KR102236850B1 - 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02%이하(0% 제외), Ti: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.006%초과~0.01%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 페라이트 기지조직에 2면적%이하의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 10㎛이하인 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 2.5 ≤ C/(Nb+V) + N/Ti ≤ 7

Description

수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED STEEL PLATE HAVING EXELLENT HYDROGEN INDUCED CRACK RESISTANCE AND TENSILE PROPERTY AT HIGH TEMPERATURE AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 에너지 수요가 증가함에 따라 캐나다 지역에서의 오일샌드 채굴량이 증가하고 있으며, 오일샌드를 채굴하고 정제하는 과정에서 쓰이는 파이프라인에는 우수한 수소유기균열 저항성과 고온인장물성이 요구되고 있다. 통상적으로 오일샌드 채굴 및 정제과정에서의 온도는 80~320℃로 알려져 있으며, 특정지역에서 채굴되는 오일샌드에는 H2S가스가 포함되어 있어 우수한 고온인장물성과 함께 내수소유기균열성 확보가 필요하다고 알려져 있다. 고온인장물성은 상기 채굴 및 정제과정시 온도범위에서 기본적으로 높은 강도 및 연신율과 함께 파이프의 고변형능 확보를 위해 낮은 항복비가 요구된다.
수소유기균열 저항성을 효과적으로 향상시키는 방법으로는, 비특허문헌 1 및 2와 같이 비금속개재물의 길이와 편석부의 경도를 제어하는 방법 또는 비금속개재물의 조성을 제어하는 방법 등이 제시되고 있다. 한편, 고온에서 저항복비를 만족시키는 것과 관련해서는 현재까지 관련 연구가 거의 없으나 고온에서 항복강도 대비 인장강도의 감소를 최소화하기 위해 C 함량을 증가시키는 방법이 고려될 수 있다.
하지만, 상기 기술들은 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성을 각각 보증할 수는 있으나 이들을 동시에 보증하지는 못하고 있으며, 수소유기균열 발생을 억제하기 위해 C 함량을 최소화하고 있는 기존의 강재에서는 더욱 어려운 상황이다. 그 이유는 수소유기균열 저항성을 확보하고자 할 경우, 고온강도가 감소하고 항복비가 증가하는 형태로 두 물성이 상호 반비례하는 관계에 있기 때문이다.
이에 따라, 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 동시에 우수한 강판의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
Domizzi, G., et al., Corrosion Science, Vol. 43, 325-339(2001) Koh, S. U., et al., Corrosion, Vol. 64, 574-585(2008)
본 발명의 일측면은, 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02%이하(0% 제외), Ti: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.006%초과~0.01%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하고, 페라이트 기지조직에 2면적%이하의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 10㎛이하인 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 2.5 ≤ C/(Nb+V) + N/Ti ≤ 7
(단, 상기 관계식 1에서 C, Nb, V, N, Ti의 단위는 중량%임)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02%이하(0% 제외), Ti: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.006%초과~0.01%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 Ar3온도~미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하는 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 2.5 ≤ C/(Nb+V) + N/Ti ≤ 7
(단, 상기 관계식 1에서 C, Nb, V, N, Ti의 단위는 중량%임)
본 발명의 일측면에 따르면, 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수하여 H2S가 포함된 부식환경 및 고온환경에서도 바람직하게 사용할 수 있는 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예의 따른 시편들을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진으로서, (a)는 발명예 1, (b)는 비교예 9, (c)는 비교예 10의 미세조직 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예의 따른 시편들의 수소유기균열 시험 후 초음파 탐상을 이용하여 관찰한 사진으로서, (a)는 발명예 1, (b)는 비교예 7의 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예의 따른 시편들의 온도에 따른 인장시험 결과를 나타낸 그래프이며, (a)는 발명예 2, (b)는 비교예 3의 그래프이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 다만, 하기 설명되는 합금조성의 단위는 특별한 언급이 없는 한, 중량%로 간주한다.
C: 0.02~0.05%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다. 다만, 상기 C가 0.02% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기 효과가 적어 본 발명이 얻고자 하는 수준의 항복강도와 인장강도를 확보하기 어렵고, 0.05%를 초과하는 경우에는 내HIC성을 저하시키는 중심편석이 증대되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C는 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.025%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.035%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.047%인 것이 보다 바람직하고, 0.045%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.05~0.25%
상기 Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분이다. 상기 Si가 0.05% 미만으로 첨가되는 경우에는 고용강화 효과가 적어 항복강도와 인장강도의 차이가 적어짐에 따라 저항복비를 만족시키기 어렵다. 반면, 0.25%를 초과하는 경우에는 용접성 및 취성을 저하시키므로, 상기 Si는 0.05~0.25%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.08%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.15%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.23%인 것이 보다 바람직하고, 0.20%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.18%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.5~1.2%
상기 Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이다. 상기 Mn이 0.5% 미만으로 첨가되는 경우에는 높은 본 발명이 얻고자 하는 수준의 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 1.2%를 초과하는 경우에는 연속주조시 중심편석을 조장하여 충격인성 및 내HIC성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.5~1.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.6%인 것이 보다 바람직하고, 0.7%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.8%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.1%인 것이 보다 바람직하고, 1.0%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.95%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.01%이하(0% 제외)
상기 P는 제조공정상 불가피하게 함유되는 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되는 경우에는 연속주조시 Mn과 함께 중심편석을 조장하여 수소유기균열 저항성을 저하시키므로, 상기 P의 함량은 0.01%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.001%이하(0% 제외)
상기 S는 강중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.001%를 초과하는 경우 수소유기균열 저항성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.02~0.05%
상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분이다. 상기 Al이 0.02% 미만으로 첨가되는 경우에는 충분한 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 수소유기균열 저항성을 저하시키므로, 상기 Al은 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.021%인 것이 보다 바람직하고, 0.022%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.023%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.035%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.02~0.05%
상기 Nb는 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.02% 이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 0.05% 초과시 석출물을 다량 만들어 고용 C 함량을 줄임으로써 고온인장물성을 저해한다. 따라서, 상기 Nb는 0.02~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb의 하한은 0.025%인 것이 보다 바람직하고, 0.028%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb의 상한은 0.045%인 것이 보다 바람직하고, 0.043%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.04%인 것이 가장 바람직하다.
V: 0.02%이하(0% 제외)
상기 V는 Nb와 함께 소량 첨가에 의해 권취 후 석출강화 효과를 나타내는 성분이다. 다만, 본 발명의 탄소범위에서는 0.02% 초과시 석출물을 다량 만들어 고용 C 함량을 줄임으로써 고온인장물성을 저해한다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.02%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V의 하한은 0.003%인 것이 보다 바람직하고, 0.005%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.008%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V의 상한은 0.018%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.013%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.005%이하(0% 제외)
상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 효과를 충분히 얻으면서, 우수한 고온인장물성 또한 얻기 위해서는 상기 Ti의 함량이 0.005%이하일 필요가 있다. 상기 Ti의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는 충분한 고용 N을 확보하지 못하여 고온인장물성을 저해하게 되므로, 상기 Ti의 함량은 0.005%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti의 함량은 0.004%이하인 것이 보다 바람직하다.
N: 0.006%초과~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소로 TiN을 형성하여 슬라브 재가열시 오스테나이트 결정립 성장을 억제하며, 고온인장시 동적시효현상을 촉진하여 인장강도의 감소를 억제하는 역할을 한다. 상기 N 함량이 0.006%이하일 경우에는 상기 효과가 적어 고온에서 저항복비를 확보할 수 없으며, 0.01%를 초과할 경우에는 TiNbN 또는 NbN을 형성하여 수소유기균열 저항성을 확보하기 어렵다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.006%초과~0.01%이하로 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 하한은 0.0063%인 것이 보다 바람직하고, 0.0065%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0068%인 것이 가장 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.009%인 것이 보다 바람직하고, 0.0085%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.008%인 것이 가장 바람직하다.
Ca: 0.0005~0.003%
상기 Ca는 황화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 수소유기균열발생 기점을 억제하는 역할을 하는 성분으로서, 그 함량이 0.0005% 미만일 경우에는 상기 효과를 얻기가 어렵고, 0.003%를 초과할 경우에는 비금속개재물 양이 오히려 증가하여 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ca는 0.0005~0.003%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ca 함량의 하한은 0.001%인 것이 보다 바람직하고, 0.0013%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0015%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca 함량의 상한은 0.0028%인 것이 보다 바람직하고, 0.0025%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.0023%인 것이 가장 바람직하다.
본 발명 열연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별이 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 열연강판은 전술한 합금조성을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 1을 만족하지 못할 경우, 수소유기균열 저항성과 고온 항복비를 동시에 만족시킬 수 없다. C/(Nb+V) + N/Ti의 값이 2.5 미만일 경우에는 내수소유기균열성 확보에는 유리하나 고용 C 및 고용 N이 충분하지 못해 고온항복비를 만족시키기 어려운 단점이 있으며, 7을 초과하는 경우에는 내수소유기균열성이 저하되는 단점이 있다. 상기 C/(Nb+V) + N/Ti의 값의 하한은 2.8인 것이 보다 바람직하고, 3.0인 것이 보다 더 바람직하며, 3.5인 것이 가장 바람직하다. 상기 C/(Nb+V) + N/Ti의 값의 상한은 6.8인 것이 보다 바람직하고, 6.3인 것이 보다 더 바람직하며, 6.0인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 1] 2.5 ≤ C/(Nb+V) + N/Ti ≤ 7
(단, 상기 관계식 1에서 C, Nb, V, N, Ti의 단위는 중량%임)
본 발명의 열연강판은 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2는 여러 실험을 통한 경험식이며, Ca/S의 값이 1.5 미만일 경우에는 MnS 형성이 용이하여 수소유기균열 저항성이 저하되며, 4를 초과하는 경우에는 Ca계 비금속개재물량이 증가하여 수소유기균열저항성이 저하되는 문제가 있다. 상기 Ca/S의 값의 하한은 1.6인 것이 보다 바람직하고, 1.8인 것이 보다 더 바람직하며, 2.0인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ca/S의 값의 상한은 3.8인 것이 보다 바람직하고, 3.5인 것이 보다 더 바람직하며, 3.0인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 2] 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4
(단, 상기 관계식 2에서 Ca, S의 단위는 중량%임)
본 발명의 열연강판은 페라이트 기지조직에 2면적%이하의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지는 것이 바람직하다. 상기 페라이트 조직은 수소의 확산속도가 빠르고, 수소 용해도가 낮아 HIC저항성 확보에 유리하며, 전위밀도가 낮아 고온인장시 항복강도의 감소를 조장하여 저항복비 확보에 유리하다는 이점이 있다. 다만, 상기 펄라이트가 2면적%를 초과하는 경우에는 수소유기균열 저항성 확보가 어려울 수 있는데, 이는 상기 펄라이트 조직은 HIC균열 발생시 전파 통로(path)로 작용하여 균열의 크기를 증대시키기 때문이다.
본 발명의 열연강판은 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 10㎛이하인 것이 바람직하다. 상기 유효 결정립 크기가 10㎛를 초과할 경우에는 고온에서 인장강도가 감소하여 본 발명에서 얻고자 하는 저항복비를 확보하기 곤란할 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판은 상온 및 80~320℃ 구간의 고온에서 모두 350~500MPa의 항복강도를 가질 수 있으며, 수소에 의해 발생한 강판 시편 크랙의 두께 총합을 시편 전체두께로 나눈 값에 100을 곱한 값인 CTR(Crack Thickness Ratio)이 3%이하의 범위를 만족할 수 있다. 또한, 두께가 6~11mm 수준임에도 80~320℃ 구간의 고온에서 인장시험시 90%이하의 항복비(YR)를 만족시킬 수 있다. 한편, 통상적으로 이용되는 라인파이프용 강재가 15mm 이상임을 감안하면 본 발명 열연강판의 두께는 통상의 라인파이프용 강재 대비 박물임을 알 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 슬라브를 준비한다. 상기 슬라브를 준비하는 단계는, 용강을 정련하는 단계; 및 상기 정련된 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계를 포함할 수 있다. 비금속 개재물의 제어는 통상적인 2차 정련과정에서의 공정조건 제어를 통해서 이루어질 수 있으며, 예를 들면, 상기 2차 정련 공정은 LF에서 Ar 버블링을 행하거나, VTD 또는 RH 등과 같은 탈가스 공정을 행하여 이루어질 수 있으며, 상기 Ar 버블링에 의해 개재물을 제어할 수 있다. 물론, 본 발명의 제조방법은 상기 공정조건에 반드시 한정되는 것이 아니며, 다양한 방법에 의해 비금속 개재물을 제어할 수 있다. 상기 용강 정련 후에는 상기 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조할 수 있다.
이후, 상기 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열한다. 슬라브 재가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되고, 본 발명의 성분범위에서는 Nb계 석출물이 1150℃ 이상에서 고용이 가능하며, 1350℃를 초과하여 가열하는 경우에는 강판의 결정립도가 매우 커져 인성 및 고온인장물성이 저하된다. 따라서, 상기 재가열 온도범위는 1150~1350℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도의 하한은 1170℃인 것이 보다 바람직하고, 1200℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1230℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 재가열 온도의 상한은 1320℃인 것이 보다 바람직하고, 1300℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1280℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 재가열된 슬라브를 Ar3온도~미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연온도가 미재결정 온도를 초과할 경우 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 수 있는 가능성이 커서 고온인장물성을 저하시킬수 있으며, Ar3 온도 미만에서 마무리 열간압연이 행하여질 경우에는 이상역 압연으로 인해 수소가 다량 유입될 수 있는 (100)집합조직이 발달되어 수소유기균열 저항성이 매우 낮아질 수 있다. 따라서, 상기 마무리 열간압연온도는 Ar3온도~미재결정온도의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 하한은 Ar3온도+10℃인 것이 보다 바람직하고, Ar3온도+20℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ar3온도+30℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리 열간압연온도의 상한은 미재결정온도-10℃인 것이 보다 바람직하고, 미재결정온도-20℃인 것이 보다 더 바람직하며, 미재결정온도-30℃인 것이 가장 바람직하다.
한편, 상기 마무리 열간압연시, 미재결정온도 이하에서의 압하량은 열연강판 미세조직의 결정입도 및 균일성에 큰 영향을 끼칠 수 있다. 상기 결정입도 및 균일성은 수소유기균열 저항성 및 저온인성, 고온인장물성과 상호관련성이 크다. 따라서, 결정립도와 균일성의 제어를 위하여 마무리 열간압연시 압하율이 70% 이상이 되도록 하는 것이 바람직하며, 압하율이 70% 미만인 경우에는 결정입도의 균질성이 저하되어 저온인성 및 고온인장물성이 저하될 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취한다. 상기와 같은 열연공정을 통해 얻어진 열연강판의 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3온도 미만에서 개시되는 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 고온인장물성을 저하시킬 수 있으며, 내 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 취성파괴 집합조직을 발달시킬 수 있다. 따라서, 상기 열연강판을 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 상기 냉각개시온도의 상한은 미재결정온도 이하일 수 있다. 한편, 상기 냉각시 냉각속도는 20℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 20℃/sec 미만일 경우에는 수소유기균열 저항성을 저하시키는 조대한 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있다. 상기 냉각속도는 23℃/sec 이상인 것이 보다 바람직하고, 27℃/sec 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 30℃/sec 이상인 것이 가장 바람직하다. 본 발명에서는 상기 냉각속도가 빠를수록 본 발명이 얻고자 하는 미세조직 확보에 유리하므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 한편, 본 발명에서 언급하는 Ar3 온도 및 미재결정온도는 아래의 식을 통해 얻을 수 있다.
Ar3온도(℃)(Ouchi식): 910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo+0.35×(강판 두께(mm)-8)
미재결정온도(℃)(Boratto식): 887+464×C+6445×Nb-644×sqrt(Nb)+732×V-230×sqrt(V)+890×Ti+363×Al-357×Si
상기 냉각은 450~600℃에서 종료되는 것이 바람직하며, 상기 온도범위에서 열연강판을 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도 범위가 600℃를 초과하는 경우에는 변태가 불안정하여 조대한 펄라이트 조직이 형성될 수 있으며, 이로 인해 수소유기균열 저항성이 저하될 수 있다. 450℃ 미만인 경우에는 강판의 강성이 커 정상적인 권취가 매우 어렵다. 따라서, 상기 권취는 450~600℃의 온도범위에서 행하여지는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 470℃인 것이 보다 바람직하고, 500℃인 것이 보다 더 바람직하며, 520℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 590℃인 것이 보다 바람직하고, 580℃인 것이 보다 더 바람직하며, 570℃인 것이 가장 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 합금조성을 갖는 용강을 정련한 뒤, 연속조조하여 슬라브를 얻고, 이후, 하기 표 2와 같은 제조조건을 통해 두께가 6~11mm인 열연강판을 제조하였다.
이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
미세조직은 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 Image analyzer를 통해 측정하였으며, 유효 결정립 크기는 EBSD를 이용하여 15도 이상의 경계각을 가지는 결정립의 평균 크기로 산출하였다. 이 때, 펄라이트 분율을 제외한 나머지 미세조직은 페라이트였다.
기계적 물성 중 항복비는 80~320℃ 고온구간에서 대표적으로 항복비가 가장 열위하게 나오는 160℃, 230℃에서 고온인장 시험 후 항복비를 측정하였다. 이 때, 고온인장시험은 ASTM규격에 입각하여 실시하였다.
CTR은 NACE TM0284에 따라 1기압 H2S 가스로 포화된 5%NaCl+0.5%CH3COOH 용액에 시편을 96시간동안 침지한 뒤, 초음파 탐상법에 의해 균열 정도를 관찰하고, 이후 수소에 의해 발생한 강판 시편 크랙의 두께 총합을 시편 전체두께로 나눈 값에 100을 곱한 값으로 평가하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti Nb V N Ca 식1 식2
발명강1 0.035 0.2 1.1 0.006 0.0009 0.025 0.003 0.04 0.015 0.0065 0.002 2.80 2.22
발명강2 0.045 0.15 0.7 0.0045 0.0008 0.03 0.002 0.025 0.01 0.009 0.002 5.79 2.50
발명강3 0.04 0.17 0.9 0.0056 0.0007 0.032 0.004 0.03 0.01 0.0085 0.0023 3.13 3.29
비교강1 0.055 0.2 1.1 0.007 0.0009 0.03 0.004 0.03 0.012 0.009 0.0025 3.56 2.78
비교강2 0.04 0.18 1.3 0.006 0.0009 0.03 0.002 0.02 0.02 0.0085 0.003 5.25 3.33
비교강3 0.05 0.2 0.9 0.007 0.0008 0.025 0.007 0.025 0.01 0.009 0.002 2.71 2.50
비교강4 0.04 0.18 0.89 0.008 0.0007 0.036 0.002 0.02 0.035 0.0075 0.0023 4.48 3.29
비교강5 0.045 0.2 0.8 0.006 0.0008 0.032 0.003 0.03 0.016 0.005 0.0024 2.64 3.00
비교강6 0.04 0.18 0.9 0.007 0.0006 0.026 0.003 0.045 0.01 0.009 0.0029 3.73 4.83
비교강7 0.045 0.15 0.8 0.0051 0.0007 0.027 0.001 0.03 0.01 0.0095 0.0025 10.63 3.57
비교강8 0.028 0.22 1 0.0046 0.0008 0.025 0.004 0.042 0.016 0.0064 0.0028 2.08 3.50
[식 1] C/(Nb+V) + N/Ti
[식 2] Ca/S
구분 강종No. 재가열온도
(℃)		 마무리 열간압연온도
(℃)		 압하율
(%)		 냉각속도
(℃/sec)		 권취온도
(℃)		 두께
(mm)
발명예1 발명강1 1301 892 88 35 541 6
발명예2 발명강2 1278 862 84 33 581 8
발명예3 발명강3 1328 878 78 28 520 11
비교예1 비교강1 1311 886 78 30 546 11
비교예2 비교강2 1288 839 78 32 562 11
비교예3 비교강3 1261 869 78 31 574 11
비교예4 비교강4 1248 835 88 36 555 6
비교예5 비교강5 1289 881 84 34 534 8
비교예6 비교강6 1276 908 84 33 548 8
비교예7 비교강7 1256 879 88 37 561 6
비교예8 비교강8 1288 895 88 35 546 6
비교예9 발명강1 1311 886 78 29 632 11
비교예10 발명강2 1361 931 78 28 582 11
구분 펄라이트
분율(면적%)		 유효 결정립
크기(㎛)		 상온 항복강도(MPa) 160℃에서의 항복비(%) 230℃에서의 항복비(%) CTR(%)
발명예1 0.8 7.3 482 84 81 0
발명예2 1.6 7.6 392 79 83 0
발명예3 0.5 8.6 446 88 86 0
비교예1 0.9 6.6 488 83 84 4.5
비교예2 1.2 9.5 469 88 87 3.9
비교예3 1.0 6.3 439 93 91 0
비교예4 0.7 7.7 428 91 90 0
비교예5 0.5 8.9 436 92 91 1.5
비교예6 0.8 7.8 452 87 85 6.5
비교예7 0.9 6.9 408 84 82 6.5
비교예8 0.6 7.6 468 92 91 0
비교예9 2.7 8.4 437 88 84 3.6
비교예10 1.9 13 379 92 90 0.2
상기 표 1 내지 3에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보함으로써 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 수준임을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명이 제안하는 제조조건은 만족하나, 합금조성을 만족하지 않는 비교예 1 내지 8의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성을 얻을 수 없음을 확인할 수 있다.
비교예 9 및 10는 본 발명이 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건을 만족하지 않는 경우로서, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하지 못하여 본 발명이 목표로 하는 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성을 얻을 수 없음을 확인할 수 있다.
도 1은 시편들을 광학현미경으로 관찰한 미세조직 사진으로서, (a)는 발명예 1, (b)는 비교예 9, (c)는 비교예 10의 미세조직 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 페라이트 기지조직에 2면적%이하의 펄라이트를 포함하는 미세조직이 형성되었으며, 유효 결정립 크기가 10㎛이하임을 알 수 있다. 비교예 9의 경우에는 펄라이트 분율이 2.7%로서 본 발명이 제안하는 수준을 벗어났음을 알 수 있고, 비교예 10의 경우에는 유효 결정립 크기가 13㎛로서 본 발명이 제안하는 수준을 벗어났음을 알 수 있다.
도 2는 시편들의 수소유기균열 시험 후 초음파 탐상을 이용하여 관찰한 사진으로서, (a)는 발명예 1, (b)는 비교예 7의 사진이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 발명예1의 경우에는 균열이 전혀 발생하지 않았으나, 비교예 7의 경우에는 균열이 다량 발생하였음을 확인할 수 있다.
도 3은 온도에 따른 인장시험 결과를 나타낸 그래프이며, (a)는 발명예 2, (b)는 비교예 3의 그래프이다. 도 3을 통해 알 수 있듯이, 발명예 2의 경우에는 상온, 160℃, 230℃ 및 330℃에서 모두 항복비가 90% 이하임을 알 수 있는 반면, 비교예 3의 경우에는 160℃ 및 230℃에서 항복비가 90%를 초과함을 확인할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02%이하(0% 제외), Ti: 0.004%이하(0% 제외), N: 0.006%초과~0.01%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 관계식 1 및 2를 만족하고,
    페라이트 기지조직에 2면적%이하의 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며,
    EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 10㎛이하인 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판.
    [관계식 1] 2.5 ≤ C/(Nb+V) + N/Ti ≤ 7
    [관계식 2] 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4
    (단, 상기 관계식 1 및 2에서 C, Nb, V, N, Ti, Ca, S의 단위는 중량%임)
  2. 삭제
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 항복강도: 350~500MPa, CTR(Crack thickness Ratio): 3%이하, 80~320℃에서 인장시험시 항복비가 90%이하인 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판.
  4. 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.25%, Mn: 0.5~1.2%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.02~0.05%, V: 0.02%이하(0% 제외), Ti: 0.004%이하(0% 제외), N: 0.006%초과~0.01%, Ca: 0.0005~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 Ar3온도~미재결정온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 Ar3온도 이상에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하는 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 2.5 ≤ C/(Nb+V) + N/Ti ≤ 7
    [관계식 2] 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4
    (단, 상기 관계식 1 및 2에서 C, Nb, V, N, Ti, Ca, S의 단위는 중량%임)
  5. 삭제
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 슬라브를 준비하는 단계는, 용강을 정련하는 단계; 및 상기 정련된 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계를 포함하는 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  7. 청구항 4에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 압하율은 70% 이상인 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  8. 청구항 4에 있어서,
    상기 냉각시 냉각속도는 20℃/sec 이상인 수소유기균열 저항성 및 고온인장물성이 우수한 열연강판의 제조방법.
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