KR20160063556A

KR20160063556A - 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20160063556A
Application number: KR1020140166858A
Authority: KR
Inventors: 박민호; 김규태; 김민수; 박기정; 서용찬; 이태호
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2014-11-26
Filing date: 2014-11-26
Publication date: 2016-06-07

Abstract

내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 강재 제조 방법은 (a) 강 슬라브를 FRT(Finishing Rolling Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 열간압연하는 단계; (b) 상기 열간압연된 강을 상온까지 1차 냉각하는 단계; (c) 상기 1차 냉각된 강을 860 ~ 940℃에서 노멀라이징 열처리하면서, 탄소 공급원을 주입하여 표면 코팅층을 형성하는 단계; 및 (d) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

강재 및 그 제조 방법{STEEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE STEEL}

본 발명은 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

압력용기 강재는 대형화 추세에 발맞추어 고강도, 고인성을 가지면서 극후물화되는 추세가 뚜렷한 상황이다.

최근, 압력용기 강재는 설비가 대형화되고 고온 및 고압화 및 저온환경에서의 사용이 증가됨에 따라 강재의 기분 품질 이외에도 수소유기균열(HIC) 저항성, 고온물성, 저온인성 등 요구되는 기능이나 품질이 더욱 더 엄격해지고 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허공보 제10-0928796호(2009.11.19. 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 인성이 우수한 인장강도 600MPa급 압력용기용 강의 제조 방법이 개시되어 있다.

본 발명의 목적은 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성이 우수한 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 (a) 강 슬라브를 FRT(Finishing Rolling Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 열간압연하는 단계; (b) 상기 열간압연된 강을 상온까지 1차 냉각하는 단계; (c) 상기 1차 냉각된 강을 860 ~ 940℃에서 노멀라이징 열처리하면서, 탄소 공급원을 주입하여 표면 코팅층을 형성하는 단계; 및 (d) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강재는 중량%로, C : 0.005 ~ 0.30%, Si : 0.1 ~ 1.0%, Mn : 0.5 ~ 2.0%, P : 0.001% 이하 및 S : 0.005% 이하, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ca : 0.0015 ~ 0.0040%, N : 0.005% 이하, H : 0.0003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 모재; 및 상기 모재의 표면에 형성된 표면 코팅층;을 포함하며, 상기 표면 코팅층은 노멀라이징 열처리시, 상기 모재의 표면에 탄소 공급원을 주입하는 것에 의해 형성되어, 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 증가시키는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 강재 및 그 제조 방법은 노멀라이징 열처리를 하면서 모재의 표면에 탄소 공급원을 주입하는 것에 의해 모재의 표면에 얇은 피막 형태의 표면 코팅층이 형성되어 우수한 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 확보할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조되는 강재는 인장강도(TS) : 450 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 240MPa 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 가지며, 10 ~ 100nm 두께의 그라핀층으로 이루어진 표면 코팅층에 의해 우수한 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 갖는다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재를 나타낸 단면도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.
도 3은 표면 코팅층의 형성 과정을 설명하기 위한 모식도이다.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

강재

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 강재를 나타낸 단면도이다.

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재(100)는 모재(110) 및 표면 코팅층(120)을 포함한다.

모재(110)는 중량%로, C : 0.005 ~ 0.30%, Si : 0.1 ~ 1.0%, Mn : 0.5 ~ 2.0%, P : 0.001% 이하 및 S : 0.005% 이하, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ca : 0.0015 ~ 0.0040%, N : 0.005% 이하, H : 0.0003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

표면 코팅층(120)은 모재(110)의 표면에 형성된다. 이러한 표면 코팅층(120)은 노멀라이징 열처리시, 모재(110)의 표면에 탄소 공급원을 주입하는 것에 의해 형성되어, 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 증가시킨다.

이때, 표면 코팅층(120)은 10 ~ 100nm 두께의 그라핀층으로 이루어진다. 표면 코팅층(120)의 두께가 10nm 미만일 경우에는 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성 등의 물성 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 표면 코팅층(120)의 두께가 100nm를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 상승 없이 도막 두께만을 증가시키는 요인으로 작용하며, 도막의 두께 증가로 가공성을 저하시키며 크랙을 유발할 수 있다.

또한, 상기 강재(100)는 인장강도(TS) : 450 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 240MPa 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는다.

이하, 본 발명에 따른 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가된다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 ~ 0.30 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.30 중량%를 초과할 경우에는 인성 저하를 야기할 수 있으며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 1.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 강재 전체 중량의 1.0 중량%를 초과할 경우에는 강재의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.

상기 망간은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.5 ~ 2.0 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 0.5 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.0 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.

인(P), 황(S)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

그러나, 인(P)은 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.001 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)은 강의 인성 및 용접성을 저해하고, 망간과 결합하여 MnS 비금속 개재물을 형성함으로써 강의 가공 중 크랙을 발생시키는 원소이다. 다만, 본 발명에서 황(P)의 함량이 0.005 중량%를 초과하여 다량 첨가될 경우에는 MnS 개재물의 분율 증가로 인하여 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 황(S)의 함량을 강재 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 제한하였다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 Al₂O₃를 형성하여 저온 충격인성을 저하시키는 문제점이 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 0.2 중량%를 초과할 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C)와 결합하여 탄화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물은 열간압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.02 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 강재의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우, 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

보론(B)

보론(B)은 연속냉각변태시 오스테나이트의 페라이트로의 변태를 지연시킴으로써, 열연 강판의 담금질성을 향상시키는 역할을 한다. 또한, 담금질 후 강도의 안정적인 확보 효과를 더욱 증대시키는 원소이다.

상기 보론(B)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0001 ~ 0.0005 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론(B)의 함량이 0.0001 중량% 미만일 경우에는 그 첨가량이 미미한 관계로 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 보론(B)의 함량이 0.0005 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 보론 산화물의 형성으로 강판의 표면 품질을 저해하는 문제를 유발할 수 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 0.3 중량%를 초과할 경우에는 강재의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈(Ni)의 첨가는 강재의 제조 비용을 크게 상승시킨다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 또한 크롬(Cr)은 δ페라이트영역을 확대하고, 아포정(hypo-peritectic)역을 고탄소 측으로 이행시켜 슬라브 표면품질을 개선하는 역할을 한다.

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.4 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 강관 제조시 용접 열영향부(HAZ)의 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0015 ~ 0.0040 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 0.0015 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 0.0040 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

이때, 상기 칼슘(Ca)은, 상기의 함량 범위와 더불어, 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비([Ca]/[S], 여기서 [ ]는 각 성분의 중량%)가 1 ~ 4를 만족하는 범위로 첨가되는 것이 바람직하다. 만일, 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비가 1 미만일 경우, CaS 형성이 불충분하다. 반대로, 황(S)에 대한 칼슘(Ca)의 중량비가 4를 초과하는 경우, 황을 극저 함량으로 제어하거나 또는 칼슘이 과다하게 포함되는 문제점이 있다.

질소(N)

질소(N)는 불가피한 불순물로써, 본 발명에서 질소(N)의 함량이 강재 전체 중량의 0.005 중량%를 초과할 경우에는 고용질소에 의해 시효성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 질소(N)의 함량을 강재 전체 중량의 0.005 중량%의 함량비로 제한하였다.

수소(H)

수소(H)는 불가피한 불순물로써, 슬라브 재가열전에 실시되는 진공탈가스 처리를 통하여 그 첨가량을 극소량 제한하는 것이 바람직하다. 이때, 수소의 함량이 0.0003 중량%을 초과하여 다량 함유될 경우에는 황과의 반응으로 H₂S를 다량 생성하여 수소유기균열(hydrogen induced crack : HIC)을 일으켜 강재를 파단시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 수소(H)의 함량을 강재 전체 중량의 0.0003 중량% 이하로 제한하였다.

강재 제조 방법

도 2는 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.

도 2를 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 열간압연 단계(S110), 1차 냉각 단계(S120), 노멀라이징 열처리 단계(S130) 및 2차 냉각 단계(S140)를 포함한다.

도면으로 도시하지는 않았지만, 본 발명의 실시예에 따른 강재 제조 방법은 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위하여 열간압연 단계(S110) 이전에 실시되는 슬라브 재가열 단계(미도시)를 더 포함할 수 있다.

본 발명에 따른 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 강 슬라브는 중량%로, C : 0.005 ~ 0.30%, Si : 0.1 ~ 1.0%, Mn : 0.5 ~ 2.0%, P : 0.001% 이하 및 S : 0.005% 이하, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ca : 0.0015 ~ 0.0040%, N : 0.005% 이하, H : 0.0003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

이때, 슬라브 재가열 단계에서는 상기의 조성을 갖는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1100 ~ 1250℃로 재가열한다. 상기 슬라브 재가열 단계에서는 강 슬라브의 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분을 재고용한다.

이때, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1100℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 너무 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우에는 Ti 석출물(TiN)이 고용되어 오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강판의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

열간 압연

열간압연 단계(S110)에서는 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finishing Rolling Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 열간압연한다.

이때, 마무리 열간압연온도(FRT)가 850℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다. 반대로, 마무리 열간압연온도(FRT)가 950℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다.

이때, 본 발명에서는 각 패스마다 충분한 압연이 이루어질 수 있도록, 각 패스당 평균 압하율은 5 ~ 15%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 각 패스당 평균 압하율이 5% 미만으로 실시될 경우에는 두께 중심부까지 스트레인이 충분히 가해지지 못하여 냉각 후 미세한 결정립을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 각 패스당 평균 압하율이 15%를 초과할 경우에는 압연기의 부하로 인하여 제조가 불가능해지는 문제가 있다.

1차 냉각

1차 냉각 단계(S120)에서는 열간압연된 강을 상온까지 1차 냉각한다. 여기서, 1차 냉각은 상온까지 자연 냉각 방식으로 수행되는 공냉이 이용될 수 있다. 이때, 상온은 1 ~ 40℃일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.

본 단계에서, 1차 냉각 속도는 1 ~ 50℃/sec로 실시될 수 있으나, 이에 한정될 필요는 없다. 1차 냉각 속도가 1℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 1차 냉각 속도가 50℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 경제성이 저하될 수 있다.

노멀라이징 열처리

노멀라이징 열처리 단계(S130)에서는 1차 냉각된 강을 860 ~ 940℃에서 노멀라이징 열처리하면서, 탄소 공급원을 주입하여 표면 코팅층을 형성한다.

이때, 노멀라이징 열처리 온도가 860℃ 미만일 경우에는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노멀라이징 열처리 온도가 940℃를 초과할 경우에는 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.

본 단계에서, 탄소 공급원은 카본을 함유하는 화합물이면 모두 적용가능하며, 구체적으로는 아세틸렌, 에틸렌, 메탄, 에탄, 프로필렌, 부타디엔, 헥산, 톨루엔 등에서 선택된 하나 이상을 사용할 수 있으나, 이 중 아세틸렌을 이용하는 것이 바람직하다.

도면으로 상세히 나타내지는 않았지만, 탄소 공급원은 챔버(미도시) 내에 일정한 압력으로 투입되는 것이 바람직하며, 챔버 내에는 아르곤(Ar), 수소(H₂), 질소(N₂) 등의 가스가 함께 존재할 수 있다. 이러한 탄소 공급원은 900 ± 10℃ 조건에서 주입하는 것이 바람직한데, 이는 상기의 온도 범위가 그라핀의 합성온도 범위에 해당되기 때문이다.

도 3은 표면 코팅층의 형성 과정을 설명하기 위한 모식도로, 이를 참조하여 표면 코팅층의 형성 과정을 구체적으로 설명하도록 한다.

도 3에 도시된 바와 같이, 노멀라이징 열처리를 하면서 탄소 공급원을 주입하게 되면, 모재(110)의 표면에 그라핀의 성장이 계속되면서 이웃한 그라핀이 서로 연결되는 층상 구조로 성장하여 10 ~ 100nm 두께의 그라핀층(120)을 형성하게 된다. 이때, 탄소 공급원의 주입은 노멀라이징 열처리를 종료한 직전까지 실시하는 것이 적절하다. 따라서, 노멀라이징 열처리가 종료되는 직후에는 탄소 공급원의 주입을 차단해야 한다.

이때, 표면 코팅층(120)의 두께가 10nm 미만일 경우에는 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성 등의 물성 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 표면 코팅층(120)의 두께가 100nm를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 상승 없이 도막 두께만을 증가시키는 요인으로 작용하며, 도막의 두께 증가로 가공성을 저하시키며 크랙을 유발할 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 노멀라이징 열처리를 하면서 모재(110)의 표면에 탄소 공급원을 주입하는 것에 의해 모재(110)의 표면에 얇은 피막 형태의 표면 코팅층(120)이 형성되어 우수한 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 확보할 수 있다.

2차 냉각

2차 냉각 단계(S140)에서는 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각한다.

이때, 2차 냉각은 노멀라이징 열처리된 강을 400 ± 10℃까지 노냉하는 단계와, 노냉이 완료된 강을 상온까지 공냉하는 단계로 세분화될 수 있다. 2차 냉각시 노멀라이징 열처리된 강을 400 ± 10℃까지 노냉을 실시하는 것은 상기의 온도 범위에서 대기 중에 노출시킬 경우 산화가 일어날 수 있기 때문이다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 강재는 노멀라이징 열처리를 하면서 모재의 표면에 탄소 공급원을 주입하는 것에 의해 모재의 표면에 얇은 피막 형태의 표면 코팅층이 형성되어 우수한 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 확보할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1 및 표 2의 조성과 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편을 제조하였다.

[표 1](단위 : 중량%)

[표 2](단위 : 중량%)

[표 3]

2. 물성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편에 대한 물성 평가 결과를 나타낸 것이다.

(1) 내산화성

SST(Salt Spray Test)는 ASTM B117 규격에 의거하였으며, 염농도는 5% NaCl(50g/L), pH는 6.5, 염수 및 분위기 온도는 35℃이며, 탈이온수를 사용하였다. 이때, 염수분무 실험 400시간 경과 후를 기준으로 육안으로 적청이 발생한 경우는 불량, 적청이 발생하지 않은 경우에는 양호로 판정하였다.

[표 4]

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 450 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 240MPa 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

또한, 실시예 1 ~ 3에 따라 제조된 시편들의 경우, CLR(Crack Length Ratio) : 10% 이하, CTR(Crack Thickness Ratio) : 3% 이하 및 CSR(Crack Sensitivity Ratio) : 1% 이하를 모두 만족하는 것을 확인할 수 있다.

반면, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율은 목표값을 만족하였으나, CLR, CTR 및 CSR이 목표값에 미달하며, 내산화성이 불량한 것을 확인할 수 있다.

위의 실험 결과를 토대로, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편들과 같이, 노멀라이징 열처리를 실시하면서 탄소 공급원인 아세틸렌(C₂H₂)을 주입할 경우, 모재의 표면에 얇은 피막 형태의 표면 코팅층이 형성되어 우수한 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 갖는 것을 확인하였다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 열간압연 단계
S120 : 1차 냉각 단계
S130 : 노멀라이징 열처리 단계
S140 : 2차 냉각 단계

Claims

(a) 강 슬라브를 FRT(Finishing Rolling Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 열간압연하는 단계;
(b) 상기 열간압연된 강을 상온까지 1차 냉각하는 단계;
(c) 상기 1차 냉각된 강을 860 ~ 940℃에서 노멀라이징 열처리하면서, 탄소 공급원을 주입하여 표면 코팅층을 형성하는 단계; 및
(d) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 강 슬라브는
중량%로, C : 0.005 ~ 0.30%, Si : 0.1 ~ 1.0%, Mn : 0.5 ~ 2.0%, P : 0.001% 이하 및 S : 0.005% 이하, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ca : 0.0015 ~ 0.0040%, N : 0.005% 이하, H : 0.0003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 탄소 공급원은
900 ± 10℃ 조건에서 주입하되, 아세틸렌, 에틸렌, 메탄, 에탄, 프로필렌, 부타디엔, 헥산 및 톨루엔 중 선택된 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (c) 단계에서,
상기 표면 코팅층은
10 ~ 100nm 두께의 그라핀층으로 이루어진 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계는,
(d-1) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 400 ± 10℃까지 노냉하는 단계; 및
(d-2) 상기 노냉이 완료된 강을 상온까지 공냉하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 강재 제조 방법.
중량%로, C : 0.005 ~ 0.30%, Si : 0.1 ~ 1.0%, Mn : 0.5 ~ 2.0%, P : 0.001% 이하 및 S : 0.005% 이하, Al : 0.01 ~ 0.06%, Cu : 0.1 ~ 0.2%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, B : 0.0001 ~ 0.0005%, Ni : 0.1 ~ 0.3%, Cr : 0.1 ~ 0.4%, Ca : 0.0015 ~ 0.0040%, N : 0.005% 이하, H : 0.0003% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 모재; 및
상기 모재의 표면에 형성된 표면 코팅층;을 포함하며,
상기 표면 코팅층은 노멀라이징 열처리시, 상기 모재의 표면에 탄소 공급원을 주입하는 것에 의해 형성되어, 내산화성 및 수소유기균열(HIC) 저항성을 증가시키는 것을 특징으로 하는 강재.
제6항에 있어서,
상기 표면 코팅층은
10 ~ 100nm 두께의 그라핀층으로 이루어진 것을 특징으로 하는 강재.
제7항에 있어서,
상기 강재는
인장강도(TS) : 450 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 240MPa 이상 및 연신율(EL) : 20% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 강재.