한정되어 있고, 이러한 국부적인 부위에서의 부식은 부식이 진행되면서, 부식부에 존재하는 염수를 산성화 시킨다. 부식에 의하여 발생되는 수소이온이 염수의 염소이온과 결함하고 부식부위에 계속 정체함으로 국부적 인 부식부위는 점점 산성화되고 산성화에 따라 부식속도는 점점 빨라지므로 매우 빠른 부식속도를 보이는 식공의 형태로 성장하게 된다. 실제로 운항중인 선박에서 발견된 식공 내부에서 채취된 용액을 분석한 결과 pH가 1.0에 가까울 정도로 매우 낮은 산성을 나타내었다. 따라서 원유탱크로 사용되는 강재는 강산 염수분위기에서 우수한 내식성을 나타내는 것이 바람직하다.

선박용 강재의 내식성 향상을 위해서는 현재까지 하기하는 기술들이 제안된 바 있다.

일본 특허공개 2000-17381호 공보는 선박 외판, 밸러스트 탱크, 화물 오일 탱크, 광탄선 화물 홀드 등의 사용 환경에서 우수한 내식성을 갖는 조선용 강을 제안하고 있는데, 상기 공보에 제안된 조선용 강은 중량％로, C:0.01∼0.25％, Si:0.05∼0.50％, Mn:0.05∼2.0％, P:0.10％이하, S:0.001∼0.10％, Cu:0.01∼2.00％, Al:0.005∼0.10％, Mg:0.0002∼0.0150％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물으로 된 것을 특징으로 한 조선용 내식강으로서, 바람직하게는 또한 Ni, Cr, Mo, W, Ca, REM, Ti, Nb, V, B, Sb, Sn의 1종 이상을 적량 함유하는 강이다.

그러나, 상기 일본 특허공개 2001-17381호 공보에 기재된 내식성이 우수한 원유수송용 강재는, 그 조성 중 Si의 함량을 0.5% 이하로 제한하기 때문에 바닥판에서 생기는 국부부식의 진전속도를 감소시키는데 효과적이지 못하며, 또한 Ni, Cu, Cr을 0.5% 이상으로 제한하고 있기 때문에 강의 제조시 슬라브 표면균열 등의 문제를 야기할 수 있고 내식성을 확보하기 위하여 첨가한 합금량은 반면 그에 상응하는 우수한 내식성을 얻기는 어렵다는 문제가 있다. 또한, 합금원소량이 높아지게 되므로 용접성이 떨어진다는 단점도 있다.

내식강에 대한 또다른 제안으로 일본 특허공개 2002-173736호 공보를 들 수 있는데, 상기 공보에서는 원유를 수송·저장한 탱크의 환경하에서도 우수한 내식성을 갖는 강재 및 제조방법을 제공하고 있으며, 상기 공보에서 제공하는 강재는 C:0.001 ∼0.20％, Si:0.10∼0.40％, Mn:0.50∼2.0％, P:0.020％이하, S:0.010％이하, Al:0.01∼0.10％, Cu:0.5 ∼1.5％, Ni:0.5 ∼3.0％, Cr:0.5 ∼2.0％를 포함하고, 또는 또한, 1.0≤0.3 Ni＋2.0 Cr-0.5 Cu≤3.8 (여기서, Ni, Cr, Cu : 각 원소의 함유량 (질량％)) 만족하는 조성을 갖는 강소재에, 열간 압연을 행하고, 0.1 ∼20℃/sec의 냉각 속도로 냉각하여 제조하는 것을 특징으로 한다. 또한, 상기 강재는 상기 조성에 더하여 Mo, Ti, Nb, V, B중에서 선택된 1 종 또는 2종 이상, Zr, Ca중에서 선택된 1 종 또는 2 종을 더 포함할 수 있는 조성을 가지고 있다.

그러나, 상기 발명 역시 일본 특허공개 2001-17381호와 마찬가지로 원유 유조환경에서 내식성 향상에 유리한 Si을 0.4% 이하로 제한하기 때문에 바닥판에서 생기는 국부부식의 진전속도 감소에 악영향을 미치고, Ni, Cu, C, Mn의 함량 범위가 넓어 강의 제조시 주조균열 등의 문제를 야기할 수 있으며 합금첨가량에 따른 비용대비 내식성을 얻을 수 없다는 문제가 있다.

또한, 국내 특허공개 2005-0008832호 공보는　강재 유조에서 발생하는 원유 부식에 대해 우수한 전면(全面) 내부식성 및 국부(局部) 내부식성을 나타내고, 또한 고체 S를 함유하는 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제할 수 있는 용접 구조용의 원유 유조용 강(油槽用鋼), 원유 유조용 강의 제조 방법, 원유 유조 및 원유 유조의 방식(防蝕) 방법을 제공하는 것으로, 상기 공보를 참고하면 기본 성분으로서 질량％로 C: 0.001~0.2％, Si: 0.01~2.5％, Mn: 0.1~2％, P: 0.03％ 이하, S: 0.007％ 이하, Cu: 0.01~1.5％, Al: 0.001~0.3％, N: 0.001~0.01％를 함유하고, Mo: 0.01~0.2％, W: 0.01~0.5％의 1종 혹은 2종을 더 함유하고, 더욱 바람직하게는 고용 Mo + 고용 W=0.005％를 만족함으로써, 원유 유조 환경에서의 전면 내부식성 및 국부 내부식성을 나타내며, 또한 고체 S를 함유하는 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제하는 강재가 제공됨을 알 수 있다.

Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B.

그러나, 상기 공보에서는 고용 Mo + 고용 W를 0.005% 이상으로 제한하고 있으나 그것만으로는 내식성 확보에 충분하지 않으며, 또한 주조시 발생되는 주조균열을 방지할 수 있는 방안에 대해서는 전혀 언급하지 않고 있다.

또한, 일본 특허공개 2005-171332 호는 선박 밸러스트 탱크의 보수 재도장 수명의 연장 및 보수 재도장 작업의 경감에 기여하고, 용접성, 용접부 인성의 열화나 제조 비용의 상등을 회피할 수 있는 내식성이 우수한 선박 밸러스트 탱크용 강재를 제공하는 것으로 상기 공보를 참고하면 스케일을 제거한 강재의 표면에 아연 리치 프라이머를 도포하고 있는 아연 리치 프라이머 도포 강재로서, 상기 강재가, 중량%로, C:0.03∼0.2%, Si:0.5%이하, Mn:2.0%이하, P:0.03%이하, S:0.01%이하, Al:0.005∼0.06%, Ni:0.1∼1.0%, N:0.0020∼0.0065%, Ti:0.005∼0.024%, 을 함유하고, 남은 물건 Fe 및 불가피적 불순물으로 이루어지는 조성을 가짐으로써 내식성을 가질 수 있음이 기재되어 있다.

그러나 상기 발명에서 제공하는 강재는 해수분위기에서 사용될 뿐만 아니라 강재의 표면에 아연리치 프라이머를 도포하는 것으로서, 본 발명에서와 같이 무도장으로 강산 염수분위기에서 사용되는 강재와는 거리가 있다. 또한, 상기 발명의 강재 역시 Si 함량이 낮고 Cr을 첨가하지 않으므로 강산 염수분위기에서는 충분한 내식성을 얻을 수 없다는 문제가 있다.

도장을 실시하지 않고서도 충분한 내식성을 가지는 강재의 일례로서 국내 특허공개 2006-0069937호를 들 수 있다. 상기 공보는 도장이나 전기 부식 방지를 실시하지 않아도 실용화할 수 있는 내식성이 우수한 선박용 강재, 특히 전기 부식 방지가 작용하지 않는 밸러스트 탱크 내의 상부나 원유 탱크 상갑판 등의 습윤한 대기 분위기에 있어서, 틈 부식 등에 대해 우수한 내구성을 발휘하는 선박용 강재를 제공하는 것으로 상기 공보에서 제공하는 선박용 강재는 C 0.01 내지 0.20%(이하, "%"는 질량%를 의미한다), Si 0.01 내지 0.50%, Mn 0.01 내지 2.0%, Al 0.05 내지 0.50%, Cu 0.01 내지 5.0%, Cr 0.01 내지 5.0%를 각각 함유하는 점 외에, P 0.020% 이하(0% 포함) 및 S 0.010%(0% 포함)로 각각 억제하여, 잔여량이 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.

그러나, 상기 국내 특허공개 2006-0069937호 공보에 기재된 강재는 도장이나 전기부식 방지를 실시하지 않아도 실용화할 수 있는 강재로서, 밸러스트나 원유탱크의 상판에 상갑판에 사용되는 것이기 때문에 본 발명에서 대상으로 하는 바와 같이 강재가 용액 내에 침지된 채로 사용되는 것이 아니라, 습윤한 대기 분위기에서 사용되는 것이므로 본 발명의 대상 강재와는 차이가 있다. 또한 Si을 0.5% 이하로 제한하고 있으며 강도 및 내식성 향상에 도움이 되는 Mo, W은 첨가하지 않았으므로 충분한 내식성을 얻을 수 없다는 문제가 있다.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 일측면에 따르면 강성분을 최적화하여 강산 염수환경에서도 충분한 내식성을 가질수 있는 강판이 제공된다.

본 발명의 다른 일측면에 따르면 상기 강판의 유리한 제조방법이 제공된다.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 강판은 C : 0.02~0.2중량%, Si: 0.05~1.5중량%, Mn: 0.2~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.03중량% 이하, Cu: 0.05~1.0중량%, Ni: 0.05~3.0중량%, Al: 0.01중량% 이하, N: 0.001~0.01중량%에 Mo: 0.02~0.5중량% 및 W: 0.02~0.5중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식으로 표현되는 주조균열지수가 5.5 미만 또는 9 초과인 것을 특징으로 한다.

[관계식]

주조균열지수 = 1.2Cu - 0.5Ni + Mn + 55C

단, 여기서, Cu, Ni, Mn, C는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

이때, 상기 강판은 Si 탈산 처리된 슬라브로부터 제조된 것이 바람직하다.

본 발명의 또다른 일측면인 상기 강판의 유리한 제조방법은 C : 0.02~0.2중량%, Si: 0.05~1.5중량%, Mn: 0.2~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.03중량% 이하, Cu: 0.05~1.0중량%, Ni: 0.05~3.0중량%, Al: 0.01중량% 이하, N: 0.001~0.01중량%에 Mo: 0.02~0.5중량% 및 W: 0.02~0.5중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식으로 표현되는 주조균열지수가 5.5 미만 또는 9 초과인 조성을 가지는 강슬라브를 열간압연하여 냉각하여 강판을 제조하는 방법으로서, Ar3 이상의 냉각개시온도와 550℃ 이하의 냉각종료온도 사이를 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 한다.

[관계식]

주조균열지수 = 1.2Cu - 0.5Ni + Mn + 55C

단, 여기서, Cu, Ni, Mn, C는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

이때, 상기 강슬라브는 Si 탈산 처리된 것이 바람직하다.

본 발명에 따르면 강성분을 최적화하고 주조균열이 발생되지 않는 최적의 조건을 제공함에 따라 강재의 부식에 대한 저항성은 물론이고 주조시 균열까지 억제함으로써 강판의 실수율도 향상시킨다는 효과도 얻을 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

일반적으로 저합금강은 염수분위기에서 부식에 취약하며 그 부식형태는 전면부식이 지배적인 것으로 알려져 있다. 이때 부식속도는 부식환경 즉 염분의 농도, 온도 및 용액의 pH등에 따라 달라진다. 염분의 농도가 높을수록, 용액의 온도가 높을수록, 용액이 산성화될수록 즉 pH가 낮아질수록 부식속도는 빨라진다.

특히, 선박에 사용되는 대부분의 강재는 해수에 의하여 부식이 발생하기 때문에 선박부위별 환경에 따른 약간의 온도차이를 제외하고는 염분농도나 염수의 산성도에는 큰 차이가 없다. 그러나 유조선의 원유탱크용 강재는 해수에 의하여 부식이 발생하는 것이 아니라 원유에 포함된 염수에 의하여 부식이 발생하며, 이 염수는 해수에 비해 염분 농도가 매우 높은 것이 원유탱크 바닥에서 채취한 용액의 성분분석 결과 밝혀졌다. 원유탱크에 원유 적재시 원유탱크의 바닥면은 원유에 의하여 얇은 원유 코팅층이 형성되고, 원유적재가 완료되면 비중차이에 의하여 원유속에 포함되어 있는 염수가 아래층에 형성된다. 원유 적재시에 생성된 원유코팅층은 부식을 막아주는 역할을 하게 되므로 부식의 진행은 지연된다. 그러나 원유속에 포함된 슬러지등에 의하여 원유 코팅층이 손상된 부분에서 부식이 먼저 시작된다. 부식이 시작된 부위에서는 부식반응에 의하여 생성된 수소와 염수중의 염소이온이 전기적으로 결합하여 용액중의 산성도는 높아지고, 용액중의 산성도가 높아짐에 따라 부식은 급격히 진행되므로 원유코팅층이 손상된 부분은 주변에 비하여 월등히 빠른 속도로 부식이 진행된다. 코팅층이 손상된 부분에서 발생한 급격한 부식은 국부부식과 같은 형태로 나타나지만 엄밀히 갈바닉 부식등에 의하여 발생하는 국부부식 기구와는 다르다.

그러므로, 원유탱크 바닥강재에서 발생하는 부식형태는 강재의 특성에 의한 국부부식이 아니라 외부요인에 의하여 나타나는 단순한 부식형태일 뿐이므로 원유탱크가 접촉하는 용액이 pH가 낮은 염수용액이라면 전면부식에 대한 저항성만 높인다면 해결가능하다는 것이 일반적인 견해이었다.

그러나, 본 발명을 위하여 연구와 실험을 거듭하면서 pH가 낮은 염수용액 내에서라도 강재의 특성에 따라 공식과 같은 국부부식이 나타나며, 그 정도도 매우 심각함을 알 수 있었다. 특히, 공식 등의 국부부식은 오스테나이트계 스테인레스강에서 문제가 될 뿐 일반적인 저합금강에서는 큰 문제가 되지 않는다는 것이 일반적인 인식이었으나, 본 발명자들의 연구결과에 따르면 강재의 특성에 따라 저합금강에서도 국부부식이 심각하게 발생할 수 있었다. 국부부식에 영향을 미치는 강재의 특성은 성분에 따라 발생하는 표면균열과 석출물등이 있으며, 또한 개재물의 크기 및 형상에 따라서도 국부부식 특성이 완전히 달라질 수 있다.

따라서 본 발명자들은 상기 종래기술에서는 발견하지 못한 문제점을 극복하 기 위하여 연구와 실험을 거듭하였으며, 그 결과 내식성에 영향을 미칠 뿐 아니라 표면균열, 석출물 형성에 기여하는 C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, W 등의 성분을 최적화함과 아울러, 강판내에 존재하는 개재물의 종류를 적절히 제어할 수 있도록 탈산제 원소의 종류와 함량을 제한함으로써 강판의 전면부식 및 국부부식에 대한 내식성을 더욱 향상시킬 수 있다는 사실을 발견할 수 있었다.

또한, 내식성 확보를 위하여 강재에 첨가되는 원소의 종류와 함량을 제한한다 하더라도, 이들간의 상관관계가 적절하게 제어되지 못할 경우에는 주조시 슬라브 균열이 발생하는 것을 억제하는 것이 곤란하다. 본 발명자들은 이러한 검토결과에 착안하여 강재의 성분과 주요성분들간의 관계를 적절히 제어함으로써 내식성이 우수한 강재 및 상기 강재를 보다 유리하게 제조할 수 있는 바람직한 제조방법을 제한하게 되었다.

이하, 본 발명의 선박용 강재의 성분계에 대하여 우선 설명한다.

C : 0.02~0.2중량%

상기 C는 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로 그 함량을 증가시키면 소입성을 향상시켜 강도를 향상시킬 수 있지만, 첨가량이 증가함에 따라 전면부식 저항성을 저해하고, 탄화물등의 석출을 조장하므로 국부부식 저항성에도 일부 영향을 미친다. 전면부식 및 국부부식 저항성 향상을 위해서는 C 함량을 줄여야 하지만 C 이 0.02중량% 이하이면 강도를 확보하기가 힘들고, 0.2중량%를 초과하면 용접성을 열화시켜 용접 구조물용강으로 바람직하지 않기 때문에 0.02~0.2중량%로 그 범위를 한정한다. 내식성의 관점에서는 C을 0.12중량%이하로 하는 것이 더욱 바람직하며 주조균열을 더욱 향상시키기 위해서는 0.08중량% 이하로 하는 것이 가장 바람직하다.

Si: 0.05~1.5중량%

상기 Si는 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강의 강도를 증가시키는 역할을 발휘하기 위해서는 0.05중량%이상 필요하다. 특히, 본 발명에서는 부식의 시작점이 되는 Al계 개재물을 형성하는 Al 대신에 Si로 용강을 탈산하여야 할 필요가 있으므로 Si는 상기 범위 이상으로 첨가될 필요가 있다. 또한, Si는 전면부식 저항성의 향상에 기여하기 때문에 함량을 증가시키는 것이 유리하나, 상기 Si의 함량이 1.5중량%를 초과하면 인성 및 용접성을 저해하고 압연시 스케일의 박리를 어렵게 하기 때문에 스케일에 의한 표면결함등을 유발하므로 그 함량을 0.05~1.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 내식성 향상을 위해서는 Si을 0.2중량% 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

Mn: 0.2~2.0중량%

상기 Mn은 강도확보를 위해서는 0.2중량% 이상 필요하다. 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도가 증가되나 2.0중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하 되는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.2~2.0중량% 로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, Mn은 그 영향이 크지는 않지만 전면부식 저항성에 영향을 미친다. 전면부식 저항성의 측면에서는 Mn을 1.5중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.

P: 0.03중량% 이하

상기 P는 불순물 원소이며, 그 함량이 0.03중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 인성이 열화되므로, 그 함량을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.03중량% 이하

상기 S도 불순물 원소이며 그 함량이 0.03중량%를 초과하면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 반응하여 MnS와 같이 연신개재물을 형성하기 쉽고, 연신개재물 양 끝단에 존재하는 공공은 국부부식 개시점이 될 수 있으므로 그 함량을 0.005중량%이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.

Cu: 0.05~1.0중량%

상기 Cu는 Ni, Cr과 함께 0.05중량%이상 함유시키면 Fe의 용출을 지연하여 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 그러나 1.0중량%를 초과하면 슬라브 제조시 표면균열을 유발하여 국부부식 저항성을 떨어뜨리고, 압연을 위한 슬라 브 재가열시 융점이 낮은 Cu가 강의 입계에 침투하여 열간가공시 크랙이 발생하는 문제점이 발생할 수 있으므로, 그 함량을 0.05~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 슬라브 제조시 발생되는 표면균열은 C, Ni, Mn 함유량과 서로 상호적으로 작용하므로 각 원소의 함유량에 따라 표면균열의 발생빈도는 달라질 수 있으나 Cu 함유량을 0.5중량% 이하로 하는 것이 가장 바람직하다.

Ni: 0.05~3.0중량%

상기 Ni은 Cu과 마찬가지로 0.05중량% 이상 함유시키면 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 또한 Cu와 함께 첨가하면 Cu와 반응하여 융점이 낮은 Cu 상의 생성을 억제하여 열간가공시 크랙이 발생하는 문제점을 억제하는 효과도 있다. Ni은 모재의 인성향상에도 유효한 원소이다. 그러나 고가의 원소이므로 3.0중량% 이상 첨가하는 것은 경제성 면이나 용접성 측면에서 불리하므로 그 함량을 0.05~3.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다. Ni이 부식저항성 향상에 미치는 영향이 Cu에 비하여 높지 않으므로 내식성 향상을 위해 다량 첨가하는 것 보다는 Cu 첨가에 따른 표면균열 억제를 위하여 Cu 함유량의 1, 5배 이하로 함유하는 것이 보다 바람직하며, 그 함량을 0.3중량% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

Al: 0.01중량% 이하

통상적으로 Al은 용강중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제로서의 역할을 수행한다. 따라서, Al은 강재내에 충분한 탈산력을 갖출 정도로 첨가되는 것이 일반적이다. 그러나, 본 발명의 발명자들은 상기 Al의 역할에 대하여 깊이 검토한 결과 Al이 비록 탈산 기능은 수행하지만, Al과 반응한 용강내 용존산소들은 Al이 주성분인 산화물계 개재물을 형성하게 되는데, 이러한 산화물계 개재물이 국부부식의 시점으로 작용할 수 있다는 것을 발견하였다. 따라서, 본 발명에서는 상술한 바와 같이 Si를 주된 탈산제로 사용하며 Al은 가급적 첨가하지 않도록 한다. 따라서, Al은 첨가하지 않되 불가피하게 첨가되더라도 그 상한을 0.01중량%로 제한하 것이 바람직하며, 제강과정에 큰 부하가 없다면 그 상한을 0.005중량%로 제한하는 것이 보다 바람직하며, 0.003중량%로 하는 것이 가장 바람직하다.

N: 0.001~0.01중량%

상기 N은 강중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 그 부하를 허용할 수 있는 범위인 0.001중량%를 하한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함유량이 0.01중량%를 초과하여 과도하게 함유되어 고용상태의 N이 존재하고 이들 고용상태의 N은 인성에 악영향을 미치므로 그 범위를 0.001~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판에는 상기 성분에 더하여 하기하는 Mo 및 W 중의 원소가 1종 이상 첨가될 필요가 있다. 이하 각 성분의 첨가이유 및 함량범위 한정이유에 대하여 설명한다.

Mo: 0.02~0.5중량%

상기 Mo는 부식저항성 및 강도 향상에 기여하는 원소로 그 효과를 나타내기 위해서는 0.02중량%이상 첨가되어야 한다. 그러나 Mo가 부식저항성을 향상시키기 위해서는 강재내에 고용되어야 한다. 고용한도를 넘게 함유된 Mo는 석출물을 형성하여 강도향상에는 기여할 수 있으나 이들 석출물은 페라이트와 갈바닉을 형성하여 오히려 부식속도를 증가시킬 수 있고 또한 그 석출물이 조대할 경우 석출물과 강재계면에 형성된 공공은 국부부식의 개시점을 작용하여 국부부식 저항성을 떨어뜨린다. 따라서 그 상한은 0.5중량%이하가 바람직하다. 따라서 Mo 함유량은 0.02~0.5중량% 로 제한한다. 제강이나 압연공정을 제어함으로 Mo의 고용량을 증가시킬 수 있으나, 특별히 공정에 제약을 가하지 않고 Mo를 고용시킬 수 있는 량은 0.1중량%이므로, Mo는 0.1중량%이하로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

W: 0.02~0.5중량%

상기 W는 Mo와 동일한 역할을 하는 원소로서 부식저항성 및 강도 향상에 기여하며 그 효과를 나타내기 위해서는 0.02중량%이상 첨가되어야 한다. 그러나 Mo와 마찬가지로 부식저항성을 향상시키기 위해서는 W도 강재내에 고용되어야 한다. 고용한도를 넘게 함유된 W는 석출물을 형성하여 강도향상에는 기여할 수 있으나 이들 석출물은 페라이트와 갈바닉을 형성하여 오히려 부식속도를 증가시킬 수 있고 또한 그 석출물이 조대할 경우 석출물과 강재계면에 형성된 공공은 국부부식의 개시점을 작용하여 국부부식 저항성을 떨어뜨린다. 따라서 그 상한은 0.5중량%이하가 바람직하다. 따라서 W 함유량은 0.02~0.5중량% 로 제한한다. 제강이나 압연공정을 제어함으로 W의 고용량을 증가시킬 수 있으나 W의 고용량은 Mo에 비하여 더욱 작으므로, 특별히 공정에 제약을 가하지 않고 W를 고용시킬 수 있는 양은 0.05중량%이므로, 더욱 바람직하게는 W는 0.05중량%이하로 제어한다. 중량%로 제한함이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 강재는 C, Si, Mn, P, S, Cu, Ni, Al, N, Mo, W 등의 원소의 함량을 적절히 제어함으로써 높은 내식성을 얻을 수 있으며, 특히, Al 탈산을 억제하고 Si 탈산을 조장함으로써 Al 계 개재물에 의한 국부 부식의 발생을 억제할 수 있다.

그러나, 상기와 같은 조성을 가진 강재는 Cu 등 주편의 표면균열에 영향을 미치는 원소가 다량 첨가되기 때문에, 이러한 원소를 적절히 제어하지 않으면 주편에 균열이 발생할 우려가 있다. 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면 Cu, Mn, C 등의 원소는 주편의 균열을 조장하는 원소로서 그 함량을 제한할 필요가 있으며, 반대로 Ni는 주편의 균열을 방지하는 역할을 수행하므로 상기 균열조장원소가 다량첨가될 때 Ni도 함께 첨가하여 주편 균열을 억제할 필요가 있다.

이러한 각원소의 영향을 정량화 한 결과 하기 수학식 2의 관계에 따른 주조균열지수가 5.5 미만 또는 9 초과일 경우 주조시 균열을 억제할 수 있다는 사실을 발견하고 본 발명의 또 한가지 측면으로서 제시한다.

주조균열지수 = 1.2Cu - 0.5Ni + Mn + 55C

즉, 상기 수학식 1은 주조균열에 영향을 미치는 각 성분의 함량에 따른 가중치를 정량화하여 표현한 것으로서 상기 수학식 1의 주조균열지수가 5.5 미만 또는 9 초과일 경우에는 주조시 발생하는 균열을 상당히 감소시킬 수 있다.

따라서, 본 발명의 강판은 C: 0.02~0.2중량%, Si: 0.05~1.5중량%, Mn: 0.2~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.03중량% 이하, Cu: 0.05~1.0중량%, Ni: 0.05~3.0중량%, Al: 0.01중량% 이하, N: 0.001~0.01중량%에 Mo: 0.02~0.5중량% 및 W: 0.02~0.5중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식으로 표현되는 주조균열지수가 5.5 미만 또는 9 초과인 것을 특징으로 한다.

주조균열지수 = 1.2Cu - 0.5Ni + Mn + 55C

단, 여기서, Cu, Ni, Mn, C는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

상술한 유리한 조성의 본 발명의 강판은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 과도한 반복실험없이 본 발명이 속하는 기술분야의 통 상의 지식을 이용하여 용이하게 제조할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 본 발명의 발명자가 발견한 보다 유리한 제조방법을 예를 들어 상기 강판을 제조하는 방법을 제안한다.

즉, 본 발명의 강판 제조방법은 통상의 방법으로 열간압연한 후 냉각하여 강재를 제조하는 방법으로서, 상기 냉각개시온도가 Ar3 온도 이상이며 냉각정지온도가 550℃ 이하가 되도록 10℃/s 이하의 냉각속도로 냉각을 실시하는 것을 특징으로 한다. 이하, 본 발명의 냉각조건에 대하여 설명한다.

냉각구간 : Ar3 이상에서 550℃ 이하까지 냉각

본 발명자들의 실험결과에 따르면, 본 발명에서 그 유리한 효과를 얻기 위하여 첨가하는 Mo와 W는 700~550℃의 온도범위에서 석출물을 형성하는 경향이 있다. 이러한 석출물은 앞에서도 설명하였듯이 페라이트와 갈바닉을 형성하여 오히려 부식속도를 증가시킬 수 있고 또한 그 석출물이 조대할 경우 석출물과 강재계면에 형성된 공공은 국부부식의 개시점을 작용하여 국부부식 저항성을 떨어뜨린다. 따라서, 상기 온도구간에서의 유지시간은 가급적 짧게 유지할 필요가 있으므로 상기 구간을 포함하는 온도구간에서는 강제적으로 냉각을 실시할 필요가 있다. 또한, Ar3 이하의 온도에서 냉각을 개시할 경우에는 Cu가 펄라이트로 편석되어 펄라이트와 페라이트의 갈바닉 쌍에 의한 부식으로 인한 부식이 더욱 가속된다. 따라서, 냉각은 Ar3 이상의 온도에서 개시될 필요가 있으며, Mo와 W의 석출물이 용이하게 형성되지 않는 온도인 550℃ 이하까지 상기 냉각은 실시될 필요가 있다. 저온영역까지 상기 냉각을 진행한다 하더라도 본 발명에서 이루고자 하는 목적을 달성하는데는 아무런 문제가 없으므로 냉각정지온도의 하한을 굳이 정할 필요가 없다. 다만, 아주 낮은 온도까지 냉각할 경우에는 비용이 과다하게 소요될 수 있기 때문에 이를 고려한다면 그 하한을 200℃로 정할 수도 있다.

냉각속도 : 10℃/s 이상

상기 냉각속도가 낮을 경우에는 상술한 바와 같이 Mo와 W의 석출물이 용이하게 형성되는 온도범위를 경유하는 시간이 증가하기 때문에 석출물이 다소 형성될 우려가 있다. 따라서, 상기 냉각속도는 10℃/s 이상일 필요가 있다. 냉각속도가 높다고 하더라도 본 발명의 목적을 달성하는데는 아무런 문제가 없으므로 상기 냉각속도의 상한은 굳이 정할 필요가 없다. 다만, 아주 높은 냉각속도를 적용하기 위해서는 냉각 설비 능력에 한계가 있을 수 있으므로 굳이 이를 고려한다면 그 상한을 30℃/s 로 정할 수도 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 정해지는 것이기 때문이다.

(실시예)

실시예1

하기 표 1과 같은 조성을 갖는 용강을 마련한후 연속주조를 이용하여 강슬라브를 제조하였다. 표에서 볼 수 있듯이, 발명강과 비교강 모두 Si 탈산만 적용하였으며, 강중 Al은 포함되지 않도록 하였다. 주조된 슬라브는 모두 통상의 조건으로 열간압연한 후 표 2에 기재된 조건으로 냉각하였다.

강종		C	Si	Mn	P	S	Ni	Cu	Mo	W	N
발명강	발명강1	0.065	0.55	0.95	0.012	0.0021	0.29	0.2	0.05	0	0.0054
	발명강2	0.071	0.51	1.18	0.013	0.003	0.28	0.21	0	0.05	0.0047
	발명강3	0.063	0.49	0.94	0.012	0.0028	0.25	0.2	0.06	0.05	0.0049
	발명강4	0.061	0.51	0.99	0.013	0.0022	0.08	0.29	0.04	0	0.0051
	발명강5	0.073	0.49	0.98	0.012	0.0024	0.1	0.28	0	0.04	0.0047
	발명강6	0.072	0.52	1.11	0.014	0.0026	0.09	0.31	0.05	0.04	0.0052
	발명강7	0.066	0.22	0.95	0.011	0.0035	0.28	0.22	0.05	0	0.0052
	발명강8	0.073	0.23	0.87	0.013	0.0034	0.27	0.21	0	0.05	0.006
	발명강9	0.075	0.21	1.05	0.013	0.0029	0.26	0.19	0.06	0.04	0.0045
	발명강10	0.065	0.23	0.88	0.014	0.003	0.09	0.27	0.04	0	0.0051
	발명강11	0.066	0.21	0.96	0.012	0.0027	0.08	0.28	0	0.05	0.0046
	발명강12	0.071	0.22	0.99	0.014	0.0023	0.09	0.27	0.05	0.04	0.0048
비교강	비교강1	0.16	0.45	1.05	0.011	0.0025	0	0	0	0	0.0065
	비교강2	0.072	0.22	1.12	0.008	0.003	0	0	0	0.05	0.0064
	비교강3	0.124	0.12	1.33	0.011	0.0018	0	0.21	0	0.06	0.0059
	비교강4	0.126	0.23	1.21	0.013	0.0024	0	0.19	0	0	0.0057
	비교강5	0.091	0.13	1.25	0.016	0.0021	0.24	0	0	0.06	0.005
	비교강6	0.12	0.23	1.35	0.011	0.002	0.27	0	0	0	0.0051
	비교강7	0.092	0.11	1.05	0.013	0.0031	0.23	0.21	0.55		0.0048
	비교강8	0.074	0.24	1.06	0.014	0.0024	0.23	0.22	0	0.54	0.0056
	비교강9	0.138	0.09	1.25	0.013	0.0027	0	0	0.05	0	0.0067
	비교강10	0.112	0.22	1.33	0.013	0.0019	0	0	0.06	0.06	0.0061
	비교강11	0.071	0.1	1.05	0.014	0.0024	0	0.21	0.12	0.3	0.0062
	비교강12	0.081	0.11	1.44	0.012	0.0042	0.21	0	0.07	0.05	0.0053
	비교강13	0.064	0.21	1.35	0.011	0.0031	0.28	0	0.23	0.05	0.0049
	비교강14	0.132	0.21	1.06	0.014	0.0021	0.24	0.21	0.06	0.05	0.0049

상기 표 1에서 볼 수 있듯이, 발명강1 내지 발명강12는 모두 본 발명에서 규정하는 성분 범위를 충족하는 조성을 가지는 강판을 의미한다. 그러나, 비교강1은 Ni와 Cu가 전혀 첨가되지 않았을 뿐만 아니라, Mo와 W중 1종 이상의 원소도 첨가되지 않은 조성을 가지는 강판으로서 통상 선박구조용강재로 사용되는 강판의 조성을 나타낸 것이며, 비교강2의 강판은 Ni와 Cu가 첨가되지 않은 경우를 나타낸다. 또한, 비교강3은 Ni가 첨가되지 않은 경우를 비교강4는 Ni와 Mo, W가 모두 첨가되지 않은 경우를 비교강5는 Cu가 첨가되지 않은 경우를, 비교강6은 Cu, Mo, W가 모두 첨가되지 않은 경우를 나타낸다. 비교강7과 비교강8은 각각 Mo와 W의 함량이 본 발명에서 정의하는 범위를 벗어난 경우를 나타낸다. 또한, 비교강9와 비교강10은 Cu와 Ni가 첨가되지 않은 경우를, 비교강11은 Ni가 첨가되지 않은 경우를 나타낸다. 비교강12와 비교강13은 Cu가 첨가되지 아니한 경우를 나타낸다. 비교강14는 각 성분의 함량 범위는 모두 본 발명에서 규정하는 범위를 충족하나 상기 수학식 1에서 정의한 주조균열지수가 6을 초과하는 경우를 의미한다.

이때, 상기 강판을 제조하기 위한 전단계인 주조과정에서 주편균열이 발생하였는지 여부와 강판의 부식속도를 측정한 결과를 하기 표 3에서 주조균열지수와 함께 나타내었다. 하기의 표 3에 나타난 부식속도는 중량%로 10% NaCl 용액에 HCl을 첨가하여 전체용액의 pH를 0.85로 조정한 30℃용액에 발명강과 비교강의 144시간 침지시킨 후 무게감량을 측정하여 부식속도로 환산한 후 부식 무게감량을 계산하고, 비교강 1의 부식감량을 100으로 한 상대치로 나타낸 것이다. 주조균열의 발생여부는 육안으로 판별하였다.

강종		Ar3 (℃)	냉각개시온도(℃)	냉각종료온도(℃)	냉각속도(℃/sec)
발명강	발명강1	795.85	822	543	13.7
	발명강2	779.94	811	521	12.3
	발명강3	798.67	845	546	16.1
	발명강4	804.44	837	538	13.3
	발명강5	803.82	812	511	18.8
	발명강6	789.68	864	544	15.9
	발명강7	795.69	816	498	21.5
	발명강8	804.67	835	487	15.3
	발명강9	785.8	803	532	11
	발명강10	811.85	844	536	16.8
	발명강11	808.69	838	527	13.9
	발명강12	800.39	824	521	16.8
비교강	비교강1	782.35	802	536	16.2
	비교강2	804.03	823	521	16
	비교강3	766.91	790	493	19.7
	비교강4	776.29	799	512	18.4
	비교강5	774.54	784	457	21.3
	비교강6	755.9	783	486	19.5
	비교강7	742.58	766	502	18.6
	비교강8	791.16	821	521	14.3
	비교강9	769.17	802	509	16.6
	비교강10	770.03	811	512	12.6
	비교강11	796.14	843	536	13.7
	비교강12	758.49	788	498	19.5
	비교강13	754.31	795	474	18.1
	비교강14	768.03	780	446	23.1

강종		주조균열 지수	상대부식속도	주조균열수
발명강	발명강1	4.62	24	미발생
	발명강2	5.197	41	미발생
	발명강3	4.52	40	미발생
	발명강4	4.653	15	미발생
	발명강5	5.281	29	미발생
	발명강6	5.397	8	미발생
	발명강7	4.704	36	미발생
	발명강8	5.002	50	미발생
	발명강9	5.273	58	미발생
	발명강10	4.734	32	미발생
	발명강11	4.886	46	미발생
	발명강12	5.174	46	미발생
비교강	비교강1	9.85	100	미발생
	비교강2	5.08	112	미발생
	비교강3	8.402	93	발생
	비교강4	8.368	78	발생
	비교강5	6.135	125	발생
	비교강6	7.815	111	발생
	비교강7	6.247	145	발생
	비교강8	5.279	138	미발생
	비교강9	8.84	124	발생
	비교강10	7.49	133	발생
	비교강11	5.207	123	미발생
	비교강12	5.79	125	발생
	비교강13	4.73	114	미발생
	비교강14	8.452	67	발생

상기 표 3에서 확인할 수 있듯이, Cu, Ni, Mo, W를 전혀 첨가하지 아니한 종래의 일반 선박구조용강에 해당하는 비교강1은 상대부식속도가 발명강들에 비하여 2배 이상 높은 것을 알 수 있었다. 이러한 현상은 정도는 약간씩 다르나 비교강1 내지 비교강14에 걸쳐서 모두 발생하였으며, 이는 Cu, Ni, Mo, W 등의 원소의 함량을 본 발명에서 규정하는 범위로 제어하지 않았기 때문인 것으로 판단된다.

또한, 비교강중에서도 주조균열지수가 5.5미만 또는 9 초과인 경우에는 주조균열이 거의 발생하지 않았으나, 그 이외의 경우는 주조균열 지수가 발생함으로써 슬래브의 품질을 저해시키는 원인으로 작용하고 있음을 확인할 수 있었다.

실시예2

실시예1에서 마련된 발명강 즉, Si 탈산한 강과 비교하기 위하여 제강 공정 중 Al 탈산을 적용한 강재를 제조하였다. 각 발명예는 상기 표 1에 기재한 발명강의 조성과 동일한 조성을 가지고 있으며, 각 비교예는 해당 발명예의 성분과 동일하되 Al 함량만 표에서 기재한 범위로 제어한 것임에 유의할 필요가 있다.

강종	구분	탈산방법	비교강1 대비 부식감량(%)	발명예 대비 부식감량(%)
발명강1	발명예1	Si 탈산	23
	비교예1	Al 0.038중량%	35	152
발명강2	발명예2	Si 탈산	40
	비교예2	Al 0.036중량%	56	140
발명강3	발명예3	Si 탈산	39
	비교예3	Al 0.045중량%	70	179
발명강4	발명예4	Si 탈산	15
	비교예4	Al 0.042중량%	24	160
발명강5	발명예5	Si 탈산	28
	비교예5	Al 0.051중량%	49	175
발명강6	발명예6	Si 탈산	8
	비교예6	Al 0.039중량%	19	138
발명강7	발명예7	Si 탈산	35
	비교예7	Al 0.040중량%	55	157
발명강8	발명예8	Si 탈산	48
	비교예8	Al 0.044중량%	86	179
발명강9	발명예9	Si 탈산	57
	비교예9	Al 0.050중량%	95	167
발명강10	발명예10	Si 탈산	31
	비교예10	Al 0.051중량%	55	176
발명강11	발명예11	Si 탈산	44
	비교예11	Al 0.047중량%	72	164
발명강12	발명예12	Si 탈산	44
	비교예 12	Al 0.049중량%	67	152

상기 표 4에서 부식감량은 부식에 의해 감소된 무게를 각각 비교강1 및 해당 발명예에 대비한 비율로 나타낸 것이다. 표 4에서, Al로 탈산한 비교예는 Cu, Ni, Mo, W 등의 성분이 첨가되지 아니한 비교강에 대해서는 훨씬 낮은 부식감량을 나타내고 있었지만 Al 탈산 이외에는 동일한 조성을 가지는 발명강과 대비할 경우에는 부식감량이 38~79% 수준까지 부식에 의해 더 감량되었다는 것을 확인할 수 있었다. 이는 상기 비교강1은 강재의 부식에 대한 내식성이 감소함에 따라 발명강들보다 근본적으로 내식성이 열악하기 때문에 발명강의 탈산방법이 약간 변경된다 하더라도 비교강1 보다는 양호한 내식성을 가질 수 있지만, 동일한 조성을 가지는 발명강끼리는 Al 탈산을 실시할 경우 탈산생성물에서 국부부식이 개시되어 강재의 내식성을 해할 수 있기 때문이다.

도 1에 Al 탈산을 적용한 비교예5에서 부식시험후 부식개시점을 관찰한 사진을 나타내었다. 도면의 사진에서 볼 수 있듯이, 각 개시점의 중심에는 개재물이 존재하고 있었으며, 상기 개재물의 성분을 전자주사현미경으로 분석한 결과 Al 성분이 포함된 Al 계 개재물임을 확인할 수 있었다.

따라서, Al 탈산을 실시하면 상기의 Al계 개재물이 증가하고 그에 따라 강재의 내식성이 감소하므로 Si 탈산을 실시하는 것이 보다 바람직함을 알 수 있었다.

실시예3

실시예1의 발명강을 상기 실시예1과 동일한 방법으로 제조하되 다만 열간압연후 냉각방법만 달리하여 강판을 제조하고 그에 따른 부식시험 결과를 표 5에 나타내었다. 해당 발명강의 발명예를 기준으로 상대부식속도를 측정한 것 이외에는 부식속도의 측정조건과 방법은 이미 상술한 바와 같다. 또한, 표에서 기재한 Ar3는 표에도 기재된 바와 같이 각성분의 함량에 의해 결정되는 것으로, 본 실시예에서는 주요원소의 함량(중량%)에 따른 관계를 회귀분석한 경험식을 사용하여 도출하였다.

강종	구분	Ar3 (℃)	냉각개시온도 (℃)	냉각종료온도(℃)	냉각속도(℃/sec)	상대 부식 속도(%)
발명강1	발명예1	795.85	822	543	13.7	100
	비교예1-1		781	599	8.3	145
	비교예1-2		813	602	5.6	112
	비교예1-3		776	521	4.8	125
	비교예1-4		842	546	7.9	108
	비교예1-5		788	683	14.3	148
	비교예1-6		803	721	21.6	114
	비교예1-7		793	430	16.7	142
발명강9	발명예9	785.8	803	532	11	100
	비교예9-1		770	603	3.9	155
	비교예9-2		796	587	5.8	124
	비교예9-3		743	538	4.7	124
	비교예9-4		821	583	7.4	116
	비교예9-5		761	576	25.6	161
	비교예9-6		814	622	13.9	128
	비교예9-7		779	431	16.8	138
Ar3 (℃) = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 15Cr - 55Ni - 80Mo + 0.35*(thickness-8) 단, 여기서, 상기 C, Mn, Cu, Cr, Ni, Mo 등은 각원소의 함량(중량%)을 의미하며 thickness는 제품의 두께(mm)를 의미한다.

상기 표 5에서, 비교예1-1내지 비교예1-4는 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우를 나타내는데, 그중에서도 비교예1-1은 냉각개시온도가 Ar3보다 낮을 뿐만 아니라 냉각종료온도도 550℃ 이상인 경우를, 비교예1-2는 냉각종료온도가 550℃ 이상인 경우를, 비교예1-3은 냉각개시온도가 Ar3 미만인 경우를 나타낸다. 비교예1-5 내지 비교예1-7은 냉각속도는 본 발명에서 규정하는 범위를 충족하나 냉각개시온도가 너무 낮거나 냉각종료온도가 너무 높은 경우를 나타낸다. 비교예9-1 내지 비교예9-7 역시 비교예1-1 내지 비교예1-7과 동일한 예를 나타낸다.

상기 표 5의 상대부식속도를 평가한 결과로부터 알 수 있듯이, 본 발명의 조건에 따라 제조한 발명예1 및 발명예9의 경우는 각 냉각조건을 벗어난 비교예에 비하여 상대적으로 낮은 부식속도를 나타내고 있었다. 즉, 본 발명의 냉각조건은 Cu 편석이나 Mo 또는 W 등의 석출물을 최대한 억제하여 이들을 기점으로 한 부식이 일어나지 않도록 하는 것으로서, 본 발명의 냉각조건을 벗어날 경우에는 이러한 유리한 효과를 얻기 어렵기 때문에 비교예가 발명예보다 불리한 부식결과를 나타내는 것이다.

도 2는 상기 표 5의 비교예1-5의 조건으로 제조된 강판에서 특징적으로 나타나는 펄라이트내의 Cu 편석을 관찰한 사진이다. 상기 비교예1-5는 냉각개시온도가 Ar3 이하인 경우로서 이러할 경우에는 강판의 조직중 펄라이트 내부에 Cu 편석이 형성될 수 있고 이러한 Cu 편석은 강재의 내식성을 심각히 저하시킬 수 있다.

또한, 도 3은 상기 발명예1과 비교예1-5에 대한 부식시험 후의 결과를 관찰한 사진으로서, 발명예에 비하여 비교예의 경우가 훨씬 빠르게 부식이 진행된 것을 확인할 수 있었다.

따라서, 본 발명의 제조방법의 유리한 효과를 확인할 수 있었다.

도 1은 표3의 비교예 5에서 Al 탈산한 강재내의 부식개시점을 관찰한 현미경 사진,

도 2는 비교예1-5의 조건으로 제조된 강판의 내부조직을 관찰한 사진으로서, Cu 편석이 발달된 것을 나타내는 사진, 그리고

도 3은 발명예1과 비교예1-5의 부식정도를 비교한 사진이다.

Claims (4)

1. 삭제
2. 삭제
3. C : 0.02~0.2중량%, Si: 0.05~1.5중량%, Mn: 0.2~2.0중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.03중량% 이하, Cu: 0.05~1.0중량%, Ni: 0.05~3.0중량%, Al: 0.01중량% 이하, N: 0.001~0.01중량%에 Mo: 0.02~0.5중량% 및 W: 0.02~0.5중량% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식으로 표현되는 주조균열지수가 5.5 미만 또는 9 초과인 조성을 가지는 강슬라브를 열간압연하여 냉각하여 강판을 제조하는 방법으로서,

   Ar3 이상의 냉각개시온도와 550℃ 이하의 냉각종료온도 사이를 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판의 제조방법.

   [관계식]

   주조균열지수 = 1.2Cu - 0.5Ni + Mn + 55C

   단, 여기서, Cu, Ni, Mn, C는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
4. 제 3 항에 있어서, 상기 강슬라브는 Si 탈산 처리된 것임을 특징으로 하는 강산 염수용액 내에서 내식성이 우수한 강판의 제조방법.

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