WO2018117715A1 - 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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엄경근
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Definitions

  • the present invention relates to a steel having excellent corrosion resistance used in oil tankers, crude oil tanks, etc., in particular in a condensation environment containing sulfide gas and a method for producing the same.
  • the empty space of the crude oil tanker tank is injected with combustion gases carbon dioxide and sulfur dioxide, which condensation occurs in the deck head together with sulfur or hydrogen sulfide already contained in the crude oil. When dissolved, it forms an atmosphere close to acid condensate corrosion. In general, the higher the acidity, the higher the amount of H + ions participating in the corrosion reaction.
  • Patent Documents 1 and 2 have been proposed to improve corrosion resistance of ship steels, but since Patent Document 1 is designed without any consideration of corrosion due to sulfide when crude oil contains hydrogen sulfide, it is actually used as a crude oil tank. There is an inadequate side.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-017381
  • One aspect of the present invention is to provide a steel material and a method of manufacturing the same that optimize the steel components, to identify the relationship between the components, to ensure excellent corrosion resistance even in the condensation environment containing sulfides.
  • One embodiment of the present invention is by weight, C: 0.02 to 0.2%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cu: 0.05 to 0.5%, Ni: 0.05-0.5%, Mo: 0.02-0.5%, Al: 0.1% or less, Cr: 0.05-0.5%, Ca: 0.001-0.01%, the rest contains Fe and unavoidable impurities,
  • the sulfide dew condensation corrosion sensitivity index represented by the following relation 1 provides a steel having excellent corrosion resistance in a condensation environment containing sulfides of 1.7 or more and 2.5 or less.
  • Another embodiment of the present invention is by weight, C: 0.02 to 0.2%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.2 to 2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cu: 0.05 to 0.5 %, Ni: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.02 to 0.5%, Al: 0.1% or less, Cr: 0.05 to 0.5%, Ca: 0.001 to 0.01%, the rest includes Fe and unavoidable impurities, As a method of manufacturing a steel sheet by hot rolling and cooling a steel slab having a sulfide dew condensation corrosion sensitivity index of 1.7 or more and 2.5 or less,
  • the cooling provides a method for producing steel having excellent corrosion resistance in a condensation environment including a sulfide cooling between a cooling start temperature of Ar3 or more and a cooling stop temperature of (Ae1-30 ° C) to 600 ° C at a cooling rate of 10 ° C / s or more. do.
  • Figure 1 shows a test apparatus for simulating the sulfide condensation test in the present invention.
  • Figure 2 is a photograph observing the results of the sulfide dew condensation experiment 100 days in accordance with an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention have been studied to solve the problems of the prior art described above, it is preferable to properly control the composition of each component in order to increase the resistance to corrosion in the condensation environment containing sulfide gas.
  • the present inventors have found that it is necessary to appropriately control the relationship between components such as Ca, S, Cr, Mo, Ni, and Mn, which affect the sensitivity of condensation corrosion.
  • the steel of the present invention is in weight%, C: 0.02-0.2%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.2-2.0%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Cu: 0.05-0.5%, Ni : 0.05 to 0.5%, Mo: 0.02 to 0.5%, Al: 0.1% or less, Cr: 0.05 to 0.5%, Ca: 0.001 to 0.01%, and the rest contains Fe and unavoidable impurities.
  • the C is an element added to increase the strength to increase the hardenability to improve the strength by increasing the content, but as the addition amount increases, it inhibits the corrosion resistance of the front, and promotes the deposition of carbides, etc. It also has some effect on resistance. To improve front and local corrosion resistance, it is necessary to reduce the C content, but if C is less than 0.02% by weight, it is difficult to secure the strength, and if it exceeds 0.2% by weight, the weldability is deteriorated, which is undesirable as a steel for welding structures. It is preferable to have the range in%. From the viewpoint of corrosion resistance, C is more preferably 0.16% by weight or less, and more preferably 0.14% by weight or less in order to further improve the casting crack and reduce the carbon equivalent.
  • the Si is required to be 0.1% by weight or more in order not only to act as a deoxidizer but also to increase the strength of the steel.
  • it is advantageous to increase the content of Si because it contributes to the improvement of the front corrosion resistance, but if the content of Si exceeds 1.0% by weight, the toughness and weldability are inhibited and the peeling of the scale during the rolling is difficult. Since it causes surface defects, it is preferable to limit the content to 0.1 to 1.0% by weight. In order to improve corrosion resistance, it is more preferable to add 0.2 wt% or more of Si.
  • the Mn is an effective component to increase the strength without lowering the toughness, but when excessively added, the Mn may decrease the corrosion resistance by increasing the rate of electrochemical reaction of the steel surface during corrosion reaction.
  • the Mn is added in less than 0.2% by weight it is difficult to secure the durability of the structural steel, and as the content is increased, the hardenability increases to increase the strength, but when added in excess of 2.0% by weight, weldability is lowered and corrosion resistance is lowered Since there exists a problem, it is preferable to make the content into 0.2 to 2.0 weight%.
  • Phosphorus (P) 0.03 wt% or less
  • P is an impurity element, and if the content is added in excess of 0.03% by weight, not only the weldability is significantly lowered but also the toughness is degraded, so the content is preferably limited to 0.03% by weight or less.
  • S is also an impurity element and if its content exceeds 0.03% by weight, there is a problem of deteriorating ductility, impact toughness and weldability of steel. Therefore, it is desirable to limit the content to 0.03% by weight or less.
  • S is easily reacted with Mn to form stretched inclusions, such as MnS, and since the vacancy present at both ends of the stretched inclusions may be a local corrosion start point, the content is more preferably limited to 0.01% by weight or less.
  • the content is preferably 0.05 to 0.5% by weight.
  • the occurrence frequency of surface cracks may vary depending on the content of each element, but the Cu content is most preferably 0.5% by weight or less.
  • Ni When Ni is contained in an amount of 0.05% by weight or more like Cu, it is effective for improving the front corrosion and local corrosion resistance. In addition, when added together with Cu, it also reacts with Cu to suppress the formation of a low melting point Cu phase, thereby suppressing hot shortness. Ni is also an effective element for improving the toughness of the base material. However, since it is an expensive element, the addition of more than 0.5% by weight is disadvantageous in terms of economics and weldability, so the content thereof is preferably 0.05 to 0.5% by weight.
  • Ni on the corrosion resistance is not higher than that of Cu
  • Mo is an element contributing to the improvement of corrosion resistance and strength and should be added at least 0.02% by weight in order to exhibit the effect.
  • Mo must be employed in steel to improve corrosion resistance.
  • the employed Mo improves the corrosion resistance of the condensed water containing the hydrogen sulfide sikina contained beyond the solid solubility limit Mo condensate containing hydrogen sulfide when Mo is excessive amount added due to lower the corrosion resistance by forming a Mo 2 S reacts with the S Corrosion resistance to may decrease. Therefore, it is preferable that the upper limit is 0.5 weight%.
  • the precipitate of Mo acts to improve the strength, but coarse precipitated Mo may cause local corrosion of the steel, so it is more preferably added at 0.1% by weight or less.
  • Al is an element added for deoxidation to form AlN by reacting with N in the steel to refine the austenite grains to improve toughness.
  • the inclusions are formed in the coarse oxide in the steelmaking process.
  • the formation of the stretch inclusions encourages the formation of cavities around the inclusions, which act as a starting point for local corrosion and thus serve to inhibit local corrosion resistance. Therefore, it is preferable to make Al content into 0.1 weight% or less.
  • the deoxidation effect can be obtained by other deoxidation elements such as Si, so the lower limit of Al is not particularly limited. However, in order to expect the deoxidation effect by Al, at least 0.001% by weight or more of Al is preferably added.
  • the Cr is an element that increases the corrosion resistance by forming an oxide film containing Cr on the surface of the steel in a corrosive environment. In order to exhibit the corrosion resistance effect due to the addition of Cr, it should be contained 0.05% by weight or more. However, when the Cr is excessively contained in excess of 0.5% by weight, since it adversely affects the toughness and weldability, it is preferable to add the content as 0.05% by weight to 0.5% by weight.
  • the Ca reacts with Al, Si, O in molten steel to form a composite oxide, and then reacts with S to form CaS.
  • These CaS inclusions are dissolved in water in the condensation environment to increase the pH of the steel surface, thereby promoting the formation of a stable phase under the suppression of the electrochemical reaction of the steel, thereby improving corrosion resistance.
  • the Ca should be added at least 0.001% by weight or more, but if it exceeds 0.01% by weight, there is a problem that causes melting of the refractory during the steelmaking process, so the content is preferably 0.001 to 0.01% by weight. Do. In addition, it is more preferable to add more than 0.002% by weight in order to secure the sulphide condensation corrosion sensitivity index.
  • the rest includes Fe and unavoidable impurities.
  • addition of other alloying elements is not excluded.
  • the steel material of the present invention preferably satisfies the sulfide dew condensation corrosion sensitivity index of 1.7 ⁇ 2.3 defined by the following relational formula (1).
  • the Ca, Cr, Mo, Cu, Ni, Mn is a component that affects the corrosion resistance effect in the sulfide condensation environment depending on the addition amount.
  • the influence of each of these components on the corrosion resistance was quantitatively derived, and their relationship is represented by the above-mentioned formula (1).
  • the sulfide dew condensation corrosion sensitivity index defined by the above relation 1 is 1.7 to 2.5, it is possible to secure excellent corrosion resistance in the environment.
  • the steel materials of the present invention having the above-described advantageous composition can be easily manufactured by those skilled in the art to which the present invention belongs, without undue repetitive experiments.
  • the present invention proposes a method for producing the steel sheet using, for example, a more advantageous manufacturing method found by the inventor of the present invention.
  • the steel manufacturing method of the present invention is a method for producing steel by hot rolling after cooling in a conventional manner, the cooling start temperature is more than the Ar3 temperature and the cooling stop temperature (Ae1-30 °C) ⁇ 600 °C range Cooling is carried out at a cooling rate of 10 ° C / s or less as possible.
  • the cooling condition of this invention is demonstrated.
  • Cooling section Cool down to (Ae1-30 °C) ⁇ 600 °C above Ar3
  • the present invention when a large amount of precipitates are added to obtain a favorable effect, the present invention adversely affects over corrosion or local corrosion, and conversely, when the Mo is excessively dissolved, hydrogen sulfide is used. Adversely affects corrosion resistance in the containing environment. Therefore, it is necessary to properly control the ratio of Mo forming precipitates and solid solution Mo. Since Mo tends to form precipitates between 700 and 550 ° C., part of the section is cooled quickly so that Mo does not form precipitates. And some of the rest need to be slow to avoid overemployment.
  • Cooling rate 10 °C / s or more
  • the cooling rate When the cooling rate is low, there is a fear that excessive precipitates are formed because the time through the temperature range in which the precipitates of Mo are easily formed increases as described above. Therefore, the cooling rate needs to be 10 ° C / s or more. Even if the cooling rate is high, there is no problem in achieving the object of the present invention, so the upper limit of the cooling rate need not be determined. However, in order to apply a very high cooling rate, there may be a limit in the capacity of the cooling equipment, so if you consider this, the upper limit may be set to 50 °C / s.
  • the invention steel refers to a steel sheet having a composition that satisfies the component range specified in the present invention.
  • Comparative Steels 1, 5, and 6 represent a case where elements selected as essential additive elements in the spring invention such as Mo, Cu, Cr, are not added.
  • Comparative steels 2, 3, 4, 7 and 8 added the essential elements, but as described below, the sulfide dew condensation corrosion sensitivity index represented by the above relation 1 is less than 1.7 or more than 2.5 indicates that the required range is not satisfied. .
  • the components of these comparative steels are significantly lower in corrosion resistance than the hardened steels, so they do not prevent corrosion of the steel in sulfide condensation corrosion environments, which may reduce durability and increase replacement cycles.
  • Table 3 shows the results of measuring the sulphide condensation corrosion index and corrosion rate of the inventive steel and the comparative steel. Corrosion rate shown in Table 3 is the result measured by the apparatus shown in FIG. That is, as shown in FIG. 1, in order to simulate the sulfide condensation environment, after filling the sealed container with distilled water, corrosive gases such as SO 2 , H 2 S, CO 2 and O 2 are continuously purged into the distillation table. After the 60mm ⁇ 20mm ⁇ 5mm size specimen to measure the corrosion rate was polished with # 600 sandpaper and placed on top of the sealed container.
  • the cover of the smoldering container has a gas inlet, an outlet, and a heating / cooling water circulation system, and after sealing, the container is installed in a thermostat, while a temperature cycle of (50 ° C., 20 hours) ⁇ (25 ° C., 4 hours) is 100 Was given daily.
  • the gas injected into the test apparatus is a gas which simulates the sulfide condensation corrosion environment of the crude oil tank upper deck below and has the following composition.
  • Figure 2 is a photograph of the specimens of the invention steels 1 to 7 and comparative steels 1 to 8 after the sulfide condensation corrosion test for 100 days.
  • the corrosion product had a dense structure with bright colors.
  • Comparative Steel 1 to 8 it can be seen that the corrosion product of the porous dark color appears to be visually distinguished.
  • the sulfide condensation corrosion sensitivity index proposed in the present invention must be satisfied, otherwise, sufficient corrosion resistance is required for steel to be used stably in the environment. It may not be possible to secure the life of the structure.

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Abstract

본 발명은 유조선, 원유탱크 등에서 사용되는 내식성이 우수한 강재로서, 특히 황화물 가스를 포함하는 결로 환경에서 우수한 내식성을 갖는 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법
본 발명은 유조선, 원유탱크 등에서 사용되는 내식성이 우수한 강재로서, 특히 황화물 가스를 포함하는 결로 환경에서 우수한 내식성을 갖는 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
선박에 사용되는 다양한 강재 중 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, 원유탱크 상판에서는 원유에서 증발되는 황화수소 가스와 방폭을 위하여 투입되는 불활성 가스 중 CO2, SO2, O2 등의 가스가 기온차에 의해 강재표면에 형성된 결로와 반응하여, 황화수소, 이산화황 성분이 다량 포함되고, 이로 인해 부식이 진행된다. 상기 결로 즉, 응축수에 의한 부식은 얇은 수막에서 부식이 발생하기 때문에 내후성강의 대기부식과 유사하지만, 일교차에 의한 수분의 결로와 건조가 주기적으로 반복된다는 점에서 응축수 부식(dew point corrosion)으로 따로 분류되고 있다.
원유를 적재하고 운항 중인 원유 수송 낮에는 데크 헤드(deck head) 내부의 온도가 50℃까지 상승하여 결로가 발생하지 않지만, 야간 운항 시에 데크 헤드의 내부의 온도가 예를 들면 25℃ 정도로 떨어지면서 증발되었던 수분이 데크 헤드의 하부에 맺히게 된다. 30만톤급 원유 수송선의 경우 최대 30톤의 수분이 데크 헤드의 상부에 결로되어 부식을 일으키므로, 상기 결로된 응축수에 의한 부식은 무시할 수 없는 정도이다.
뿐만 아니라, 원유 수송선 탱크의 빈공간에는 선체의 폭발을 방지하기 위하여 연소가스인 이산화탄소, 이산화 황 등을 주입하게 되는데, 이러한 가스들은 원유에 이미 포함되어 있던 황이나 황화수소 등과 함께 데크 헤드 내에 결로가 발생되면 수분에 용해되어 산성 응축수 부식에 가까운 분위기를 형성한다. 일반적으로 산성도가 높아질수록 부식반응에 참여하는 H+ 이온의 양이 증가하므로 부식속도는 더욱 증가한다.
선박용 강재의 내식성 향상을 위해서는 특허문헌 1 및 2가 제안된 바 있으나, 상기 특허문헌 1은 원유가 황화수소를 포함하는 경우에 황화물에 의한 부식에 대해서는 전혀 고려하지 않은 채 설계된 것이기 때문에, 실제 원유 탱크로 사용하기에는 미흡한 면이 있다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허 특개2000-017381호
본 발명의 일측면은 강성분을 최적화하고, 성분 사이의 관계를 규명하여, 황화물을 포함하는 결로 환경에서도 우수한 내식성을 확보할 수 있는 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않는 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자가 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Cu: 0.05~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.5%, Al: 0.1% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Ca: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1로 표현되는 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7 이상, 2.5 이하인 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재를 제공한다.
[관계식 1]
황화물 결로부식 민감성 지수 = 0.4Ca/S + 5Cr + 6Mo + 2Cu + Ni - 0.5Mn
(단, Ca, S, Cr, Mo, Cu, Ni 및 Mn은 해당 원소의 함량(중량%)임)
본 발명의 또 다른 일태양은 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Cu: 0.05~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.5%, Al: 0.1% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Ca: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7 이상, 2.5 이하인 강 슬라브를 열간압연하고 냉각하여 강판을 제조하는 방법으로서,
상기 냉각은 Ar3 이상의 냉각개시온도와 (Ae1-30℃)~600℃의 냉각정지온도 사이를 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
황화물 결로부식 민감성 지수 = 0.4Ca/S + 5Cr + 6Mo + 2Cu + Ni - 0.5Mn
(단, Ca, S, Cr, Mo, Cu, Ni 및 Mn은 해당 원소의 함량(중량%)임)
본 발명에 의하면 강 성분을 최적화 하여 황화물 결로부식 민감성 지수를 만족시킴에 따라 황화물 결로부식에 대한 저항성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명에서 황화물 결로 시험을 모사하기 위한 시험장치를 도시한 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 100일간 황화물 결로부식 실험 결과를 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위하여 연구를 거듭한 결과, 황화물 가스를 포함하는 결로 환경에서 부식에 대한 저항성을 높이기 위해서는 각 성분의 조성을 하기하는 바와 같이 적절히 제어하는 것이 바람직할 뿐만 아니라, 결로 부식의 민감성에 영향을 주는 Ca, S, Cr, Mo, Ni, Mn 등 성분간의 관계를 적절히 제어하여야 할 필요가 있다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 된 것이다.
먼저, 본 발명 강재의 합금 조성범위에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 강재는 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Cu: 0.05~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.5%, Al: 0.1% 이하, Cr:0.05~0.5%, Ca: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다.
탄소(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, 탄화물 등의 석출을 조장하므로 국부부식 저항성에도 일부 영향을 미친다. 전면부식 및 국부부식 저항성 향상을 위해서는 C 함량을 줄여야 하지만 C이 0.02중량% 미만이면 강도를 확보하기가 힘들고, 0.2중량%를 초과하면 용접성을 열화시켜 용접 구조물용강으로 바람직하지 않기 때문에 0.02~0.2중량%로 그 범위를 갖는 것이 바람직하다. 내식성의 관점에서는 C을 0.16중량% 이하로 하는 것이 더욱 바람직하며, 주조균열을 더욱 향상시키고 탄소당량을 줄이기 위해서는 0.14중량% 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~1.0중량%
상기 Si는 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강의 강도를 증가시키는 역할을 발휘하기 위해서는 0.1중량% 이상 필요하다. 또한, Si는 전면부식 저항성의 향상에 기여하기 때문에 함량을 증가시키는 것이 유리하나, 상기 Si의 함량이 1.0중량%를 초과하면 인성 및 용접성을 저해하고 압연시 스케일의 박리를 어렵게 하기 때문에 스케일에 의한 표면결함 등을 유발하므로 그 함량을 0.1~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 내식성 향상을 위해서는 Si을 0.2중량% 이상 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
망간(Mn): 0.2~2.0중량%
상기 Mn은 인성을 저하시키지 않으면서 강도를 상승시키는데 유효한 성분이지만 과량 첨가했을 경우, 부식반응시 강재 표면의 전기화학 반응 속도를 상승시킴으로서 내식성을 하락시키기도 한다. 상기 Mn이 0.2중량% 미만으로 첨가될 경우에는 구조용 강재의 내구성 확보가 어려우며, 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도가 증가되나, 2.0중량%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하되고 내식성이 하락하는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.2~2.0중량%로 하는 것이 바람직하다.
인(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.
황(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 0.01중량%이하로 제한하는 것이 더욱 바람직하다.
구리(Cu): 0.05~0.5중량%
상기 Cu는 Ni과 함께 0.05중량%이상 함유시키면 Fe의 용출을 지연하여 전면부식 및 국부부식 저항성 향상에 유효하다. 그러나 0.5중량%를 초과하면 슬라브 제조시 액체상태의 Cu가 입계로 녹아들어가 열간가공시 크랙을 발생시키는 핫 쇼트니스(Hot Shortness) 현상을 유발하므로, 그 함량은 0.05~0.5중량%로 하는 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.
니켈(Ni): 0.05~0.5중량%
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 핫 쇼트니스를 억제하는 효과도 있다. Ni은 모재의 인성향상에도 유효한 원소이다. 그러나 고가의 원소이므로 0.5중량% 초과하여 첨가하는 것은 경제성 면이나 용접성 측면에서 불리하므로 그 함량을 0.05~0.5중량%로 하는 것이 바람직하다.
Ni이 부식저항성 향상에 미치는 영향이 Cu에 비하여 높지 않으므로 내식성 향상을 위해 다량 첨가하는 것보다는 Cu 첨가에 따른 표면균열 억제를 위하여 Cu 함유량 이상, Cu 함유량의 1.5배 이하로 함유하는 것이 보다 바람직하며, 그 함량을 0.3중량% 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
몰리브덴(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. 즉, 고용된 Mo는 황화수소를 포함하는 응축수에 대한 내식성을 향상시키나 고용한도를 넘어 함유된 Mo는 S와 반응하여 Mo2S를 형성하여 내식성을 저하시키기 때문에 Mo가 과량 첨가되면 황화수소를 포함하는 응축수에 대한 내식성이 저하할 수 있다. 따라서, 그 상한은 0.5중량%인 것이 바람직하다. 또한 Mo의 석출물은 강도를 향상시키는 작용을 하나 조대하게 석출된 Mo는 강재의 국부부식을 야기할 수 있으므로 0.1중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.1중량% 이하
상기 Al은 탈산을 위하여 첨가되는 원소로 강중 N와 반응하여 AlN을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 인성을 향상시키는 원소이다. 그러나 0.1중량% 을 초과하여 과도하게 함유되면 제강공정에서 조대한 산화물에 개재물을 형성하고 Al oxide계 특징에 따라 압연시 부서져 길게 늘어서는 연신개재물을 형성한다. 이러한 연신개재물의 형성은 개재물 주변에 공공을 형성을 조장하고 이러한 공공은 국부부식 개시점으로 작용하므로 국부부식 저항성을 저해하는 역할을 한다. 따라서 Al 함유량은 0.1중량% 이하로 하는 것이 바람직하다. 상기 Al을 첨가하더라도 Si 등의 다른 탈산 원소에 의하여 탈산효과를 얻을 수 있으므로 상기 Al의 하한은 특별히 제한하지 않는다. 다만, Al에 의한 탈산효과를 기대하기 위해서는 상기 Al은 적어도 0.001중량% 이상은 첨가되는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.05~0.5중량%
상기 Cr은 부식환경에서 강재 표면에 Cr 을 포함한 산화막을 형성하여 내식성을 상승시키는 원소이다. Cr 첨가에 따른 내식성 효과가 나타나기 위해서는 0.05중량% 이상 함유되어야 한다. 그러나, 상기 Cr이 0.5 중량%를 초과하여 과도하게 함유되면 인성과 용접성에 악영향을 미치므로 그 함량을 중량%로 0.05~0.5중량%로 첨가하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 0.001~0.01중량%
상기 Ca는 용강중에서 Al, Si, O와 반응하여 복합산화물을 형성하고 이어 S와 반응하여 CaS를 형성 한다. 이러한 CaS 개재물은 결로환경에서 물에 용해되어 강재표면의 pH를 상승시킴으로써 강재의 전기화학 반응을 억제하의 안정상 형성을 촉진하여 내부식 특성을 향상시킨다. 상기 Ca가 내부식 특성을 향상시키기 위해서는 최소 0.001중량% 이상 첨가되어야 하나, 0.01중량%를 초과하면 제강공정시 내화물의 용손을 야기하는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.001~0.01중량%로 하는 것이 바람직하다. 또한 황화물 결로부식 민감성 지수 확보를 위해서는 0.002 중량% 이상 첨가되는 것이 보다 바람직하다.
상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위에서, 다른 합금원소의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
한편, 본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 정의되는 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7~2.3을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
황화물 결로부식 민감성 지수 = 0.4Ca/S + 5Cr + 6Mo + 2Cu + Ni - 0.5Mn
(단, Ca, S, Cr, Mo, Cu, Ni 및 Mn은 해당 원소의 함량(중량%)임)
상기 Ca, Cr, Mo, Cu, Ni, Mn 은 첨가량에 따라 황화물 결로 환경에서의 내식성 효과에 영향을 주는 성분이다. 이들 각 성분이 내식성이 미치는 영향을 정량적으로 도출하여, 이들의 관계를 상기 관계식 1로 나타내었다. 상기 관계식 1로 정의되는 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7~2.5일 경우에, 해당 환경에서 우수한 내식성을 확보할 수 있다.
상술한 유리한 조성의 본 발명의 강재는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 과도한 반복실험없이 본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 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 강재 제조방법은 통상의 방법으로 열간압연한 후 냉각하여 강재를 제조하는 방법으로서, 상기 냉각개시온도가 Ar3 온도 이상이며 냉각정지온도가 (Ae1-30℃)~600℃ 범위가 되도록 10℃/s 이하의 냉각속도로 냉각을 실시하는 것을 특징으로 한다. 이하, 본 발명의 냉각조건에 대하여 설명한다.
냉각구간 : Ar3 이상에서 (Ae1-30℃)~600℃까지 냉각
본 발명자들의 실험결과에 따르면, 본 발명에서 그 유리한 효과를 얻기 위하여 첨가하는 Mo가 석출물을 다량 형성할 경우 전면부식 또는 국부부식 등에 악영향을 미치게 되며, 반대로 상기 Mo가 과다하게 고용될 경우에는 황화수소를 포함하는 환경에서 내식성에 악영향을 미친다. 그러므로 석출물을 형성하는 Mo와 고용되는 Mo의 비율을 적절히 제어하여야 할 필요가 있는데, Mo는 700~550℃ 사이에서 석출물을 형성하는 경향이 있으므로 그 구간의 일부는 Mo가 석출물을 형성하지 못하도록 빨리 냉각시키고 나머지 일부는 과다하게 고용되지 못하도록 서냉할 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, 펄라이트가 형성되지 않으면서도 Mo 등의 석출물이 적절히 형성되도록 하는 온도인 Ae1-30℃ 이하까지 상기 냉각은 실시될 필요가 있다. 또한 냉각을 너무 낮은 온도까지 실시할 경우에는 Mo가 적절히 석출되지 못하고 과고용되어 황화수소를 포함하는 응축수 분위기에서 S와 결합하여 Mo2S를 형성하고 결국 강재의 내식성을 악화시킬 우려가 있으므로 상기 냉각은 600℃ 이상의 온도에서 종료할 필요가 있다.
냉각속도 : 10℃/s 이상
상기 냉각속도가 낮을 경우에는 상술한 바와 같이 Mo의 석출물이 용이하게 형성되는 온도범위를 경유하는 시간이 증가하기 때문에 석출물이 과다하게 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 50℃/s 로 정할 수도 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위할 것일 뿐, 본 발명을 한정하는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 강 슬라브를 제조하였다. 이어, 제조된 강 슬라브를 통상의 조건으로 열간압연한 후 표 2의 조건으로 냉각하였다.
구분 C Si Mn P S Ni Mo Al Cu Cr Ca
발명강 1 0.06 0.45 0.9 0.015 0.003 0.35 0.05 0.025 0.25 0.2 0.004
발명강 2 0.08 0.61 1.1 0.02 0.002 0.26 0.03 0.03 0.22 0.15 0.004
발명강 3 0.09 0.81 1.2 0.02 0.004 0.4 0.12 0.029 0.1 0.09 0.008
발명강 4 0.04 0.75 0.9 0.019 0.003 0.31 0.04 0.034 0.14 0.12 0.007
발명강 5 0.12 0.51 0.8 0.012 0.003 0.4 0.05 0.031 0.3 0.11 0.006
발명강 6 0.16 0.31 1.4 0.022 0.006 0.29 0.03 0.027 0.19 0.3 0.002
발명강 7 0.15 0.5 0.7 0.011 0.005 0.24 0.06 0.021 0.21 0.25 0.003
비교강 1 0.07 0.45 0.9 0.012 0.004 0.21 0 0.035 0.15 0.15 0.002
비교강 2 0.11 0.52 1.2 0.018 0.004 0.22 0.02 0.031 0.16 0.21 0.001
비교강 3 0.09 0.49 0.8 0.017 0.004 0.16 0.04 0.029 0.12 0.2 0.003
비교강 4 0.1 0.51 1.1 0.016 0.005 0.19 0.05 0.034 0.14 0.25 0.001
비교강 5 0.06 0.68 1.5 0.015 0.003 0.45 0.02 0.036 0 0.2 0.004
비교강 6 0.1 0.56 1.2 0.018 0.005 0.4 0.05 0.036 0.3 0 0.006
비교강 7 0.1 0.6 1.3 0.018 0.008 0.15 0.2 0.029 0.1 0.35 0.001
비교강 8 0.08 0.55 1.2 0.013 0.007 0.21 0.17 0.027 0.12 0.31 0.002
구분 Ar3(℃) 냉각개시온도(℃) 냉각종료온도(℃) 냉각속도(℃/s)
발명강 1 794 815 658 17.3
발명강 2 780 812 634 19.7
발명강 3 757 805 647 17.5
발명강 4 807 829 622 21.8
발명강 5 781 819 634 20.1
발명강 6 728 778 651 14.6
발명강 7 788 809 647 17.5
비교강 1 806 820 644 19.2
비교강 2 766 791 618 18.5
비교강 3 807 834 634 20.9
비교강 4 776 807 627 19.8
비교강 5 748 798 613 20.1
비교강 6 757 789 618 18.5
비교강 7 750 781 616 17.9
비교강 8 763 777 620 17.1
상기 표 1에서 볼 수 있듯이, 발명강은 모두 본 발명에서 규정하는 성분 범위를 충족하는 조성을 가지는 강판을 의미한다. 그러나, 비교강 1, 5, 6은 Mo, Cu, Cr 등 봄 발명에서 필수첨가원소로 선정한 원소가 첨가되지 않은 경우를 나타낸다. 또한 비교강 2, 3, 4, 7 및 8은 필수 원소를 첨가하였으나, 후술하는 바와 같이, 상기 관계식 1로 나타낸 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7 미만 또는 2.5 초과로 요구범위를 만족시키지 못할 경우를 나타낸다. 이러한 비교강의 성분들은 발경강에 비하여 내식성이 현저히 저하되어 황화물 결로부식 환경에서 강재의 부식을 막지 못하여 내구성을 감소시키고 교체주기를 증가시킬 우려가 있다.
하기 표 3에, 상기 발명강 및 비교강의 황화물 결로부식 민감성 지수와 부식속도를 측정한 결과를 나타내었다. 하기의 표 3에 나타난 부식속도는 도 1에 도시한 장치를 통하여 측정한 결과이다. 즉, 도 1에 도시한 바와 같이, 황화물 결로 환경을 모사하기 위해서, 밀폐용기에 증류수를 채운 뒤 SO2, H2S, CO2, O2 등의 부식성 가스를 증류서 속으로 지속적으로 퍼징한 후 부식속도를 측정할 60mm × 20mm × 5mm 크기의 시편을 #600 사포로 연마한 후 밀폐용기의 상부에 위치시켰다. 상기 밀례용기의 덮개는 가스입구, 출구 및 가열/냉각수 순환 시스템을 가지고 있고, 밀폐 후 용기를 항온조 내에 설치하는 한편, (50℃, 20시간) → (25℃, 4시간)의 온도 사이클을 100일간 부여하였다. 시험장치에 주입된 가스는 하기 원유탱크 상갑판의 황화물 결로부식 환경을 모사한 가스로 하기의 조성을 가진다.
가스 조성: 체적%로 5% O2 - 15% CO2 - 0.011% SO2 -0.055% H2S - 나머지 N2
100일간 부식 시험 후, 부식생성물 제거 용액에 녹제거 처리한 후 각 시편의 질량감소량을 초기 시편 표면적으로 나누었으며, 상대비교를 위해서 비교강 1의 부식속도를 100으로 하여 표 3에 상대 부식속도를 나타내었다.
구분 황화물 결로부식 민감성 지수 상대부식속도
발명강 1 2.23 38
발명강 2 1.88 49
발명강 3 1.97 42
발명강 4 1.91 45
발명강 5 2.25 34
발명강 6 1.78 57
발명강 7 2.16 37
비교강 1 1.01 100
비교강 2 1.21 95
비교강 3 1.54 90
비교강 4 1.55 90
비교강 5 1.35 88
비교강 6 1.18 85
비교강 7 2.70 69
비교강 8 2.53 65
상기 표 2에서 확인할 수 있듯이, Mo, Cu, Cr 등의 내식성 원소를 전혀 첨가하지 아니하거나 충분히 첨가하지 아니하여 황화물 결로부식 민감성 지수가 본 발명에서 제안하는 1.7 초과 2.3 미만의 범위를 만족하지 아니할 경우 발명강에 비해 상대부식속도가 최대 2배가량 높은 것을 알 수 있었다. 이러한 현상의 정도는 약간씩 다르나 비교강 전체에 걸쳐서 모두 발생하였으며, 이는 본 발명에서 제시한 황화물 결로부식 민감성 지수를 만족하지 않았기 때문으로 판단된다.
한편, 도 2는 100일간의 황화물 결로부식 실험 후 상기 발명강 1 내지 7과 비교강 1 내지 8의 시편을 관찰한 사진이다. 전술한 바와 같이, 황화물 결로부식 민감성 지수가 본 발명의 관계식 1로 제안한 범위인 1.7 이상 2.5 이하를 만족하는 발명강 1 내지 7의 경우 부식생성물이 밝은 색을 띄는 조밀한 구조를 가지고 있었으며, 그 외 비교강 1 내지 8의 경우 육안상으로 구분될 정도로 다공질의 어두운 색의 부식생성물이 나타나는 것을 확인 할 수 있다.
상술한 대로 표 3과 도 2에서 확인한 바와 같이, 황화물 결로부식을 방지하기 위해서는 본 발명에서 제안한 황화물 결로부식 민감성 지수를 만족시켜야 하며, 그렇지 아니할 경우 해당 환경에서 강재가 안정적으로 사용되기 위해 충분한 내식성을 확보하지 못하여 해당 구조물의 수명을 확보하지 못할 수 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Cu: 0.05~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.5%, Al: 0.1% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Ca: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1로 표현되는 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7 이상 2.5 이하인, 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재.
    [관계식 1]
    황화물 결로부식 민감성 지수 = 0.4Ca/S + 5Cr + 6Mo + 2Cu + Ni - 0.5Mn
    (단, Ca, S, Cr, Mo, Cu, Ni 및 Mn은 해당 원소의 함량(중량%)임)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Ni 성분은 Cu 함량 이상, Cu 함량의 1.5배 이하로 포함하는 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 Ca는 0.002~0.01%인 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재.
  4. 중량%로, C: 0.02~0.2%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.2~2.0%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Cu: 0.05~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Mo: 0.02~0.5%, Al: 0.1% 이하, Cr: 0.05~0.5%, Ca: 0.001~0.01%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 황화물 결로부식 민감성 지수가 1.7 이상 2.5 이하인 강 슬라브를 열간압연하고 냉각하여 강판을 제조하는 방법으로서,
    상기 냉각은 Ar3 이상의 냉각개시온도와 (Ae1-30℃)~600℃의 냉각정지온도 사이를 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    황화물 결로부식 민감성 지수 = 0.4Ca/S + 5Cr + 6Mo + 2Cu + Ni - 0.5Mn
    (단, Ca, S, Cr, Mo, Cu, Ni 및 Mn은 해당 원소의 함량(중량%)임)
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 Ni 성분은 Cu 함량 이상, Cu 함량의 1.5배 이하로 포함하는 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 Ca는 0.002~0.01%인 황화물을 포함하는 결로 환경에서 내식성이 우수한 강재의 제조방법.
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Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114428051A (zh) * 2020-10-29 2022-05-03 中国石油化工股份有限公司 一种冷凝温度可控的露点腐蚀评估装置

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000017381A (ja) 1998-07-03 2000-01-18 Nippon Steel Corp 造船用耐食鋼
JP2002173736A (ja) * 2000-12-04 2002-06-21 Kawasaki Steel Corp 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法
KR20100067510A (ko) * 2008-12-11 2010-06-21 주식회사 포스코 황화수소를 포함하는 응축수 분위기에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JP2014201759A (ja) * 2013-04-01 2014-10-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れる原油タンク用鋼材および原油タンク
KR20160085311A (ko) * 2013-12-12 2016-07-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 원유 탱크용 강재 및 원유 탱크
KR20160099063A (ko) * 2016-08-01 2016-08-19 주식회사 포스코 내황화물 응력균열성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS53115611A (en) * 1977-03-19 1978-10-09 Nippon Steel Corp Method for low-alloyed steel of high carbon content for welding use excellent in weld crack resistance
JPH07188838A (ja) * 1993-12-27 1995-07-25 Nippon Steel Corp 湿潤硫化水素環境中の耐ｓｏｈｉｃ特性の優れた圧力容器用厚鋼板
KR20060012952A (ko) 2004-08-05 2006-02-09 엔에이치엔(주) 개인화된 승리용 음향 효과 사용이 가능한 인터넷 게임서비스 시스템 및 그 방법
JP5014831B2 (ja) * 2007-02-22 2012-08-29 新日本製鐵株式会社 拡管性能及び耐食性に優れた拡管油井用電縫鋼管及びその製造方法
JP5526859B2 (ja) * 2009-02-26 2014-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 原油タンカー用鋼材
JP5662894B2 (ja) * 2011-07-27 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた原油タンカーのタンク上甲板用またはバラ積み船の船倉用鋼材
CN103286127B (zh) * 2013-06-14 2015-06-24 首钢总公司 原油油船货油舱上甲板用耐腐蚀钢板的制造方法及钢板
CN106086641B (zh) * 2016-06-23 2017-08-22 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种抗硫化氢腐蚀特大型石油储罐用高强钢及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000017381A (ja) 1998-07-03 2000-01-18 Nippon Steel Corp 造船用耐食鋼
JP2002173736A (ja) * 2000-12-04 2002-06-21 Kawasaki Steel Corp 耐原油タンク腐食性に優れた鋼材およびその製造方法
KR20100067510A (ko) * 2008-12-11 2010-06-21 주식회사 포스코 황화수소를 포함하는 응축수 분위기에서 내식성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JP2014201759A (ja) * 2013-04-01 2014-10-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れる原油タンク用鋼材および原油タンク
KR20160085311A (ko) * 2013-12-12 2016-07-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 원유 탱크용 강재 및 원유 탱크
KR20160099063A (ko) * 2016-08-01 2016-08-19 주식회사 포스코 내황화물 응력균열성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법

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