KR20150125986A - 수소용 강 구조물 그리고 수소용 축압기 및 수소용 라인 파이프의 제조 방법 - Google Patents

수소용 강 구조물 그리고 수소용 축압기 및 수소용 라인 파이프의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

종래 강보다 고압 수소 환경 중에서의 피로 균열 진전 속도를 저하시킨, 우수한 내수소 취화 특성을 갖는 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 제공한다. 면적률로 10∼95％의 베이나이트, 면적률로 10∼95％의 마르텐사이트, 면적률로 10∼95％의 펄라이트 중 어느 1종을 갖고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물이다.

Description

수소용 강 구조물 그리고 수소용 축압기 및 수소용 라인 파이프의 제조 방법{STEEL STRUCTURE FOR HYDROGEN, AND METHOD FOR MANUFACTURING PRESSURE ACCUMULATOR FOR HYDROGEN AND LINE PIPE FOR HYDROGEN}
본 발명은, 고압 수소 환경 중(high pressure hydrogen environment)에서 우수한 내수소 취화 특성(hydrogen embrittlement resistance)을 갖는 수소용 축압기(hydrogen storage vessel)나 수소용 라인 파이프(hydrogen pipeline) 등의 수소용 강 구조물(steel structure for hydrogen gas), 그리고 이들 수소용 축압기 및 수소용 라인 파이프의 제조 방법에 관한 것이다.
최근, 재생 가능한 에너지원(renewable energy source)으로서, 또한, 에너지의 다양화의 관점에서, 세계적으로 수소가 크게 주목받고 있다. 특히, 고압 수소 가스를 연료원으로 하는 연료 전지 자동차(fuel cell vehicle)에 대한 기대는 크고, 연료 전지 자동차의 개발에 관련된 연구가 세계적으로 널리 진행되고 있으며, 일부에서는, 이미 실용화 시험(test for practical use)까지 행해지고 있다.
연료 전지차는 가솔린(gasoline) 대신에 수소를 탱크에 적재하고 주행한다. 이 때문에, 연료 전지 자동차의 보급을 위해서는, 가솔린 스테이션(gas station)을 대신하여 연료 보급을 행하는 수소 스테이션(hydrogen station)이 필요해진다. 수소 스테이션에서는 수소를 고압으로 저장하는 수소용 용기인 수소용 축압기로부터 차량 탑재의 수소 연료 탱크로 수소를 충전한다. 차량 탑재의 수소 탱크로의 충전 최고 압력은, 현재 35㎫이다. 한편 주행 거리(driving range)를 가솔린차 수준으로 하기 위해, 최고 충전 압력(maximum filling pressure)을 70㎫로 하는 것이 기대되고 있으며, 이러한 고압 수소 환경하에서, 수소를 안전하게 저장하고, 공급하는 것이 요구된다. 그 때문에, 수소 스테이션의 수소용 축압기의 압력은, 현재는 40㎫가 요구되고 있지만, 추가로 최고 충전 압력을 70㎫로 상승하는 경우, 수소 스테이션의 수소용 축압기의 압력은 80㎫가 요구되게 된다. 즉, 이 경우, 수소 스테이션의 수소용 축압기는 80㎫의 환경에 노출되게 된다.
한편, 저합금강(low-alloy steel)에 수소가 침입하면 취화(수소 취화)(hydrogen embrittlement)되는 것이 알려져 있다. 수소압이 15㎫ 정도까지이면, 충분한 두께를 갖는 저합금강이 이용되고 있다. 그러나, 그 이상의 압력에서는 사용 중에 수소 취성 파괴(hydrogen embtittlement fracture)될 위험성이 높아지기 때문에, 저합금강은 사용되지 않고, 저합금강보다도 수소 취화(hydrogen embrittlement)되기 어려운 SUS316L강 등의 오스테나이트계 스테인리스강(austenitic stainless steel) 등이 이용되고 있다.
SUS316L강 등은 강재의 비용이 높은 것에 더하여, 강도가 낮다. 이 때문에, 80㎫의 수소압에 견딜 수 있도록 설계하기 위해서는, 매우 두께가 두꺼워져, 수소용 축압기 그 자체의 가격도 매우 고가가 된다. 그 때문에, 보다 저비용으로 80㎫의 압력에 견딜 수 있는 수소 스테이션용의 수소용 축압기를 개발하는 것이 요망되고 있다.
상기 문제점을 해결하여, 저합금강을 고압 수소 축압기에 적용하기 위한 기술이 여러 가지 검토되고 있다. 특허문헌 1에서는, 강 중의 수소의 트랩 사이트(hydrogen trapping site)로서, MnS나 Ca계 개재물, 또는 VC를 활용하여 비확산성 수소(non-diffusible hydrogen)로 하여, 확산성 수소(diffusible hydrogen)에 의한 취화를 억제하는 고압 수소 환경용 강이 제안되고 있다. 특허문헌 2, 3에서는, Cr-Mo강의 조질 처리(quench and temper)에 있어서 비교적 높은 온도에서 템퍼링 처리(tempering treatment)를 함으로써 인장 강도(tensile strength)를 900∼950㎫의 매우 좁은 범위로 제어한, 내고압 수소 환경 취화 특성이 우수한 저합금 고강도강이 제안되고 있다. 특허문헌 4에서는, V-Mo계 탄화물을 활용하여, 템퍼링 온도(tempering temperature)를 높임으로써 내수소환경 취화 특성을 향상한, 고압 수소 환경용 저합금강(low-alloy steel for high-pressure gaseous hydrogen environment)이 제안되고 있다. 특허문헌 5에서는, Mo와 V를 다량으로 첨가하고, 강판 제조시에 노멀라이징 처리(normalizing treatment) 후에 장시간의 응력 제거 어닐링(stress-relief annealing)을 행함으로써, (Mo,V)C를 다량으로 석출(precipitate)시킨 내수소성이 우수한 고압 수소 가스 저장 용기용 강(steel for high-pressure hydrogen storage vessel)이 제안되고 있다. 특허문헌 6에서는, 시멘타이트(cementite)의 미세화에 의해 침입 수소량을 저감하고 모재 인성을 향상시킴으로써 수소 취화를 억제하는 기술이 제안되고 있다. 특허문헌 7에서는, 조대(coarse) 시멘타이트 및 섬 형상 마르텐사이트(martensite-austenite constituent)(MA)의 생성을 억제함으로써, 수소 침입(hydrogen entry)과 연성 저하(ductility deterioration)를 억제함으로써 수소 취화를 억제하는 기술이 제안되고 있다. 또한, 통상의 저합금강에 대한 피로 균열 진전 특성(fatigue crack propagation characteristics)에 대해서는, 비특허문헌 1 및 2 등에 기재되어 있다.
일본공개특허공보 2005-2386호 일본공개특허공보 2009-46737호 일본공개특허공보 2009-275249호 일본공개특허공보 2009-74122호 일본공개특허공보 2010-37655호 일본공개특허공보 2012-107332호 일본공개특허공보 2012-107333호
와다 요루 저: 「수소 에너지 시스템」, Vol. 35, No.4(2010), p.38∼44 미야모토 타이스케 등 저: 「일본 기계 학회 논문집(A편)」, 78권, 788호(2012), p.531∼546
특히 고압 수소 환경하에서 사용하는 수소용 축압기에서는, 반복하여 수소의 충전을 행함으로써, 용기에 반복 응력(cyclic stress)이 가해지기 때문에, 장기간의 사용 수명을 확보하는 것이 어려웠다. 사용 수명을 장기간화하기 위해서는, 피로 균열 진전 속도를 저감하는 것이 중요하다. 그러나, 상기한 바와 같은 종래 기술에서는, 피로 균열 진전 속도(fatigue crack propagation rate)를 충분히 저하시킬 수 없었다.
또한, 수소용 파이프 라인에서 사용되는 수소용 라인 파이프 등, 실상에서는 항상 수소용 축압기 정도의 고압 수소 환경하에서는 사용되지 않는 수소용 강 구조물에 대해서도, 수소용 축압기와 동일한 정도의 안전성을 확보할 수 있는 것이 바람직하다.
본 발명은, 상기의 현상을 감안하여 개발된 것으로, 종래 강보다 고압 수소 환경 중에서의 피로 균열 진전 속도를 저하시킨, 우수한 내수소 취화 특성을 갖는 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 상기의 관점에서 여러 가지 조직 형태를 갖는 수소용 강 구조물의 고압 수소 가스 중에 있어서의 내수소 취화 특성을 신중하게 조사했다. 그 결과, 수소용 강 구조물의 강 조직을, 베이나이트(bainite), 마르텐사이트(martensite), 펄라이트(pearlite) 중 어느 1종을 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트(ferrite)인 강 조직으로 함으로써, 단상 조직(single-phase microstructure)의 종래재보다도 고압 수소 가스 중에서의 내수소 취화 특성을 향상할 수 있어, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 발견했다.
즉, 본 발명자들은, 소정량의 베이나이트를 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트인 강 조직으로 함으로써, 단상 조직의 종래재보다도 고압 수소 가스 중에서의 내수소 취화 특성을 향상할 수 있어, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 발견했다. 또한, 여기에서, 소정량의 베이나이트를 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트인 강 조직이란, 강 조직이 실질적으로 페라이트 및 베이나이트의 2상 조직(dual-phase microstructure)인 것을 의미한다.
또한, 소정량의 마르텐사이트를 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트인 강 조직으로 함으로써, 단상 조직의 종래재보다도 고압 수소 가스 중에서의 내수소 취화 특성을 향상할 수 있어, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 발견했다. 또한, 여기에서, 소정량의 마르텐사이트를 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트인 강 조직이란, 강 조직이 실질적으로 페라이트 및 마르텐사이트의 2상 조직인 것을 의미한다.
또한, 소정량의 펄라이트를 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트인 강 조직으로 함으로써, 단상 조직의 종래재보다도 고압 수소 가스 중에서의 내수소 취화 특성을 향상할 수 있어, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 발견했다. 또한, 여기에서, 소정량의 펄라이트를 갖고 잔부가 실질적으로 페라이트인 강 조직이란, 강 조직이 실질적으로 페라이트 및 펄라이트의 2상 조직인 것을 의미한다.
본 발명은, 이러한 새로운 인식에 기초하여, 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 이하를 요지 구성으로 한다.
[1] 면적률로 10∼95％의 베이나이트, 면적률로 10∼95％의 마르텐사이트, 면적률로 10∼95％의 펄라이트 중 어느 1종을 갖고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물.
[2] 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 상기 [1]에 기재된 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물.
[3] 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 상기 [1]에 기재된 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물.
[4] 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 상기 [1]에 기재된 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물.
[5] 질량％로, C: 0.05∼0.20％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.5∼2.0％, Al: 0.01∼0.10％, N: 0.0005∼0.008％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, O: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 상기 [2]에 기재된 수소용 강 구조물.
[6] 질량％로, C: 0.05∼0.35％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.5∼2.0％, Al: 0.01∼0.10％, N: 0.0005∼0.008％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, O: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 상기 [3]에 기재된 수소용 강 구조물.
[7] 질량％로, C: 0.05∼0.10％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.5∼2.0％, Al: 0.01∼0.10％, N: 0.0005∼0.008％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, O: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 상기 [4]에 기재된 수소용 강 구조물.
[8] 추가로, 질량％로, Cu: 0.05∼1.0％, Ni: 0.05∼2.0％, Cr: 0.1∼2.5％, Mo: 0.05∼2.0％, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.2％, Ti: 0.005∼0.1％, W: 0.05∼2.0％, B: 0.0005∼0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강 조성을 갖는 상기 [5]∼[7] 중 어느 하나에 기재된 수소용 강 구조물.
[9] 추가로, 질량％로, Nd: 0.005∼1.0％, Ca: 0.0005∼0.005％, Mg: 0.0005∼0.005％, REM: 0.0005∼0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강 조성을 갖는 상기 [5]∼[8] 중 어느 하나에 기재된 수소용 강 구조물.
[10] 상기 수소용 강 구조물이, 수소용 축압기 혹은 수소용 라인 파이프인, 상기 [1]∼[9] 중 어느 하나에 기재된 수소용 강 구조물.
[11] 상기 [10]에 기재하는 수소용 라인 파이프의 제조 방법으로서, 상기 [5]∼[9] 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강 소재를, Ac3 변태점(transformation temperature) 이상으로 가열하고, 열간 압연 후, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 1∼200℃/s로 600℃ 이하의 온도까지 냉각하는, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 라인 파이프의 제조 방법.
[12] 상기 [10]에 기재하는 수소용 라인 파이프의 제조 방법으로서, 상기 [5]∼[9] 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강 소재를, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 열간 압연 후, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 1∼200℃/s로 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭(quenching)하고, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링하는, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 라인 파이프의 제조 방법.
[13] 상기 [10]에 기재하는 수소용 축압기의 제조 방법으로서, 상기 [5]∼[9] 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강재를 소정 형상으로 성형 후, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 0.5∼100℃/s로 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하고, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링하는, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 축압기의 제조 방법.
본 발명에 의하면, 종래보다도 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 매우 우수한 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 얻을 수 있어, 산업상 매우 유용하다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명을 구체적으로 설명한다.
본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직은, 면적률로 10∼95％의 베이나이트, 면적률로 10∼95％의 마르텐사이트, 면적률로 10∼95％의 펄라이트 중 어느 1종을 갖고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어진다. 즉, 본 발명의 수소용 강 구조물은, 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는, 혹은, 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는, 혹은 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는다.
본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직은, 실질적으로, 연질인 페라이트와 경질의 상(hard phase)인 베이나이트, 마르텐사이트, 펄라이트 중 어느 1종으로 이루어지는 2상 조직이다. 본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직은, 연질인 페라이트와 경질인 상이 분산되어 있으며, 그들 계면(interface)에서는, 피로 균열(fatigue crack)이 정체하고, 우회 및/또는 분기하기 때문에, 피로 균열의 진전 속도가 저하되어, 우수한 내수소 취화 특성을 갖는다.
또한, 본 발명에 있어서, 조직 분율(microstructure fraction)의 측정은, 예를 들면 나이탈 에칭(nital etching)에 의해, 마이크로 조직(microstructure)을 현출(apear)시키고, 광학 현미경(optical microscope) 또는 SEM(Scanning Electron Microscope)을 이용하여 조직(microstructure)을 사진 촬영하고, 각각의 조직을 식별하여, 면적률(area ratio)을 구하면 좋다.
또한, 본 발명에 있어서, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물이란, 후술하는 바와 같은 응력 확대 계수 범위(stress intensity factor range)가 ΔK＝25(㎫·m1/2)일 때의 피로 균열 진전 속도가 1.0×10－6(m/cycle) 이하인 수소용 강 구조물을 의미하며, 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프가 예시된다.
또한, 본 발명의 수소용 강 구조물인 수소용 축압기는, 상기한 바와 같이, 수소 스테이션 등에서 사용되는 축압기이며, 예를 들면, 타입 1의 강재만을 이용하는 타입 또는, 타입 2 및 타입 3의 강재에 탄소 섬유 강화 플라스틱(CFRP: Carbon Fiber Reinforced Plastic)을 감는 타입이다. 또한, 여기에서 타입 1, 타입 2, 타입 3이란, 압축 천연 가스 자동차용 연료 용기(compressed natural gas vehicle fuel containers)에 관한 각 규격, ISO11439, ANSI(American National Standards Institute)/NGV(Natural Gas Vehicle), 고압 가스 보안법(High Pressure Gas Safety Act)의 용기 보안 규칙 예시 기준 별첨 9(Container Safety Rules-Exemplified Standard-Appendix-9) 등에 기재되는 용기의 구조에 대한 구분이다. 또한, 저장되는 수소의 압력으로서는, 35㎫ 정도 또는 70㎫ 정도이다. 또한, 본 발명의 수소용 강 구조물인 수소용 라인 파이프는, 심리스 강관(seamless steel line pipe) 또는 UOE 강관(UOE steel line pipe)이고, 수소의 압력으로서는, 5㎫ 이상이다.
이하에, 본 발명에 대해서, 1) 베이나이트와 페라이트(발명 1), 2) 마르텐사이트와 페라이트(발명 2), 3) 펄라이트와 페라이트(발명 3)와 같은 수소용 구조물의 강 조직별로, 구체적으로 설명한다.
1) 베이나이트와 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직(발명 1)
본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직의 하나는, 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직이다. 이 본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직은, 연질인 페라이트와 경질인 베이나이트가 분산되어 있는 강 조직이다. 본 발명의 수소용 강 구조물에서는, 분산되어 존재하는 연질인 페라이트와 경질인 베이나이트의 계면 근방에서 피로 균열이 정체하고, 우회, 분기되는 효과 때문에, 피로 균열의 진전 속도가 저하되어, 우수한 내수소 취화 특성을 갖는다. 또한, 여기에서 말하는 연질인 페라이트란, 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)를 의미하며, 경도가 대략 HV10으로 70∼150의 조직으로 한다. 또한, 경질인 베이나이트란, 상부 베이나이트(BI, BⅡ, BⅢ형) 또는 하부 베이나이트 중 어느 것이라도 좋으며, 경도가 대략 HV10으로 150∼300의 조직을 의미한다. 또한, HV10이란, JIS Z 2244:2009에 기재된 비커스 경도 시험의 시험 방법에 따라, 시험력 98N으로 구할 수 있는 비커스 경도를 말한다.
이러한 효과는, 조직 전체에 대한 면적률로, 베이나이트 조직의 면적률을 10∼95％로 하고, 잔부를 기본적으로 페라이트로 하는 것, 즉, 강 조직을 주로 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 2상 조직으로 함으로써, 분명한 효과가 인정된다. 이 때문에, 본 발명에서는, 상기 수소용 강 구조물의 강 조직을, 베이나이트 조직의 면적률을 10∼95％로 하고, 잔부를 실질적으로 페라이트 조직으로 한다. 바람직하게는 베이나이트의 면적률은 20∼95％, 보다 바람직하게는 25∼95％이다. 더욱 바람직한 베이나이트의 면적률은, 30∼70％이고, 나아가서는, 베이나이트의 면적률은 40∼60％인 것이 바람직하다. 여기에서, 페라이트 조직과 베이나이트 조직의 면적률이 거의 동일한 경우에, 가장 피로 균열 진전 속도가 저하된다. 즉 페라이트 조직과 베이나이트 조직의 합계의 면적률에 대한 베이나이트 조직의 면적률의 비율인, 베이나이트 면적률비[베이나이트 면적률비: (베이나이트 조직의 면적률)/((페라이트 조직의 면적률)＋(베이나이트 조직의 면적률))]가, 0.3∼0.7인 경우에, 가장 피로 균열 진전 속도가 저하된다. 이 때문에, 베이나이트 면적률비는 0.3∼0.7로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 베이나이트 면적률비는 0.4∼0.6이다. 또한, 베이나이트 조직 이외의 잔부는, 실질적으로는 페라이트로 하지만, 베이나이트 및 페라이트 이외의 조직(예를 들면, 펄라이트나 마르텐사이트 등)이 합계의 면적률로 2％ 이하이면, 본 발명의 효과에 실질적인 영향은 없기 때문에, 함유해도 좋다. 즉, 베이나이트와 페라이트의 합계의 면적률이 98％ 이상이면, 그 외의 조직을 함유해도 좋다.
다음으로, 상기한 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 본 발명(발명 1)의 수소용 강 구조물의 바람직한 강 조성에 대해서, 설명한다. 또한, 이하, 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급하지 않는 한, 질량％를 의미한다.
C: 0.05∼0.20％
C는, 적당한 퀀칭성(hardenability)을 확보하기 위해 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, C 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.08％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 베이나이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, C 함유량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 함유량은, 0.20％를 초과하면 모재 및 용접 열영향부의 인성이 열화됨과 함께, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.20％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.17％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 베이나이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, C 함유량은 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, C 함유량을 0.05∼0.20％로 한정한다.
Si: 0.05∼0.50％
Si는, 제강 단계의 탈산재(deoxidizer) 및 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.08％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 베이나이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Si 함유량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량은, 0.50％를 초과하면 입계(grain boundary)가 취화되어, 저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.45％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 베이나이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Si 함유량은 0.40％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Si 함유량을 0.05∼0.50％로 한정한다.
Mn: 0.5∼2.0％
Mn은, 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.5％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.5％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 0.8％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 베이나이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Mn 함유량은 1.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mn은, 2.0％를 초과하여 함유하면, 입계 강도가 저하되어, 저온 인성이 열화된다. 이 때문에, Mn 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.8％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 베이나이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Mn 함유량은 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Mn 함유량을 0.5∼2.0％로 한정한다.
Al: 0.01∼0.10％
Al은, 탈산재로서 첨가됨과 동시에, Al계 질화물의 미세 석출물(fine precipitate)로서 가열시에 오스테나이트립(austenite grain)을 피닝(pinning)하여, 알갱이의 조대화를 억제하는 효과가 있지만, 0.01％ 미만의 경우에는 그 효과가 충분하지 않다. 이 때문에, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.02％ 이상이다. 한편, Al은, 0.10％를 초과하여 함유하면, 강판의 표면 흠집이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.08％ 이하이다. 따라서, Al 함유량을 0.01∼0.10％로 한정한다.
N: 0.0005∼0.008％
N은, Nb, Ti 및 Al 등과 질화물을 형성함으로써 미세 석출물을 형성하고, 가열시에 오스테나이트립을 피닝함으로써, 알갱이의 조대화를 억제하여, 저온 인성(low-temperature toughness)을 향상시키는 효과를 갖기 위해 첨가한다. 0.0005％ 미만의 첨가에서는 조직의 미세화 효과를 충분히 불러올 수 없다. 이 때문에, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.002％ 이상이다. 한편, 0.008％를 초과하는 첨가는 고용 N량이 증가하기 때문에 모재 및 용접 열영향부(weld heat-affected zone)의 인성을 손상시킨다. 이 때문에, N 함유량은 0.008％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.006％ 이하이다. 따라서, N 함유량을 0.0005∼0.008％로 한정한다.
P: 0.05％ 이하
불순물 원소인 P는, 결정립계(grain boundary)에 편석(segregate)하기 쉽고, 0.05％를 초과하면 인접 결정립(adjacent grain)의 접합 강도(grain boundary strength)를 저하시켜, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량을 0.05％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.03％ 이하이다.
S: 0.01％ 이하
불순물 원소인 S는, 결정립계에 편석하기 쉽고, 또한, 비금속 개재물(nonmetallic inclusion)인 MnS를 생성하기 쉽다. 0.01％를 초과하면 인접 결정립의 접합 강도가 저하되고, 개재물의 양이 많아져, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.005％ 이하이다.
O: 0.01％ 이하
O는, Al 등과 산화물을 형성함으로써, 재료의 성형성에 영향을 미친다. 0.01％를 초과하는 함유는 개재물이 증가하여, 성형성을 손상시킨다. 따라서, O 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, O 함유량은 0.006％ 이하이다.
2) 마르텐사이트와 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직(발명 2)
본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직의 하나는, 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직이다. 이 본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직은, 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트가 분산되어 있는 강 조직이다. 본 발명의 수소용 강 구조물에서는, 분산되어 존재하는 연질인 페라이트와 경질인 마르텐사이트의 계면 근방에서 피로 균열이 정체하고, 우회, 분기하는 효과 때문에, 피로 균열의 진전 속도가 저하되어, 우수한 내수소 취화 특성을 갖는다. 또한, 여기에서 말하는 연질인 페라이트란, 폴리고날 페라이트를 의미하며, 경도가 대략 HV10으로 70∼150의 조직으로 한다. 또한, 경질인 마르텐사이트란, 시멘타이트를 포함하고 있어도 포함하지 않아도 좋으며, 경도가 대략 HV10으로 200∼600의 조직을 의미한다.
이러한 효과는, 조직 전체에 대한 면적률로, 마르텐사이트 조직의 면적률을 10∼95％로 하고, 잔부를 기본적으로 페라이트로 하는 것, 즉, 강 조직을 주로 마르텐사이트 및 페라이트로 이루어지는 2상 조직으로 함으로써, 분명한 효과가 인정된다. 이 때문에, 본 발명에서는, 상기 수소용 강 구조물의 강 조직을, 마르텐사이트 조직의 면적률을 10∼95％로 하고, 잔부를 실질적으로 페라이트 조직으로 한다. 바람직하게는 마르텐사이트의 면적률은 20∼95％, 보다 바람직하게는 25∼95％이다. 더욱 바람직한 마르텐사이트의 면적률은, 30∼70％이고, 나아가서는, 마르텐사이트의 면적률은 40∼60％인 것이 바람직하다. 여기에서, 페라이트 조직과 마르텐사이트 조직의 면적률이 거의 동일한 경우에, 가장 피로 균열 진전 속도가 저하된다. 즉 페라이트 조직과 마르텐사이트 조직의 합계의 면적률에 대한 마르텐사이트 조직의 면적률의 비율인, 마르텐사이트 면적률비[마르텐사이트 면적률비: (마르텐사이트 조직의 면적률)/((페라이트 조직의 면적률)＋(마르텐사이트 조직의 면적률))]가, 0.3∼0.7인 경우에, 가장 피로 균열 진전 속도가 저하된다. 이 때문에, 마르텐사이트 면적률비는 0.3∼0.7로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 마르텐사이트 면적률비는 0.4∼0.6이다. 또한, 마르텐사이트 조직 이외의 잔부는, 실질적으로는 페라이트로 하지만, 마르텐사이트 및 페라이트 이외의 조직(예를 들면, 펄라이트나 베이나이트 등)이 합계의 면적률로 2％ 이하이면, 본 발명의 효과에 영향은 없기 때문에, 함유해도 좋다. 즉, 마르텐사이트와 페라이트의 합계의 면적률이 98％ 이상이면, 그 외의 조직을 함유해도 좋다.
다음으로, 상기한 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는, 본 발명(발명 2)의 수소용 강 구조물의 바람직한 강 조성에 대해서, 설명한다. 또한, 상기한 바와 같이, 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급하지 않는 한, 질량％를 의미한다.
C: 0.05∼0.35％
C는, 적당한 퀀칭성을 확보하기 위해 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, C 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.08％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, C 함유량을 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, C 함유량이 0.35％를 초과하면 모재 및 용접 열영향부의 인성이 열화됨과 함께, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.35％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.27％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, C 함유량을 0.25％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, C 함유량을 0.05∼0.35％로 한정한다.
Si: 0.05∼0.50％
Si는, 제강 단계의 탈산재 및 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.08％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Si 함유량을 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 0.50％를 초과하면 입계가 취화되어, 저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.45％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Si 함유량을 0.40％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Si 함유량을 0.05∼0.50％로 한정한다.
Mn: 0.5∼2.0％
Mn은, 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.5％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.5％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 0.8％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Mn 함유량은 1.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mn은, 2.0％를 초과하여 함유하면, 입계 강도가 저하되어, 저온 인성이 열화된다. 이 때문에, Mn 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.8％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 마르텐사이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Mn 함유량은 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Mn 함유량을 0.5∼2.0％로 한정한다.
Al: 0.01∼0.10％
Al은, 탈산재로서 첨가됨과 함께, Al계 질화물의 미세 석출물로서 가열시에 오스테나이트립을 피닝하여, 알갱이의 조대화를 억제하는 효과가 있지만, 0.01％ 미만의 경우에는 그 효과가 충분하지 않다. 이 때문에, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.02％ 이상이다. 한편, Al은, 0.10％를 초과하여 함유하면, 강판의 표면 흠집이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.08％ 이하이다. 따라서, Al 함유량을 0.01∼0.10％로 한정한다.
N: 0.0005∼0.008％
N은, Nb, Ti, Al 등과 질화물을 형성함으로써 미세 석출물을 형성하고, 가열시에 오스테나이트립을 피닝함으로써, 알갱이의 조대화를 억제하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖기 위해 첨가한다. 0.0005％ 미만의 첨가에서는 조직의 미세화 효과를 충분히 불러올 수 없다. 이 때문에, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.002％ 이상이다. 한편, 0.008％를 초과하는 첨가는 고용 N량이 증가하기 때문에 모재 및 용접 열영향부의 인성을 손상시킨다. 이 때문에, N 함유량은 0.008％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.006％ 이하이다. 따라서, N 함유량을 0.0005∼0.008％로 한정한다.
P: 0.05％ 이하
불순물 원소인 P는, 결정립계에 편석하기 쉽고, 0.05％를 초과하면 인접 결정립의 접합 강도를 저하시켜, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량을 0.05％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.03％ 이하이다.
S: 0.01％ 이하
불순물 원소인 S는, 결정립계에 편석하기 쉽고, 또한, 비금속 개재물인 MnS를 생성하기 쉽다. 0.01％를 초과하면 인접 결정립의 접합 강도가 저하되고, 개재물의 양이 많아져, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.005％ 이하이다.
O: 0.01％ 이하
O는, Al 등과 산화물을 형성함으로써, 재료의 성형성에 영향을 미친다. 0.01％를 초과하는 함유는 개재물이 증가하여, 성형성을 손상시킨다. 따라서, O 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, O 함유량은 0.006％ 이하이다.
3) 펄라이트와 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직(발명 3)
본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직의 하나는, 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직이다. 이 본 발명의 수소용 강 구조물의 강 조직은, 연질인 페라이트와 경질인 펄라이트가 분산되어 있는 강 조직이다. 본 발명의 수소용 강 구조물에서는, 분산되어 있는 연질인 페라이트와 경질인 펄라이트의 계면 근방에서 피로 균열이 정체하고, 우회, 분기하는 효과 때문에, 피로 균열의 진전 속도가 저하되어, 우수한 내수소 취화 특성을 갖는다. 또한, 여기에서 말하는 연질인 페라이트란, 폴리고날 페라이트를 의미하며, 경도가 대략 HV10으로 70∼150의 조직으로 한다. 또한, 경질인 펄라이트란, 페라이트와 펄라이트가 러멜러(lamellar) 형상 또는 페라이트 중에 펄라이트가 괴상으로(in clusters) 분산되는 형태 어느 것이라도 좋으며, 경도가 대략 HV10으로 150∼300의 조직을 의미한다.
이러한 효과는, 조직 전체에 대한 면적률로, 펄라이트 조직의 면적률을 10∼95％로 하고, 잔부를 기본적으로 페라이트로 하는 것, 즉, 강 조직을 주로 펄라이트 및 페라이트로 이루어지는 2상 조직으로 함으로써, 분명한 효과가 인정된다. 이 때문에, 본 발명에서는, 상기 수소용 강 구조물의 강 조직을, 펄라이트 조직의 면적률을 10∼95％로 하고, 잔부를 실질적으로 페라이트 조직으로 한다. 바람직하게는 펄라이트의 면적률은 20∼95％, 보다 바람직하게는 25∼95％이다. 더욱 바람직한 펄라이트의 면적률은, 30∼70％이고, 나아가서는, 펄라이트의 면적률은 40∼60％인 것이 바람직하다. 여기에서, 페라이트 조직과 펄라이트 조직의 면적률이 거의 동일한 경우에, 가장 피로 균열 진전 속도가 저하된다. 즉 페라이트 조직과 펄라이트 조직의 합계의 면적률에 대한 펄라이트 조직의 면적률의 비율인, 펄라이트 면적률비[펄라이트 면적률비: (펄라이트 조직의 면적률)/((페라이트 조직의 면적률)＋(펄라이트 조직의 면적률))]가, 0.3∼0.7의 경우에, 가장 피로 균열 진전 속도가 저하된다. 이 때문에, 펄라이트 면적률비는 0.3∼0.7로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 펄라이트 면적률비는 0.4∼0.6이다. 또한, 펄라이트 조직 이외의 잔부는, 실질적으로는 페라이트로 하지만, 펄라이트 및 페라이트 이외의 조직(예를 들면, 베이나이트나 마르텐사이트 등)이 합계의 면적률로 2％ 이하이면, 본 발명(발명 3)의 효과에 영향은 없기 때문에, 함유해도 좋다. 즉, 펄라이트와 페라이트의 합계의 면적률이 98％ 이상이면, 그 외의 조직을 함유해도 좋다.
다음으로, 상기한 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 본 발명의 수소용 강 구조물의 바람직한 강 조성에 대해서, 설명한다. 또한, 상기한 바와 같이, 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급하지 않는 한, 질량％를 의미한다.
C: 0.05∼0.10％
C는, 적당한 퀀칭성을 확보하기 위해 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, C 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.06％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 펄라이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, C 함유량은 0.07％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 0.10％를 초과하면 모재 및 용접 열영향부의 인성이 열화됨과 함께, 용접성이 현저하게 열화된다. 이 때문에, C 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, C 함유량은 0.09％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 펄라이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, C 함유량은 0.08％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, C 함유량을 0.05∼0.10％로 한정한다.
Si: 0.05∼0.50％
Si는, 제강 단계의 탈산재 및 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, Si 함유량은 0.05％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.08％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 펄라이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Si 함유량은 0.10％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Si 함유량이 0.50％를 초과하면 입계가 취화되어, 저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, Si 함유량은 0.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, Si 함유량은 0.45％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 펄라이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Si 함유량은 0.40％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Si 함유량을 0.05∼0.50％로 한정한다.
Mn: 0.5∼2.0％
Mn은, 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.5％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 이 때문에, Mn 함유량은 0.5％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 0.8％ 이상이다. 또한, 특히 상기한 펄라이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Mn 함유량은 1.0％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Mn은, 2.0％를 초과하여 함유하면, 입계 강도가 저하되어, 저온 인성이 열화된다. 이 때문에, Mn 함유량은 2.0％ 이하로 한다. 바람직하게는, Mn 함유량은 1.8％ 이하이다. 또한, 특히 상기한 펄라이트의 면적률을 확보하기 쉽게 하기 위해서는, Mn 함유량은 1.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 따라서, Mn 함유량을 0.5∼2.0％로 한정한다.
Al: 0.01∼0.10％
Al은, 탈산재로서 첨가됨과 동시에, Al계 질화물의 미세 석출물로서 가열시에 오스테나이트립을 피닝하여, 알갱이의 조대화를 억제하는 효과가 있지만, 0.01％ 미만의 경우에는 그 효과가 충분하지 않다. 이 때문에, Al 함유량은 0.01％ 이상으로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.02％ 이상이다. 한편, Al은, 0.10％를 초과하여 함유하면, 강판의 표면 흠집이 발생하기 쉬워진다. 이 때문에, Al 함유량은 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는, Al 함유량은 0.08％ 이하이다. 따라서, Al 함유량을 0.01∼0.10％로 한정한다.
N: 0.0005∼0.008％
N은, Nb, Ti, Al 등과 질화물을 형성함으로써 미세 석출물을 형성하고, 가열시에 오스테나이트립을 피닝함으로써, 알갱이의 조대화를 억제하여, 저온 인성을 향상시키는 효과를 갖기 위해 첨가한다. 0.0005％ 미만의 첨가에서는 조직의 미세화 효과를 충분히 불러올 수 없다. 이 때문에, N 함유량은 0.0005％ 이상으로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.002％ 이상이다. 한편, 0.008％를 초과하는 첨가는 고용 N량이 증가하기 때문에 모재 및 용접 열영향부의 인성을 손상시킨다. 이 때문에, N 함유량은 0.008％ 이하로 한다. 바람직하게는, N 함유량은 0.006％ 이하이다. 따라서, N 함유량을 0.0005∼0.008％로 한정한다.
P: 0.05％ 이하
불순물 원소인 P는, 결정립계에 편석하기 쉽고, 0.05％를 초과하면 인접 결정립의 접합 강도를 저하시켜, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, P 함유량을 0.05％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, P 함유량은 0.03％ 이하이다.
S: 0.01％ 이하
불순물 원소인 S는, 결정립계에 편석하기 쉽고, 또한, 비금속 개재물인 MnS를 생성하기 쉽다. 0.01％를 초과하면 인접 결정립의 접합 강도가 저하되고, 개재물의 양이 많아져, 저온 인성을 열화시킨다. 따라서, S 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, S 함유량은 0.005％ 이하이다.
O: 0.01％ 이하
O는, Al 등과 산화물을 형성함으로써, 재료의 가공성에 영향을 미친다. 0.01％를 초과하는 함유는 개재물이 증가하여, 가공성을 손상시킨다. 따라서, O 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다. 바람직하게는, O 함유량은 0.006％ 이하이다.
본 발명에서는, 상기한 1) 베이나이트와 페라이트(발명 1), 2) 마르텐사이트와 페라이트(발명 2), 3) 펄라이트와 페라이트(발명 3) 중 어느 조직으로 하는 경우에 있어서도, 상기 성분 조성의 잔부는 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 소망하는 특성에 따라서, 추가로 하기 i), ⅱ)의 성분을 개별로 혹은 동시에, 적절히 함유시키는 것이 보다 바람직하다.
i) Cu: 0.05∼1.0％, Ni: 0.05∼2.0％, Cr: 0.1∼2.5％, Mo: 0.05∼2.0％, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.2％, Ti: 0.005∼0.1％, W: 0.05∼2.0％, B: 0.0005∼0.005％의 1종 또는 2종 이상.
ⅱ) Nd: 0.005∼1.0％, Ca: 0.0005∼0.005％, Mg: 0.0005∼0.005％, REM: 0.0005∼0.005％의 1종 또는 2종 이상.
Cu: 0.05∼1.0％
Cu는, 퀀칭성을 향상하는 작용을 갖고 있다. 0.05％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편, 1.0％를 초과하면, 강편 가열시나 용접시에 열간에서의 균열을 일으키기 쉽게 한다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이상 1.0％ 이하로 한정한다.
Ni: 0.05∼2.0％
Ni는, Cu와 동일하게 퀀칭성을 향상하는 작용을 갖고 있고, 또한 인성을 향상하는 작용도 갖는다. 0.05％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편, 2.0％를 초과하면, 경제성이 뒤떨어진다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이상 2.0％ 이하로 한정한다.
Cr: 0.1∼2.5％
Cr은, 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.1％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 2.5％를 초과하여 함유하면 용접성이 열화된다. 따라서, Cr을 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.1％ 이상 2.5％ 이하로 한정한다.
Mo: 0.05∼2.0％
Mo는, 퀀칭성을 향상하는 작용을 갖지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 2.0％를 초과하는 첨가는 경제성이 뒤떨어진다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이상 2.0％ 이하로 한정한다.
Nb: 0.005∼0.1％
Nb는, 퀀칭성을 향상하는 작용을 가짐과 함께, Nb계 탄질화물의 미세 석출물로 하여 가열시에 오스테나이트립을 피닝하여, 알갱이의 조대화를 억제한다. 함유량이 0.005％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 0.1％를 초과하는 첨가는 용접 열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.005％ 이상 0.1％ 이하로 한정한다.
V: 0.005∼0.2％
V는, 퀀칭성을 향상하는 작용을 가짐과 함께, V계 탄화물의 미세 석출물로 하여 가열시에 오스테나이트립을 피닝하여, 알갱이의 조대화를 억제한다. 함유량이 0.005％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 0.2％를 초과하는 첨가는 용접 열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, V를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.005％ 이상 0.2％ 이하로 한정한다.
Ti: 0.005∼0.1％
Ti는, 퀀칭성을 향상하는 작용을 가짐과 함께, Ti계 탄질화물의 미세 석출물로 하여 가열시에 오스테나이트립을 피닝하여, 알갱이의 성장을 억제하는 효과가 있다. 함유량이 0.005％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 0.1％를 초과하는 첨가는 용접 열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.005％ 이상 0.1％ 이하로 한정한다.
W: 0.05∼2.0％
W는, 퀀칭성을 향상하는 작용을 갖지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 2.0％를 초과하면, 용접성이 열화된다. 따라서, W를 첨가하는 경우는, 그 함유량을 0.05％ 이상 2.0％ 이하로 한정한다.
B: 0.0005∼0.005％
B는, 퀀칭성을 확보하는 원소로서 함유하지만, 0.0005％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 0.005％를 초과하면, 인성을 열화시킨다. 따라서, B를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.0005％ 이상 0.005％ 이하로 한정한다.
Nd: 0.005∼1.0％
Nd는, S를 개재물로서 취입하여(incorporate), S의 입계 편석량을 저감시켜, 저온 인성 및 내수소 취성을 향상시키는 작용을 갖고 있다. 함유량이 0.005％ 미만에서는 그 효과가 불충분하고, 한편, 1.0％를 초과하는 첨가는 용접 열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Nd를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.005％ 이상 1.0％ 이하로 한정한다.
Ca: 0.0005∼0.005％
Ca는, CaS를 형성하고, 압연에 의해 전신(展伸; extend)하기 쉬운 개재물인 MnS 대신에, 압연에 의해 전신하기 어려운 구 형상 개재물(spherical inclusion)인 CaS로, 황화물계 개재물의 형태를 제어하는 작용을 갖는다. 함유량이 0.0005％ 미만에서는 그 효과는 충분하지 않고, 한편, 0.005％를 초과하여 함유하면 청정도가 저하되기 때문에, 인성 등의 재질이 열화된다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.0005％ 이상 0.005％ 이하로 한정한다.
Mg: 0.0005∼0.005％
Mg는, 용선 탈황제로서 사용하는 경우가 있다. 함유량이 0.0005％ 미만에서는 그 효과는 충분하지 않고, 한편, 0.005％를 초과하는 첨가는, 청정도의 저하를 초래한다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.0005％ 이상 0.005％ 이하로 한정한다.
REM: 0.0005∼0.005％
REM은, 강 중에서 REM(O, S)으로서 황화물을 생성함으로써 결정립계의 고용 S량을 저감하여 내SR 균열 특성(resistance to stress-relief cracking)을 개선한다. 함유량이 0.0005％ 미만에서는 그 효과가 충분하지 않고, 한편, 0.005％를 초과하는 첨가는, 침전정대(sedimental zone)에 REM 황화물이 현저하게 집적하여, 재질의 열화를 초래한다. 따라서, REM을 첨가하는 경우에는, 그 첨가량을 0.0005％ 이상 0.005％ 이하로 한정한다. 또한, REM이란 Rare Earth Metal의 약칭이며, 희토류 금속이다.
본 발명의 수소용 강 구조물은, 상기 강 조직을 갖는 것으로, 바람직하게는, 상기의 성분 조성을 갖는 것으로 하면 좋고, 그 제조 방법은, 특별히 한정되는 것은 아니다. 이하에, 본 발명의 수소용 강 구조물인 수소용 라인 파이프, 수소용 축압기를 예시하고, 본 발명의 수소용 강 구조물의 바람직한 제조 방법에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명의 수소용 강 구조물은, 상기 강 조직을 갖고, 바람직하게는 상기의 성분 조성을 갖는 고압 수소 가스 중의 내피로 균열 진전 특성이 우수한 박판(thin sheet), 후판(thick plate), 파이프, 형강(shaped steel) 및 봉강(steel bar) 등 여러 가지의 강재를 그대로 사용하는 수소용 강 구조물로 하면 좋다. 혹은, 본 발명의 수소용 강 구조물은, 이들 고압 수소 가스 중의 내피로 균열 진전 특성이 우수한 강재를 소정 형상으로 성형한 수소용 강 구조물로 해도 좋다.
또한, 제조 조건에 있어서의 온도 규정은 강재 중심부의 것으로 하고, 박판, 후판, 파이프, 형강은 판두께 중심, 봉강에서는 지름 방향의 중심으로 한다. 단, 중심부 근방은 거의 동일한 온도 이력이 되기 때문에, 중심 그 자체로 한정하는 것은 아니다.
본 발명의 수소용 강 구조물인 수소용 라인 파이프는, 예를 들면 강 소재를 열간 압연한 후 가속 냉각(accelerated cooling)하거나, 혹은 직접 퀀칭 템퍼링(direct quenching and tempering)함으로써 제조할 수 있다.
강 소재
본 발명의 수소용 라인 파이프의 제조에 이용하는 강 소재는, 상기 성분 조성(발명 1∼발명 3)으로 조정된 용강(molten steel)으로 주조한다. 여기에서, 특히 주조 조건을 한정할 필요는 없고, 어떠한 주조 조건으로 제조된 강 소재로 해도 좋다. 용강으로 주편(cast slab)을 제조하는 방법이나, 주편을 압연하여 강편을 제조하는 방법은 특별히 규정하지 않는다. 전로법(converter steelmaking process)·전기로법(electric steelmaking process) 등으로 용제된 강이나, 연속 주조(continuous casting)·조괴법(ingot casting) 등으로 제조된 강 슬래브(steel slab)를 이용할 수 있다.
가속 냉각에 의한 제조
상기 강 소재를, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 열간 압연에 의해 소정의 판두께로 하고, 이어서 Ar3 변태점 이상에서, 수냉 등에 의해 냉각 속도를 1∼200℃/s로 하여 600℃ 이하의 온도까지 가속 냉각한다. 가열 온도가 Ac3 변태점 미만에서는, 일부 미변태 오스테나이트(non transformed austenite)가 잔존하기 때문에, 열간 압연 및 가속 냉각 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, 열간 압연 전의 가열 온도는 Ac3 변태점 이상으로 한다. 바람직하게는, 당해 가열 온도는 (Ac3＋50)℃ 이상이다. 또한, 당해 가열 온도는, 초기 오스테나이트 입경의 과도한 조대화 억제 및 생산 효율 향상의 관점에서, 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연 후의 냉각의 개시 온도가 Ar3 변태점 미만이면, 오스테나이트의 일부의 변태가 냉각 개시 전에 발생해 버리기 때문에, 가속 냉각 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에 열간 압연 후, Ar3 변태점 이상에서 냉각을 개시한다. 바람직하게는, (Ar3＋50)℃ 이상에서 냉각을 개시한다. 또한, 냉각을 개시하는 온도는, 열간 압연과의 균형으로부터, 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ar3 변태점 이상에서의 냉각 속도는, 소망하는 조직을 얻기 위해, 1℃/s 이상 200℃/s 이하로 한다. 또한, 당해 냉각 속도는, 판두께 중심에서의 평균 냉각 속도이다. 또한, 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 5℃/s 이상 20℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 20℃/s 이상 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 1℃/s 이상 5℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 냉각 수단은 특별히 한정할 필요는 없고, 수냉 등에 의해 행하면 좋다. 또한, 당해 냉각을 600℃ 초과의 온도에서 정지하면, 소망하는 변태가 완료되지 않기 때문에, 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, 600℃ 이하의 온도까지 가속 냉각한다. 바람직하게는, 550℃ 이하까지 가속 냉각한다. 또한, 당해 냉각을 정지하는 온도는, 변태 거동과의 관계로부터, 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
직접 퀀칭 템퍼링
상기 강 소재를, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 열간 압연 후, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 1∼200℃/s로 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하고, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링한다. 가열 온도가 Ac3 변태점 미만에서는, 일부 미변태 오스테나이트가 잔존하기 때문에, 열간 압연 및 퀀칭, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, 열간 압연 전의 가열 온도는 Ac3 변태점 이상으로 한다. 바람직하게는, 당해 가열 온도는 (Ac3＋50)℃ 이상이다. 또한, 당해 가열 온도는, 초기 오스테나이트 입경의 과도한 조대화 억제 및 생산 효율 향상의 관점에서, 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연 후의 퀀칭의 개시 온도가 Ar3 변태점 미만이면, 오스테나이트의 일부의 변태가 퀀칭 전에 발생해 버리기 때문에, 퀀칭, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에 열간 압연 후, Ar3 변태점 이상에서 냉각을 개시하고, 퀀칭을 행한다. 바람직하게는, (Ar3＋50)℃ 이상에서 냉각을 개시한다. 또한, 퀀칭의 개시 온도는, 열간 압연과의 균형으로부터, 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ar3 변태점 이상에서 퀀칭할 때의 냉각 속도는, 소망하는 조직을 얻기 위해, 1℃/s 이상 200℃/s 이하로 한다. 또한, 당해 냉각 속도는, 판두께 중심에서의 평균 냉각 속도이다. 또한, 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 5℃/s 이상 20℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 20℃/s 이상 200℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 1℃/s 이상 5℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 냉각 수단은 특별히 한정할 필요는 없고, 수냉 등에 의해 행하면 좋다. 또한, 당해 퀀칭을 250℃ 초과의 온도에서 정지하면, 소망하는 변태가 완료되지 않기 때문에, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하는 것으로 한다. 바람직하게는, 200℃ 이하의 온도까지 퀀칭한다. 또한, 퀀칭의 정지 온도는, 생산 효율 향상의 관련으로부터, 100℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 퀀칭 후는, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링한다. 템퍼링 온도가 Ac1 변태점을 초과하면, 일부 오스테나이트로 변태하기 때문에, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 바람직하게는, (Ac1－20)℃ 이하의 온도에서 템퍼링한다. 또한, 템퍼링 온도는, 인성 등을 회복시키는 등의 목적을 달성하기 위해, 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 수소용 강 구조물인 수소용 축압기는, 예를 들면 소정의 성분 조성을 갖는 강재를 소정 형상, 즉 소망하는 수소용 축압기의 형상으로 성형 후, 재가열하고, 퀀칭 템퍼링함으로써 제조할 수 있다.
재가열·퀀칭·템퍼링
상기의 성분 조성을 갖는 강재를, 소정 형상으로 성형 후, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 0.5∼100℃/s로 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하고, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링한다. 여기에서, Ac3 변태점 이상으로 가열하는 강재는, 소망하는 수소용 축압기의 강 조직에 대응한 성분 조성을 갖는 것이면 좋고, 강재의 강 조직은 특별히 규정할 필요는 없다. 소정 형상으로 성형 후의 가열 온도가 Ac3 변태점 미만에서는, 일부 미변태 오스테나이트가 잔존하기 때문에, 퀀칭, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, 가열 온도는 Ac3 변태점 이상으로 한다. 바람직하게는, 당해 가열 온도는 (Ac3＋50)℃ 이상이다. 또한, 초기 오스테나이트 입경의 과도한 조대화 억제 및 생산 효율 향상 때문에, 당해 가열 온도는 1250℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 가열 후의 퀀칭의 개시 온도가 Ar3 변태점 미만이면 오스테나이트의 일부의 변태가 냉각 전에 발생해 버리기 때문에, 퀀칭, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에 상기 가열 후에, Ar3 변태점 이상에서 냉각을 개시하고, 퀀칭을 행한다. 바람직하게는, (Ar3＋50)℃ 이상에서 냉각을 개시한다. 또한, 열간 압연과의 균형으로부터, 퀀칭의 개시 온도는 1000℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ar3 변태점 이상에서 퀀칭할 때의 냉각 속도는, 소망하는 조직을 얻음과 함께, 퀀칭 균열(quench cracking)을 방지하기 위해, 0.5℃/s 이상 100℃/s 이하로 한다. 또한, 당해 냉각 속도는, 판두께(축압기의 벽두께(wall thickness)) 중심에서의 평균 냉각 속도이다. 또한, 베이나이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 5℃/s 이상 20℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 20℃/s 이상 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 펄라이트의 면적률이 10∼95％이고 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 안정되게 얻기 위해서는, 당해 냉각 속도는 0.5℃/s 이상 5℃/s 미만으로 하는 것이 바람직하다. 냉각 수단은 특별히 한정할 필요는 없고, 유냉(oil cooling)이나 수냉(water cooling) 등에 의해 행하면 좋다. 또한, 당해 퀀칭, 즉 당해 냉각을 250℃ 초과의 온도에서 정지하면, 소망하는 변태가 완료되지 않기 때문에, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 이 때문에, 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하는 것으로 한다. 바람직하게는, 200℃ 이하의 온도까지 퀀칭한다. 또한, 생산 효율 향상 때문에, 퀀칭의 정지 온도는 100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 퀀칭 후는, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링한다. 템퍼링 온도가 Ac1 변태점을 초과하면, 일부 오스테나이트로 변태하기 때문에, 템퍼링 후에 소망하는 강 조직을 얻을 수 없다. 바람직하게는, 템퍼링 온도는 (Ac1－20)℃ 이하이다. 또한, 인성 등을 회복시키는 등의 목적을 달성하기 위해, 템퍼링 온도는 300℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는, Ac3 변태점(℃), Ar3 변태점(℃) 및 Ac1 변태점(℃)의 구하는 방법에 대해서는 특별히 규정하지 않지만, 예를 들면 Ac3＝854－180C＋44Si－14Mn－17.8Ni－1.7Cr, Ar3＝910－310C－80Mn－20Cu－15Cr－55Ni－80Mo, Ac1＝723－14Mn＋22Si－14.4Ni＋23.3Cr로 하여 구할 수 있다. 또한, 상기식 중에 있어서 각 원소 기호는 각 원소의 강 중 함유량(질량％)이다.
이상의 조건에 의해, 소망하는 양의 베이나이트를 갖고 잔부를 실질적으로 페라이트로 하는 강 조직을 갖는(발명 1), 혹은 소망하는 양의 마르텐사이트를 갖고, 잔부를 실질적으로 페라이트로 하는 강 조직을 갖는(발명 2), 혹은 소망하는 양의 펄라이트를 갖고, 잔부를 실질적으로 페라이트로 하는 강 조직을 갖는(발명 3) 수소용 강 구조물인 수소용 라인 파이프 혹은 수소용 축압기가 얻어진다.
실시예 1
(발명 1)
이하, 베이나이트와 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물의 발명(발명 1)에 관하여, 본 발명의 효과를 검증한 실시예에 대해서, 설명한다. 또한, 이하의 실시예에 있어서는, 수소용 라인 파이프 및 수소용 축압기의 제조 방법 및 특성 평가를, 강판의 제조 방법 및 특성 평가로 시뮬레이트(simulation)했다. 구체적으로는, 제조 방법이 가속 냉각 혹은 직접 퀀칭 템퍼링인 경우는, 수소용 라인 파이프를 시뮬레이트한 경우이고, 재가열하고, 퀀칭 템퍼링(재가열 퀀칭 템퍼링)한 경우는, 수소용 축압기를 시뮬레이트한 경우이다.
표 1(표 1-1, 표 1-2)에 나타내는 화학 성분의 강 BA∼BH를 용제하여 슬래브로 주조하고, 표 2에 나타내는 가열 온도로 가열 후, 열간 압연하고, 표 2에 나타내는 조건으로 수냉에 의해 가속 냉각하여(강판 No. B1, B4) 혹은 직접 퀀칭 템퍼링하여(강판 No. B2, B5) 강판을 제조했다. 또한, 슬래브로 주조 후, 일단 강판으로 하고, 당해 강판을 표 2에 나타내는 조건으로 수냉 혹은 유냉에 의해 퀀칭을 행하는 재가열 퀀칭 템퍼링을 하여(강판 No. B3, B6∼B15) 강판을 제조했다. 또한, 강판의 온도 측정은, 판두께 중심부에 삽입한 열전대(thermocouple)에 의해 실시했다. 또한, 표 2에 나타내는 수냉시의 냉각 속도 및 유냉시의 냉각 속도는, 5℃/s 이상 20℃/s 미만의 범위 내였다.
표 2에 얻어진 강판의 베이나이트 면적률, 인장 강도, 90㎫ 고압 수소 가스 중에 있어서의 응력 확대 계수 범위＝25㎫·m1/2시의 피로 균열 진전 속도(m/cycle)를 나타낸다. 재료 시험 및 재료 특성의 평가법은 다음과 같다. 또한, 표 2에 나타내는 각 강판의 베이나이트 이외의 조직은 주로 페라이트이며, 베이나이트 및 페라이트 이외의 조직의 합계의 면적률은 2％ 이하였다. 또한, 피로 균열 진전 속도는, 1.0×10－6(m/cycle) 이하를 목표로 하고, 이 목표를 만족하는 경우, 내수소 취화 특성이 우수하다고 했다.
(a) 강판의 조직
3％ 나이탈 에칭에 의해, 마이크로 조직을 현출시키고, 압연 방향으로 평행한 단면의 200∼400배간의 적절한 배율로 판두께 1/4 위치의 광학 현미경 사진을 촬영하고, 각각의 조직을 육안으로 식별하여, 화상 해석(image analysis)에 의해 면적률을 구했다.
(b) 인장 특성
JIS Z 2201(1980)에 준거하는 압연 방향을 길이 방향(인장 방향)으로 하는 전체 두께 인장 시험편을 이용하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여 평가했다.
(c) 피로 균열 진전 시험(fatigue crack propagation test)
피로 균열 전파 특성의 조사는, 각 강판으로부터, 하중 부하 방향이 압연 방향과 평행해지도록 ASTM E 647에 준거한 CT 시험편(compact tension specimens)을 채취하고, 클립 게이지(clip gage)를 이용하여, 컴플라이언스 방법(compliance method)으로 피로 균열의 길이를 측정하여, 90㎫ 고압 수소 가스 중에 있어서의 피로 균열 전파 속도를 구했다. 또한 시험편은, 판두께가 10㎜ 이하인 경우는 표면으로부터 0.5㎜씩 연삭하여 각각 2㎜, 5㎜, 8㎜, 9㎜로 하여, 시험편을 작성했다. 이들 이외의 판두께의 경우, 즉 판두께가 10㎜를 초과하는 경우는, t/2(t: 판두께)의 위치로부터 10㎜ 두께의 시험편을 채취했다. 또한, 시험편은, 표리 모두 경면 연마(mirror polishing)를 행했다. 이때, 패리스 법칙(Paris' law)이 성립되는 안정 성장 영역으로서, 응력 확대 계수 범위 ΔK＝25(㎫·m1/2)에서의 피로 균열 진전 속도(m/cycle)를 대표값으로 하여 평가했다. 또한, 피로 균열 진전 속도의 목표는, 1.0×10－6(m/cycle) 이하로 했다.
표 2에 나타낸 강판 No. B1∼B6, B8, B11, B14는, 화학 성분 및 제조 조건 어느 조건도 본 발명을 만족하고, 주로 페라이트 및 베이나이트의 2상 조직을 나타내며, 베이나이트 면적률은 본 발명의 범위를 만족한다. 그리고, 표 2로부터, 이들 강판의 피로 균열 진전 속도는 1.0×10－6(m/cycle) 이하로, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 것을 알 수 있다.
한편, 강판 No. B7은, 가열 온도가, 본 발명 범위의 하한(Ac3)보다 낮으며, 베이나이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. B9, B12는, 냉각 개시 온도(수냉 또는 유냉의 개시 온도)가, 본 발명 범위의 하한(Ar3)보다 낮아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 베이나이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. B10, B13은, 냉각 정지 온도(수냉 또는 유냉의 정지 온도)가, 본 발명 범위의 상한(250℃)보다 높아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 베이나이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. B15는, 템퍼링 온도가, 본 발명 범위의 상한(Ac1)보다 높아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 베이나이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 또한, 이들 비교예로서 제시한 강판 No. B7, B9, B10, B12, B13, B15에 관해서도, 주로 페라이트 및 베이나이트의 2상 조직을 나타내고 있었다.
상기 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예는, 피로 균열 진전 속도는 1.0×10－6(m/cycle) 이하로, 수소 취화 특성이 우수한 것이며, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.
[표 1-1]
Figure pct00001
[표 1-2]
Figure pct00002
[표 2]
Figure pct00003
실시예 2
(발명 2)
이하, 마르텐사이트와 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물의 발명(발명 2)에 관하여, 본 발명의 효과를 검증한 실시예에 대해서, 설명한다. 또한, 이하의 실시예에 있어서는, 실시예 1과 동일하게, 수소용 라인 파이프 및 수소용 축압기의 제조 방법 및 특성 평가를, 강판의 제조 방법 및 특성 평가로 시뮬레이트했다. 구체적으로는, 제조 방법이 가속 냉각 혹은 직접 퀀칭 템퍼링인 경우는, 수소용 라인 파이프를 시뮬레이트한 경우이고, 재가열하고, 퀀칭 템퍼링(재가열 퀀칭 템퍼링)한 경우는, 수소용 축압기를 시뮬레이트한 경우이다.
표 3(표 3-1, 표 3-2)에 나타내는 화학 성분의 강 MA∼MH를 용제하여 슬래브로 주조하고, 표 4에 나타내는 가열 온도로 가열 후, 열간 압연하고, 표 4에 나타내는 조건으로 수냉에 의해 가속 냉각하여(강판 No. M1, M4) 혹은 직접 퀀칭 템퍼링하여(강판 No. M2, M5) 강판을 제조했다. 또한, 슬래브로 주조 후, 일단 강판으로 하고, 당해 강판을 표 4에 나타내는 조건으로 수냉 혹은 유냉에 의해 퀀칭을 행하는 재가열 퀀칭 템퍼링을 하여(강판 No. M3, M6∼M15) 강판을 제조했다. 또한, 강판의 온도 측정은, 판두께 중심부에 삽입한 열전대에 의해 실시했다. 또한, 표 4에 나타내는 수냉시의 냉각 속도 및 유냉시의 냉각 속도는, 20℃/s 이상 200℃/s 이하의 범위 내였다. 또한, 특히 재가열 퀀칭 템퍼링을 행한 경우의 냉각 속도는, 수냉, 유냉 모두, 20℃/s 이상 100℃/s 이하의 범위 내였다.
표 4에 얻어진 강판의 마르텐사이트 면적률, 인장 강도, 90㎫ 고압 수소 가스 중에 있어서의 응력 확대 계수 범위＝25㎫·m1/2시의 피로 균열 진전 속도(m/cycle)를 나타낸다. 재료 시험 및 재료 특성의 평가법은, 실시예 1과 동일하며, 다음과 같다. 또한, 표 4에 나타내는 각 강판의 마르텐사이트 이외의 조직은 주로 페라이트이며, 마르텐사이트 및 페라이트 이외의 조직의 합계의 면적률은 2％ 이하였다. 또한, 피로 균열 진전 속도는, 1.0×10－6(m/cycle) 이하를 목표로 하고, 이 목표를 만족하는 경우, 내수소 취화 특성이 우수하다고 했다.
(a) 강판의 조직
3％ 나이탈 에칭에 의해, 마이크로 조직을 현출시켜, 압연 방향으로 평행한 단면의 200∼400배간의 적절한 배율로 판두께 1/4 위치의 광학 현미경 사진을 촬영하고, 각각의 조직을 육안으로 식별하여, 화상 해석에 의해 면적률을 구했다.
(b) 인장 특성
JIS Z 2201(1980)에 준거하는 압연 방향을 길이 방향(인장 방향)으로 하는 전체 두께 인장 시험편을 이용하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여 평가했다.
(c) 피로 균열 진전 시험
피로 균열 전파 특성의 조사는, 각 강판으로부터, 하중 부하 방향이 압연 방향과 평행해지도록 ASTM E 647에 준거한 CT 시험편을 채취하고, 클립 게이지를 이용하여, 컴플라이언스 방법으로 피로 균열의 길이를 측정하여, 90㎫ 고압 수소 가스 중에 있어서의 피로 균열 전파 속도를 구했다. 또한 시험편은, 판두께가 10㎜ 이하인 경우는 표면으로부터 0.5㎜씩 연삭하여 각각 2㎜, 5㎜, 8㎜, 9㎜로 하여, 시험편을 작성했다. 이들 이외의 판두께의 경우, 즉 판두께가 10㎜를 초과하는 경우는, t/2(t: 판두께)의 위치로부터 10㎜ 두께의 시험편을 채취했다. 또한, 시험편은, 표리 모두 경면 연마를 행했다. 이때, 패리스 법칙이 성립되는 안정 성장 영역으로서, 응력 확대 계수 범위 ΔK＝25(㎫·m1/2)에서의 피로 균열 진전 속도(m/cycle)를 대표값으로 하여 평가했다. 또한, 피로 균열 진전 속도의 목표는, 1.0×10－6(m/cycle) 이하로 했다.
표 4에 나타낸 강판 No. M1∼M6, M8, M11, M14는, 화학 성분 및 제조 조건 어느 조건도 본 발명을 만족하고, 주로 페라이트 및 마르텐사이트의 2상 조직을 나타내며, 마르텐사이트 면적률은 본 발명의 범위를 만족한다. 그리고, 표 4로부터, 이들 강판의, 피로 균열 진전 속도는 1.0×10－6(m/cycle) 이하로, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 것을 알 수 있다.
한편, 강판 No. M7은, 가열 온도가, 본 발명 범위의 하한(Ac3)보다 낮으며, 마르텐사이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. M9, M12는, 냉각 개시 온도(수냉 또는 유냉의 개시 온도)가, 본 발명 범위의 하한(Ar3)보다 낮아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 마르텐사이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. M10, M13은, 냉각 정지 온도(수냉 또는 유냉의 정지 온도)가, 본 발명 범위의 상한(250℃)보다 높아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 마르텐사이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. M15는, 템퍼링 온도가, 본 발명 범위의 상한(Ac1)보다 높아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 마르텐사이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 또한, 이들 비교예로서 제시한 강판 No. M7, M9, M10, M12, M13, M15에 관해서도, 주로 페라이트 및 마르텐사이트의 2상 조직을 나타내고 있었다.
상기 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예는, 피로 균열 진전 속도는 1.0×10－6(m/cycle) 이하이고, 수소 취화 특성이 우수한 것이며, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.
[표 3-1]
Figure pct00004

[표 3-2]
Figure pct00005
[표 4]
Figure pct00006
실시예 3
(발명 3)
이하, 펄라이트와 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물의 발명(발명 3)에 관하여, 본 발명의 효과를 검증한 실시예에 대해서, 설명한다. 또한, 이하의 실시예에 있어서는, 실시예 1과 동일하게, 수소용 라인 파이프 및 수소용 축압기의 제조 방법 및 특성 평가를, 강판의 제조 방법 및 특성 평가로 시뮬레이트했다. 구체적으로는, 제조 방법이 가속 냉각 혹은 직접 퀀칭 템퍼링인 경우는, 수소용 라인 파이프를 시뮬레이트한 경우이고, 재가열하고, 퀀칭 템퍼링(재가열 퀀칭 템퍼링)한 경우는, 수소용 축압기를 시뮬레이트한 경우이다.
표 5(표 5-1, 표 5-2)에 나타내는 화학 성분의 강 PA∼PH를 용제하여 슬래브로 주조하고, 표 6에 나타내는 가열 온도로 가열 후, 열간 압연하고, 표 6에 나타내는 조건으로 수냉에 의해 가속 냉각하여(강판 No. P1, P4) 혹은 직접 퀀칭 템퍼링하여(강판 No. P2, P5) 강판을 제조했다. 또한, 슬래브로 주조 후, 일단 강판으로 하고, 당해 강판을 표 6에 나타내는 조건으로 수냉 혹은 유냉에 의해 퀀칭을 행하는 재가열 퀀칭 템퍼링을 하여(강판 No. P3, P6∼P15) 강판을 제조했다. 또한, 강판의 온도 측정은, 판두께 중심부에 삽입한 열전대에 의해 실시했다. 또한, 표 6에 나타내는 수냉시의 냉각 속도 및 유냉시의 냉각 속도는, 가속 냉각 및 직접 퀀칭 템퍼링의 경우는, 1℃/s 이상 5℃/s 미만이고, 재가열 퀀칭 템퍼링의 경우는, 0.5℃/s 이상 5℃/s 미만의 범위 내였다.
표 6에 얻어진 강판의 펄라이트 면적률, 인장 강도, 90㎫ 고압 수소 가스 중에 있어서의 응력 확대 계수 범위＝25㎫·m1/2시의 피로 균열 진전 속도(m/cycle)를 나타낸다. 재료 시험 및 재료 특성의 평가법은, 실시예 1과 동일하며, 다음과 같다. 또한, 표 6에 나타내는 각 강판의 펄라이트 이외의 조직은 주로 페라이트이며, 펄라이트 및 페라이트 이외의 조직의 합계의 면적률은 2％ 이하였다. 또한, 피로 균열 진전 속도는, 1.0×10－6(m/cycle) 이하를 목표로 하고, 이 목표를 만족하는 경우, 내수소 취화 특성이 우수하다고 했다.
(a) 강판의 조직
3％ 나이탈 에칭에 의해, 마이크로 조직을 현출시켜, 압연 방향으로 평행한 단면의 200∼400배간의 적절한 배율로 판두께 1/4 위치의 광학 현미경 사진을 촬영하고, 각각의 조직을 육안으로 식별하여, 화상 해석에 의해 면적률을 구했다.
(b) 인장 특성
JIS Z 2201(1980)에 준거하는 압연 방향을 길이 방향(인장 방향)으로 하는 전체 두께 인장 시험편을 이용하고, JIS Z 2241에 준거하여 인장 시험을 행하여 평가했다.
(c) 피로 균열 진전 시험
피로 균열 전파 특성의 조사는, 각 강판으로부터, 하중 부하 방향이 압연 방향과 평행해지도록 ASTM E 647에 준거한 CT 시험편을 채취하고, 클립 게이지를 이용하여, 컴플라이언스 방법으로 피로 균열의 길이를 측정하여, 90㎫ 고압 수소 가스 중에 있어서의 피로 균열 전파 속도를 구했다. 또한 시험편은, 판두께가 10㎜ 이하인 경우는 표면으로부터 0.5㎜씩 연삭하여 각각 2㎜, 5㎜, 8㎜, 9㎜로 하여, 시험편을 작성했다. 이들 이외의 판두께의 경우, 즉 판두께가 10㎜를 초과하는 경우는, t/2(t: 판두께)의 위치로부터 10㎜ 두께의 시험편을 채취했다. 또한, 시험편은, 표리 모두 경면 연마를 행했다. 이때, 패리스 법칙이 성립되는 안정 성장 영역으로서, 응력 확대 계수 범위 ΔK＝25(㎫·m1/2)에서의 피로 균열 진전 속도(m/cycle)를 대표값으로 하여 평가했다. 또한, 피로 균열 진전 속도의 목표는, 1.0×10－6(m/cycle) 이하로 했다.
표 6에 나타낸 강판 No. P1∼P6, P8, P11, P14는, 화학 성분 및 제조 조건 어느 조건도 본 발명을 만족하고, 주로 페라이트 및 펄라이트의 2상 조직을 나타내며, 펄라이트 면적률은 본 발명의 범위를 만족한다. 그리고, 표 6으로부터, 이들 강판의, 피로 균열 진전 속도는 1.0×10－6(m/cycle) 이하로, 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 것을 알 수 있다.
한편, 강판 No. P7는, 가열 온도가, 본 발명 범위의 하한(Ac3)보다 낮으며, 펄라이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. P9, P12는, 냉각 개시 온도(수냉 또는 유냉의 개시 온도)가, 본 발명 범위의 하한(Ar3)보다 낮아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 펄라이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. P10, P13은, 냉각 정지 온도(수냉 또는 유냉의 정지 온도)가, 본 발명 범위의 상한(250℃)보다 높아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 펄라이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 강판 No. P15는, 템퍼링 온도가, 본 발명 범위의 상한(Ac1)보다 높아, 본 발명 범위로부터 벗어나 있고, 펄라이트 면적률 및 피로 균열 진전 속도 모두 목표값에 도달하고 있지 않다. 또한, 이들 비교예로서 제시한 강판 No. P7, P9, P10, P12, P13, P15에 관해서도, 주로 페라이트 및 펄라이트의 2상 조직을 나타내고 있었다.
상기 결과로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예는, 피로 균열 진전 속도는 1.0×10－6(m/cycle) 이하이며, 수소 취화 특성이 우수한 것으로, 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 축압기나 수소용 라인 파이프 등의 수소용 강 구조물을 얻을 수 있는 것을 알 수 있다.
[표 5-1]
Figure pct00007
[표 5-2]
Figure pct00008
[표 6]
Figure pct00009

Claims (13)

  1. 면적률로 10∼95％의 베이나이트, 면적률로 10∼95％의 마르텐사이트, 면적률로 10∼95％의 펄라이트 중 어느 1종을 갖고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물.
  2. 제1항에 있어서,
    베이나이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물.
  3. 제1항에 있어서,
    마르텐사이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물.
  4. 제1항에 있어서,
    펄라이트의 면적률이 10∼95％이고, 잔부가 실질적으로 페라이트로 이루어지는 강 조직을 갖는 수소용 강 구조물.
  5. 제2항에 있어서,
    질량％로, C: 0.05∼0.20％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.5∼2.0％, Al: 0.01∼0.10％, N: 0.0005∼0.008％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, O: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 수소용 강 구조물.
  6. 제3항에 있어서,
    질량％로, C: 0.05∼0.35％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.5∼2.0％, Al: 0.01∼0.10％, N: 0.0005∼0.008％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, O: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 수소용 강 구조물.
  7. 제4항에 있어서,
    질량％로, C: 0.05∼0.10％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.5∼2.0％, Al: 0.01∼0.10％, N: 0.0005∼0.008％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하, O: 0.01％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강 조성을 갖는 수소용 강 구조물.
  8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Cu: 0.05∼1.0％, Ni: 0.05∼2.0％, Cr: 0.1∼2.5％, Mo: 0.05∼2.0％, Nb: 0.005∼0.1％, V: 0.005∼0.2％, Ti: 0.005∼0.1％, W: 0.05∼2.0％, B: 0.0005∼0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강 조성을 갖는 수소용 강 구조물.
  9. 제5항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
    추가로, 질량％로, Nd: 0.005∼1.0％, Ca: 0.0005∼0.005％, Mg: 0.0005∼0.005％, REM: 0.0005∼0.005％의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강 조성을 갖는 수소용 강 구조물.
  10. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 수소용 강 구조물이, 수소용 축압기 혹은 수소용 라인 파이프인 수소용 강 구조물.
  11. 제10항에 기재된 수소용 라인 파이프의 제조 방법으로서, 제5항 내지 제9항 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강 소재를, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 열간 압연 후, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 1∼200℃/s로 600℃ 이하의 온도까지 냉각하는 수소용 라인 파이프의 제조 방법.
  12. 제10항에 기재된 수소용 라인 파이프의 제조 방법으로서, 제5항 내지 제9항 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강 소재를, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 열간 압연 후, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 1∼200℃/s로 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하고, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링하는 수소용 라인 파이프의 제조 방법.
  13. 제10항에 기재된 수소용 축압기의 제조 방법으로서, 제5항 내지 제9항 중 어느 하나에 기재된 강 조성을 갖는 강재를 소정 형상으로 성형 후, Ac3 변태점 이상으로 가열하고, 이어서 Ar3 변태점 이상에서 냉각 속도 0.5∼100℃/s로 250℃ 이하의 온도까지 퀀칭하고, 이어서 Ac1 변태점 이하의 온도에서 템퍼링하는 수소용 축압기의 제조 방법.
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