KR20160077392A

KR20160077392A - 내수소유기균열성과 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20160077392A
Application number: KR1020140186568A
Authority: KR
Inventors: 김완근; 김덕규
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-22
Filing date: 2014-12-22
Publication date: 2016-07-04
Also published as: KR101639909B1

Abstract

본 발명은, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하며, 미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판을 제공한다.

Description

내수소유기균열성과 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법 {THICK HOT ROLLED STEEL PLATE HAVING EXELLENT HYDROGEN INDUCED CRACK RESISTANCE AND SULFIDE STRESS CRACKING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

내수소유기균열성과 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

에너지 수요 증가에 따라 H₂S 가스 함유량이 높은 원유 혹은 천연가스가 개발됨에 따라 황화수소(H₂S) 가스에 의한 강재의 파손 저항성이 우수한 강재가 요구되고 있다. 또한 최근 에너지원으로써 천연가스의 요구가 증가되면서 고압의 천연가스 수송에 따라 라인파이프 강재에 높은 응력이 적용될 수 있으며 이에 대해 내사우어(sour)특성이 우수한 강재가 요구되고 있다.

특히, H₂S를 포함하는 가스 또는 원유 수송용 강재에서는 H₂S에 의한 수소유기균열(HIC, Hydrogen induced crack)과 황화물응력균열(SSC, Sulfide stress cracking)이 문제시 되고 있는데, 강재와 H₂S 분위기화의 부식반응에 의해 강재 표면에 발생되는 수소가 원자상태로 강중에 침입, 확산하여 분자화됨에 따라 강재 개재물이나 경한 2차상에 모인 수소 분자의 압력으로 인해 균열이 발생하는 것으로 알려져 있다.

상기 두 가지 균열(HIC, SSC)을 효과적으로 제어하는 방법으로서, 비금속개재물의 길이와 편석부의 경도를 제어하는 방법과 비금속개재물의 조성을 제어함으로써 내수소균열성을 향상시키는 방법 등이 제시되고 있다. 하지만, 상기 종래 기술들은 강재 중에 존재하는 비금속 개재물은 어디에나 불가피하게 존재하고, 내수소유기균열성과 내황화물응력균열성을 동시에 만족시킬 수 없다는 문제가 있다.

또한, 파이프 조관 후, 강재 내 전위밀도가 높아짐으로 인해 H₂S환경에서 상기 두 가지 균열(HIC, SSC)의 발생 가능성은 더 높아지는데, 이는 파이프가 제조되기 전에는 나타나지 않다가 파이프가 완성된 상태에서 발생할 수 있는 현상이기 때문에 사용자들에게 많은 제약을 주고 있다.

본 발명은 부식 환경에 바람직하게 적용될 수 있는 우수한 내수소유기균열성과 내황화물 응력균열성을 가지는 후물 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일태양은, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하며, 미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일태양은, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하는 조성을 갖는 용강을 정련하는 단계; 정련된 상기 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조하는 단계; 상기 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계; 재가열된 상기 슬라브를 Ar3 ~950℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3~950℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하고, 미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하여 후물재이면서도 수소유기균열에 대한 우수한 내식성을 가지고, 높은 응력이 주어지거나 부식이 잘 일어나는 환경에서도 사용할 수 있으며, 강재의 파이프 조관 후까지도 내수소유기균열성 및 내황화물 응력 균열성이 우수한 후물 열연강판를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예의 발명강1의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2a 및 2b는 각각 본 발명의 실시예의 발명강1과 비교강1의 MA 에칭 후 촬영한 광학사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예의 비교예 3의 황화물응력균열 파단면을 촬영한 사진이다.

본 발명은 내수소유기균열성과 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 일태양은, 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하며, 미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하를 제공한다.

이하, 상기 성분조성의 한정 이유에 대해 설명한다.

C: 0.02~0.05중량%

상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 합금성분이다. 다만, 상기 C가 0.02중량%이하로 첨가되는 경우에는 Nb, V 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 매우 적고, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 내HIC성 및 내SSC성을 저하시키는 중심편석이 증대되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C는 0.02 ~ 0.05중량%로의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Si: 0.05~0.5중량%

상기 Si는 탈산 및 고용강화에 유효한 성분으로, 상기 효과를 위해서는 0.05중량%이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 0.5중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 취성을 저하시키므로, 상기 Si는 0.05~0.5중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Mn: 0.5~1.4중량%

상기 Mn은 강도 및 인성 확보를 위하여 필수적인 성분이나, 0.5중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 강도와 인성을 확보하기 어렵고, 1.4중량%를 초과하는 경우에는 연주 시 중심편석을 조장하여 충격인성 및 내HIC성 및 내SSC성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.5~1.4중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

P: 0.01중량%이하(0% 제외)

상기 P의 함량이 0.01중량%를 초과하게 되는 경우에는 연주 시 Mn과 함께 중심편석을 조장하여 충격인성 및 내HIC성 및 내SSC성을 저하시킬 뿐만 아니라 용접성도 저하시키므로, 상기 P의 함량을 0.01중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

S: 0.001중량%이하(0% 제외)

상기 S는 강중에서 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 취성을 크게 저하시키는 성분으로서, 0.001중량%를 초과하는 경우 내HIC성 및 내SSC성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 S의 함량을 0.001중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다.

Al: 0.02~0.05중량%

상기 Al은 Si와 함께 탈산작용을 하는 성분으로서, 0.02중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 탈산효과를 얻기 어렵고, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 알루미나 집합체를 증가시켜 내HIC성 및 내SSC성을 저하시키므로, 상기 Al의 함량을 0.02~0.05중량%의 범위가 되도록 제어하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.07중량%

상기 Nb은 소량 첨가에 의해 석출강화 효과를 나타내는 성분으로서, 상기 효과를 위해서는 0.01중량%이상으로 포함시킬 필요가 있으며, 본 발명의 탄소범위에서는 각각 0.07중량% 초과시 다량의 석출물에 의한 충격인성 및 용접성 저하로 그 함량을 각각 0.07중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb 함량은 각각 0.01~0.07중량%로 범위를 갖는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.02중량%

상기 Ti는 강중에서 TiN으로 석출되어 재가열 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격인성을 얻을 수 있게 하며 또한 TiC 등으로 석출되어 강을 강화하는 역할을 한다. 그러나, 본 발명의 탄소범위에서 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 Ti의 함량이 0.005중량%이상일 필요가 있다. 한편, Ti의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화상태에 이르게 되므로, 상기 Ti의 함량을 0.005~0.02중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

N: 0.002~0.008중량%

상기 N은 강중에서 Ti와 TiN으로 석출되어 오스테나이트의 결정립성장을 억제한다. 다만, 상기 N은 0.002중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.008중량%를 초과할 경우에는 조대한 TiN이 석출되어 수소유기균열 및 황화물응력균열의 개시점 역할을 하기 때문에 그 함량을 0.002~0.008중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.01~0.5중량%

상기 Cr은 강도증가 및 내식성 확보를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Cr은 0.01중량% 미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.5중량%를 초과할 경우에는 국부부식 발생 위험이 증대되므로, 그 함량을 0.1 ~ 0.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~0.5중량%

상기 Mo는 강도증가 및 저온상인 침상형 페라이트 조직 확보를 위해 첨가된다. 다만, 상기 Mo는 0.01중량%미만으로 첨가될 경우 상기 효과가 적고, 0.5중량%를 초과할 경우에는 MA(Martensite austenite)같은 경한 이차상이 다량 생성되어 내 HIC 및 내SSC성을 저하시키므로 그 함량을 0.01~0.5중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.0015~0.003중량%

상기 Ca는 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써 수소유기균열발생 기점을 억제하는 역할을 하는 성분으로, 그 함량이 0.0015중량% 미만일 경우에는 상기 효과를 얻기가 어렵고, 0.003중량%를 초과할 경우에는 비금속 개재물 양이 오히려 증가하여 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ca는 그 함량이 0.0015~0.003중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 상기 Cr과 Mo의 비는 1≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하고, 바람직하게는, 1≤ Cr/Mo ≤ 2의 조건을 만족한다. 여기에서, 상기 Cr과 Mo는 성분의 중량% 값을 의미한다. 상기 관계식은 여러 실험을 통한 경험식이며, 상기 함량비가 1 미만일 경우에는 Mo에 의한 강재의 전체 부식속도가 높아져 강재 내 수소가 많이 유입됨으로 내HIC성 및 내SSC성을 저하시키며, 5를 초과하는 경우에는 Cr함량이 너무 많아져 국부부식으로 인한 내SSC성이 저하되는 문제가 있다.

본 발명이 제공하는 강판은 상기한 조성 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

상기 Ca와 S의 함량의 비는 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 여기에서, 상기 Ca와 S는 성분의 중량% 값을 의미한다. 상기 관계식은 여러 실험을 통한 경험식이며, 상기 함량비가 1.5 미만일 경우에는 MnS 형성이 용이하여 내HIC성 및 내SSC성이 저하되며, 4를 초과하는 경우에는 Ca계 비금속개재물량이 증가하여 내HIC성 및 내SSC성성 및 인성이 저하되는 문제가 있다.

또한, 본 발명의 강판은 상기 합금성분 및 조성뿐만 아니라 미세조직은 주조직이 침상형 페라이트이고, 펄라이트를 2면적%이하, 경한 이차상인 MA를 0.5면적%이하로 포함하고, 평균크기 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 것이 바람직하다. 상기 제어는 균열발생 주위의 조직과 경도에 따라서 균열발생 기점이 되는 비금속 개재물의 크기가 다르다는 점을 기반하여 이루어진 것으로서, 상기 제어를 통해 내수소유기균열성과 내황화물응력균열을 개선할 수 있다. 상기 주조직이 폴리고날 페라이트이면 내황화물응력균열 저항성이 저하되며, 펄라이트가 2면적%를 초과하거나, 비금속 개재물이 50개를 초과하는 경우에는 열간압연 단계에서 수소균열의 개시점 역할을 하게되어 내HIC성 및 내SSC성의 저하를 초래할 수 있다. 이때 균열을 야기하는 비금속 개재물은 주로 Al, Ca를 포함하는 산화물이며, Al, Ca에 Mg도 포함된 산화물일 수 있다. 또한, 강재 내 주요수소트랩장소 역할을 하는 경한 이차상인 MA가 0.5면적%를 초과할 경우, 강재 내 많은 확산성 수소가 유입됨으로 내HIC성 및 내SSC성을 저하시킬 수 있다. 본 발명 강판의 주조직이 침상형 페라이트이면서 2면적%이하의 펄라이트와 0.5면적%의 MA가 포함하는 복합조직을 가짐으로써, 상기 특성들을 모두 만족할 수 있다.

본 발명이 제공하는 강판은 400MPa 이상의 항복강도를 가질 수 있으며, 수소에 의해 발생한 수소유기균열 면적의 총합을 강판 면적으로 나눈 값인 CAR(Crack Area Ratio)이 5%이하의 범위를 만족하고, 황화물응력균열 미파단 임계하중이 항복강도의 90%이상인 것을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 조건을 만족하게 됨으로써, 본 발명은 우수한 내수소유기균열성 뿐만 아니라 우수한 내황화물응력균열성을 갖는 열연강판을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명의 열연강판을 제조하기 위한 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법의 일태양은 중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0은 제외), S: 0.001%이하(0은 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하는 조성을 갖는 용강을 정련하는 단계; 정련된 상기 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조하는 단계; 상기 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계; 재가열된 상기 슬라브를 Ar3 ~950℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 Ar3~950℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하고, 미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하를 제공한다.

본 발명에 따른 비금속 개재물의 제어는 통상적인 2차 정련과정에서의 공정조건의 제어를 통해서 얻어질 수 있으며, 예를 들면 상기 2차 정련 공정은 LF에서 Ar 버블링 및 VTD 또는 RH 등과 같은 탈가스 공정에서 Ar 버블링에 의해 개재물을 제어할 수 있다. 물론, 본 발명의 제조방법이 상기 공정조건에 반드시 한정되는 것이 아니며, 다양한 방법에 의해 비금속 개재물을 제어할 수 있다. 상기 용강 정련 후, 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조할 수 있다.

재가열 온도

재가열 온도는 Nb계 석출물의 고용온도에 의해 결정되며, 본 발명의 성분범위에서는 1150℃ 이상에서 고용이 가능하며, 1350℃를 초과하여 가열하는 경우에는 강판의 결정립도가 매우 커져 인성이 저하되므로 상기 재가열 온도범위는 1150~1350℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

압연조건

미재결정온도 이하에서의 압하량은 열연강판 미세조직의 결정입도 및 균일성에 매우 큰 영향을 끼친다. 상기 결정입도 및 균일성은 수소유기균열 저항성 및 저온인성, 항복비와 상호관련성이 크다. 따라서, 결정립도와 균일성의 제어를 위하여 압연 시 압하율이 70% 이상이 되도록 하는 것이 바람직한데, 압하율이 70% 미만인 경우에는 결정입도의 균질성이 저하되어 저온인성이 저하될 수 있으므로 상기 압하율은 70%~ 해당 두께의 최대 압하율의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 마무리 열간압연은 Ar3~950℃의 온도범위에서 행하여지는 것이 바람직한데, 950℃ 이상에서 압연할 경우 불균일하고 조대한 결정립 성장이 발생할 수 있는 가능성이 커서 인성을 저하시킬수 있으며, Ar3 미만의 온도범위에서 마무리 열간압연이 행하여질 경우에는 취성파괴에 열위한 집합조직이 생성되어 수소유기균열 저항성이 매우 낮아질 수 있다.

냉각 및 권취조건

상기 열연공정을 통해 얻어진 열연강판의 냉각은 Ar3 온도 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3 미만의 온도에서 개시되는 경우에는 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 인성을 저하시킬 수 있으며, 내 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 취성파괴 집합조직을 발달시킬 수 있다. 따라서 Ar3 온도 이상에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 냉각시 속도는 10~40℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 조대한 펄라이트 조직이 용이하게 형성될 수 있으며, 40 ℃/sec를 초과하는 경우 미세 침상형 페라이트가 아닌 수소유기 균열과 황화물 응력균열 저항성을 떨어뜨리는 베이나이트가 다량 형성되거나 마르텐사이트(MA) 분율이 증가할 수 있다.

이후, 상기 냉각은 450~600℃에서 종료되는 것이 바람직하며, 이후 상기 열연강판을 상기 온도범위에서 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 정상권취가 매우 어렵다. 따라서, 상기 권취는 450~600℃의 온도범위에서 행하여지는 것이 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 조성을 갖는 용강을 정련하여 비금속 개재물을 제어하고, 이후, 하기 표 2와 같은 제조조건을 통해 두께가 12~18mm인 후물 열연강판을 제조하였다.

이와 같이 제조된 강판에 대하여 비금속 개재물의 개수, 펄라이트 분율, 항복강도, MA분율, 수소유기균열의 CAR 및 황화물응력균열 미파단임계하중을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 여기에서, 표 3의 실제 항복강도는 “Actual yield strength”로 통상 SSC 평가 시 Ac.YS로 표시되는 것을 의미한다. 또한, 강판의 수소유기균열저항성은 NACE TM0284에 따라, 1기압 H₂S 가스로 포화된 5%NaCl + 0.5%CH₃COOH 용액에 시편을 96시간동안 침지한 뒤, 초음파 탐상법에 의해 균열정도를 관찰하고, 이후 강판 수소유기균열 면적의 총합을 강판 전체 면적으로 나눈 값인 CAR로 평가하였다.

또한, 황화물응력균열 저항성은 NACE TM0177에 따라, 1기압 H₂S 가스로 포화된 5%NaCl + 0.5%CH₃COOH 용액에 시편을 720시간 동안 침지하면서 실제항복강도의 90% 하중을 인가하면서 침지한 뒤, 파단여부를 평가하였다. 강판에 존재하는 비금속 개재물의 분포와 크기는 발광분광분석기(Optical Emission Spectroscopy)를 이용하여 측정하였다. 발광분석기는 금속시편의 표면에 50㎛ 정도의 영역을 급속 가열함으로써 플라즈마를 생성하여 방출되는 원소의 특성 스펙트럼을 분석하여 비금속 개재물을 분석한다. 통계적으로 의미있는 값을 얻기 위하여 동일한 시편에 대하여 여러 부분을 연속적으로 분석한 뒤, 그 평균치를 기재하였다. 펄라이트 분율은 광학현미경을 사용하여 배율 500배에서 화상해석(Image analysis)을 통해 측정하였으며, MA분율은 컬러 에칭을 통해 MA를 드러나게 한 뒤 펄라이트 분율과 마찬가지로 광학현미경을 통해 배율 500배에서 화상해석(Image analysis)을 통해 측정하였다.

구분	화학조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Mo	Ti	Nb	N	Ca	Cr/Mo	Ca/S
발명강1	0.035	0.2	1.29	0.008	0.0009	0.03	0.2	0.15	0.01	0.06	0.004	0.002	1.33	2.22
발명강2	0.038	0.19	1.3	0.007	0.0008	0.031	0.4	0.3	0.01	0.06	0.0039	0.002	1.33	2.5
비교강1	0.035	0.18	1.31	0.007	0.0008	0.027	0.3	0.01	0.01	0.05	0.0042	0.002	30	2.5
비교강2	0.040	0.19	1.28	0.006	0.0007	0.029	0.2	0.1	0.01	0.06	0.004	0.002	2	2.86
비교강3	0.046	0.18	1.29	0.008	0.0007	0.026	0.2	0.2	0.015	0.05	0.0039	0.0042	1	6

구분	강종 No.	재가열온도(℃)	마무리열간압연온도(℃)	권취온도(℃)
발명예1	발명강1	1316	798	473
발명예2	발명강2	1311	811	504
비교예1	비교강1	1306	856	587
비교예2	비교강2	1278	889	646
비교예3	비교강3	1296	867	572

구분	항복강도 (MPa)	펄라이트 분율(%)	20㎛이상 비금속개재물수	MA분율 (%)	CAR (%)	실제항복강도 90%하중에서 SSC파단 여부
발명예1	518	0.1	28	0.04	0	미파단
발명예2	541	0.05	39	0.31	1.2	미파단
비교예1	489	0.9	45	0.8	0.4	파단
비교예2	507	2.4	30	2.1	4.3	파단
비교예3	533	1.1	85	0.5	6.5	파단

상기 표 1 내지 3를 확인하면 알 수 있이, 본 발명이 제안하는 합금성분 및 조성범위와 제조조건을 만족하는 발명예 1 및 2의 경우에는 518MPa이상의 우수한 항복강도를 갖는 것을 알 수 있다. 또한, MA조직의 분율을 아주 작게 포함하고 있어, 0.5면적% 이하의 조건을 만족하는 것을 확인할 수 있으며, 이로 인해 CAR (Crack Area Ratio)은 거의 나타나지 않는 것을 확인할 수 있다. 그리고, 표 3을 확인하면, 본 발명에서 제시하는 조건들을 만족함으로써, 발명예 1 및 2에서는 항복강도의 90% 이상에서도 황화물응력균열이 나타나지 않는 것을 확인할 수 있습니다.

도 1은 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 경우 침상페라이트 주조직에 매우 작고 적은 펄라이트를 함유하고 있다는 것을 보여주고 있다.

도 2a 및 2b에서는 MA 조직을 관찰하기 위해서, 발명강 1과 비교강 1의 MA 에칭 후 미세조직을 관찰한 사진이다. MA 에칭을 통하여 MA 조직 흰색을 띄게 되었으며, 발명강 1의 2a와 비교강 1의 2b를 비교하여 보면, 도 2a에는 거의 흰색이 나타나지 않고, 도 2b에서 훨씬 많은 흰색입자와 같은 모양이 나타나고 있음을 확인 할 수 있고, 이는 비교강 1이 발명예 1에 비하여 많은 MA를 함유하고 있음을 보여주는 것이다.

도 3은 본 발명의 실시예의 비교예 3의 황화물응력균열 파단면을 촬영한 사진이다. 도 3은 강중 개재물 매우 높음으로 해서, 황화물응력균열 파면에서처럼 시험 중 압연방향으로 많은 수소유기균열이 발생하여 파단된 것을 확인할 수 있다.

한편, 본 발명의 성분계에 부합되나, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하지 못하는 비교예 1은 MA 분율이 매우 크게 나타남을 확인할 수 있으므로, 상기 Cr/Mo의 비율을 만족하는 것이 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성을 동시에 확보하기 위하여 매우 중요한 조건임을 알 수 있다.

본 발명의 성분계에 부합되나 제조조건을 만족하지 않는 비교예 2의 경우에는 권취온도가 본 발명의 범위를 벗어나기 때문에 변태강화 부족으로 인해 항복강도가 낮음을 알 수 있다. 더욱이, 비금속 개재물이 다량 포함되어 있어 수소유기균열에 대한 저항성이 저하되었음을 알 수 있다.

비교예 3의 경우에는 본 발명의 성분계에 부합되나, 1.5 = Ca/S = 4의 조건은 만족하지 못하고 있다. 이것은 Ca/S비가 4를 넘어가는 경우, 많은 Ca함량에 의해 산화물성 개재물이 많이 생성되어 수소유기균열 및 황화물 응력균열의 개시장소 역할을 하기 때문이다.

이상 설명한 바와 같이 본 발명의 예시적인 실시예가 도시되어 설명되었지만, 다양한 변형과 다른 실시예가 본 분야의 숙련된 기술자들에 의해 행해질 수 있을 것이다. 이러한 변형과 다른 실시예들은 첨부된 청구범위에 모두 고려되고 포함되어, 본 발명의 진정한 취지 및 범위를 벗어나지 않는다 할 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하며, 미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판.
제 1 항에 있어서, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 2의 조건을 만족하는 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판.
제 1 항에 있어서, 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4의 조건을 만족하는 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판.
제 1 항에 있어서, 상기 열연강판은 항복강도가 400MPa 이상이며, CAR(Crack Area Ratio)가 5%이하이고, 황화물응력균열 미파단임계하중이 항복강도의 90% 이상인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판.
중량%로, C: 0.02~0.05%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.4%, P: 0.01%이하(0% 제외), S: 0.001%이하(0% 제외), Al: 0.02~0.05%, Nb: 0.01~0.07%, Ti: 0.005~0.02%, N: 0.002~0.008, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.01~0.5%, Ca: 0.0015~0.003%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1 ≤ Cr/Mo ≤ 5의 조건을 만족하는 조성을 갖는 용강을 정련하는 단계;
정련된 상기 용강을 연속주조하여 슬라브로 제조하는 단계;
상기 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계;
재가열된 상기 슬라브를 Ar3~950℃의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 Ar3~950℃의 온도에서 냉각을 개시하여 450~600℃에서 종료한 뒤, 권취하는 단계를 포함하고,
미세조직은 펄라이트를 2면적%이하, 그리고 MA를 0.5면적% 이하로 포함하고, 평균크기가 20㎛이상인 비금속 개재물이 100×50㎟당 50개 이하인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.
제 5 항에 있어서, 상기 냉각은 10~40 ℃/sec의 속도로 행하여지는 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.
제 5 항에 있어서, 상기 열연강판은 1.5 ≤ Ca/S ≤ 4를 만족하는 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.
제 5 항에 있어서, 상기 열연강판은 항복강도가 400MPa 이상이며, CAR(Crack Area Ratio)가 5%이하이고, 황화물응력균열 미파단임계하중이 항복강도의 90% 이상인 내수소유기균열성 및 내황화물응력균열성이 우수한 후물 열연강판의 제조방법.