KR100360106B1

KR100360106B1 - 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 및 이로부터 제조된 강재, 이를 이용한 용접구조물

Info

Publication number: KR100360106B1
Application number: KR1020000039235A
Authority: KR
Inventors: 정홍철; 최해창
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2000-07-10
Filing date: 2000-07-10
Publication date: 2002-11-07
Also published as: KR20020008854A

Abstract

본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용강재의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 저질소강 슬라브에 침질처리하여 고질소강의 주편표면 크랙의 발생을 근본적으로 차단하면서 다량의 TiN석출물을 미세하고 균일하게 분포시킴으로써 모재와 용접열영향부의 인성이 차이가 최소가 되도록 하고, 모재는 베이나이트+페라이트로 하여 고인성 고강도의 용접구조용 강재를 제조하는 방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C:0.03-0.17%, Si:0.01-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.0005-0.1%, N:0.005%이하, B:0.0003-0.01%, W:0.001-0.2%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 저질소강 슬라브를 만드는 단계;

이 슬라브를 1100∼1250℃의 온도에서 60∼180분간 가열하면서 강의 N가 0.008∼0.03%의 범위내에서 Ti, B, Al과 아래의 관계를 만족하도록 침질처리하는 단계; 및

1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14

상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 베이나이트변태 종료온도±10℃까지 5∼20℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함하여 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 및 이로부터 제조된 강재, 이를 이용한 용접구조물{Method for manufacturing high strength steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and them made from the method, welding fabric using the same}

본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용강재의 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 저질소강에 침질처리를 통해 TiN석출물을 미세하고 균일하게 분포시켜 용접열영향부의 인성을 개선하면서 모재는 베이나이트+페라이트로 하여 고인성 고강도의 용접구조용 강재를 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근, 건축물, 구조물의 고층화 추세에 따라 사용되는 강재가 대형화되면서 후물재로 대체되고 있다. 이러한 후물재를 용접하기 위해서는 고능률 용접이 불가피하며, 후육화된 강재를 용접하는 기술로는 1패스 용접이 가능한 대입열 서어브머지드 용접법 및 일렉트로 용접법이 광범위하게 사용되고 있는 실정이다. 또한, 조선 및 교량 분야에 있어서 판두께 25mm이상의 강판을 용접하는 경우에도 상기와 같은 1패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 적용하고 있다.

일반적으로 용접에서는 입열량이 클수록 용착량이 커서 용접패스수가 감소하기 때문에 용접생산성을 고려하면 대입열 용접이 가능하도록 하는 것이 유리하다. 즉, 용접입열량을 증가시킬 수 있으면 그 사용범위를 넓힐 수 있게 되는 것이다. 현재 사용되고 있는 대입열의 범위는 대략 100-200kJ/cm에 해당되는데, 좀더 후육화된 판두께 50mm이상의 강재를 용접하기 위해서는 200-500kJ/cm의 초대입열 범위가 되어야 가능하다.

강재에 대입열이 적용되면, 용접시 형성되는 용접열영향부(Heat Affected Zone) 특히 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열영향부는 용접입열량에 의해 융점에 가까운 온도까지 가열된다. 이에 따라, 용접열영향부의 결정립이 성장하여 조대화되고 냉각과정에서 상부 베이나이트 및 마르텐사이트 등 인성에 취약한 미세조직이 형성되기 때문에, 용접열영향부가 용접부중 인성이 가장 열화되는 부위가 된다.

따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 미세하게 유지시킬 필요가 있다. 이를 해결하는 수단으로는, 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 이용되고있다. 이러한 기술로는, 일본 특허공개공보 (평)11-140582, (평)10-298708, (평)10-298706, (평)9-194990, (평)9-324238, (평)8-60292, (소)60-245768, (평)5-186848호, (소)58-31065호, (소)61-79745호, 일본용접학회지 제 52권 2호, 49페이지 및 일본특허공개공보 (소)64-15320호 등이 있다.

이중에서 일본 특허공개공보 (평)11-140582호는 TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로, 100J/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때에 0℃에서 충격인성이 200J정도(모재는 300J 정도)인 구조용강재가 개시되어 있다. 이 선행기술에서는, Ti/N을 실질적으로 4-12로 관리하여 0.05㎛이하인 TiN 석출물은 5.8×10³개/㎟∼8.1×10⁴개/㎟, 이와 함께 0.03∼0.2㎛인 TiN석출물을 3.9×10³개/㎟∼6.2×10⁴개/㎟로 석출시켜서 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다. 이 강재는 미세조직이 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 인장강도가 최고 581MPa, 항복강도가 최고 405MPa로 기계적성질을 갖고 있다.

그러나, 이 선행기술에 의하면, 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때, 모재와 열영향부의 인성이 대체적으로 낮고(0℃의 충격인성의 최고치로 모재:320J, 열영향부:220J) 또한, 모재와 열영향부의 차이가 100J 정도로 커서 후육화 강재의 초대입열 용접에 따른 강구조물의 신뢰성확보에는 한계가 있다. 뿐만 아니라, TiN의 석출물을 확보하기 위하여, 슬라브를 1050℃이상의 온도에서 가열하여 급냉한 다음에,열간압연을 위해 재가열하는 공정을 채택함에 따라 2회의 열처리로 인해 제조비용이 높다는 단점이 있다. 이외에도 선행기술에서는 N가 0.005-0.2%를 함유한 고질소 용강을 주괴로 만들기 때문에 주편표면크랙의 발생가능성이 높다. N은 오스테나이트 안정화원소로서 다량 함유되게 되면 주괴의 응고과정에서 오스테나이트가 장시간 유지되기 때문에 P, S 등의 불순원소들이 미응고부에 편석을 조장하여 주편크랙을 유발할 수 있다.

현재까지 대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선한 기술은 많이 알려저 있지만 1350℃이상에서 장시간 유지되는 초대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 획기적으로 개선시키면서 고강도화를 달성한 사례는 아직 발표된 바 없다. 특히, 모재가 고강도이면서 용접열향부의 인성이 모재대비 동등한 수준을 보인 기술은 없는 실정이다. 따라서, 상기의 문제점을 해결할 수 있다면 후육화 고강도 강재의 초대입열 용접이 가능하여 용접작업 고능률화는 물론 강구조물의 고층화 및 강구조물의 신뢰성 확보를 동시에 달성할 수 있는 것이다.

본 발명은, 저질소강 슬라브에 침질처리하여 고질소강의 주편표면 크랙의 발생을 근본적으로 차단하면서 다량의 TiN석출물을 미세하고 균일하게 분포시킴으로써 모재와 용접열영향부의 인성이 차이가 최소가 되도록 하고, 모재는 베이나이트+페라이트로 하여 고강도 고인성의 용접 구조용 강재의 제조방법을 제공하는데 그목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 용접 구조용 강재의 제조방법은, 중량%로 C:0.03-0.17%, Si:0.01-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.0005-0.1%, N:0.005%이하, B:0.0003-0.01%, W:0.001-0.2%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 저질소강 슬라브를 만드는 단계; 이 슬라브를 1100∼1250℃의 온도에서 60∼180분간 가열하면서 강의 N가 0.008∼0.03%의 범위내에서 Ti, B, Al과 아래의 관계를 만족하도록 침질처리하는 단계; 및 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14

상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 베이나이트변태 종료온도±10℃까지 5∼20℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함하여 구성된다.

또한, 본 발명의 용접구조물은, 상기한 방법으로 제조되어 모재가 30-80%의 베이나이트와 나머지 20㎛이하의 페라이트의 복합조직으로 이루어지고 0.01-0.1㎛의 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포되며, 이 모재에 용접이 적용되어 용접열영향부에서 80㎛이하의 구오스테나이트(prior austenite)가 생성되고, 이어 급냉되어 용접열영향부의 미세조직이 20㎛이하의 페라이트가 70%이상의 상분율로 이루어진다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서 "구오스테나이트(prior Austenite)"란 용어는, 강재에 용접이 적용될 때, 용접 열영향부에 형성되는 오스테나이트를 칭하는 것으로, 강재의 제조과정(열간압연공정)에서 형성되는 오스테나이트와 구별하기 위해 편의상 사용한다.

본 발명자들은 고질소강에서 발생하는 주편표면크랙을 방지하면서 용접열영향부의 인성을 개선하고, 강재(모재)의 강도를 증진시킬 수 있는 방안을 연구한 결과, 저질소용강으로 강슬라브를 만드는 대신 후속공정에서 침질화를 통해 고온안정성이 우수한 TiN석출물을 모재에 균일하게 분포시켜 구오스테나이트의 결정립크기를 임계치(약 80㎛)이하로 관리하면 용접열영향부의 인성이 문제가 되지 않는 다는 사실과 이러한 침질처리후 압연공정중 압연재를 가속냉각시킬 경우 모재의 강도를 개선할 수 있는 베이나이트 조직분율의 손쉽게 제어할 수 있다는 사실을 확인하였다.

이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,

[1] 저질소강에 침질화를 통해 분포시킨 TiN 석출물을 이용하는 것과 함께,

[2] 강재의 초기 페라이트 결정립 크기를 임계수준 이하로 관리함으로써 대입열 용접이 적용될 때 열영향부의 구오스테나이트를 80㎛이하로 미세화하는 것이다. 또한,

[3] 구오스테나이트를 임계치 이하로 관리하면서 BN, AlN 석출물을 효과적으로 이용하여 용접열영향부에 페라이트 분율을 높이고, 특히 구오스테나이트에서 다각형(polygonal)이나 침상형 페라이트의 변태를 촉진하여 인성개선 효과를 보다 높인다. 한편,

[4] 침질처리후의 압연공정에서 가속냉각을 통해 모재의 강도를 개선한다. 이들 [1][2][3][4]을 보다 구체적으로 설명한다.

[1] 침질화를 통한 TiN 석출물의 관리

구조용 강재(모재)에 대입열용접이 적용되는 경우 용융선부근의 용접열영향부가 약 1400℃이상의 고온으로 가열되어 모재내에 석출되어 있는 TiN 석출물이 용접열에 의해 부분적으로 용해되거나 또는 오스왈드 라이프닝현상(Ostwald ripening, 크기가 작은 석출물이 분해되어 크기가 큰 석출물로 확산되면서 큰 석출물은 더욱 커지는 현상)에 의해서 일부 석출물만이 조대해지며, 또한, TiN석출물의 개수가 현저히 감소하게 되어 구오스테나이트 결정립성장의 억제효과가 소멸된다.

본 발명자들은 이러한 현상이 모재내에 분포되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의해 분해된 고용Ti원자의 확산에 의해 일어나는 것이라는데 착안하여 Ti/N비에 따른 TiN석출물의 특성을 살펴본 결과, 고질소환경(Ti/N의 비가 낮음)에서 고용Ti농도와 고용Ti원자의 확산속도가 감소되고 TiN석출물의 고온안정성이 향상되는 새로운 사실을 알게 되었다. 더욱 흥미로운 것은, 강슬라브를 주편표면크랙의 발생 가능성이 낮은 0.005%이하의 저질소강으로 제조하고 이후 압연공정중 슬라브 가열로에서 침질처리를 통해 고질소강으로 만들더라도 Ti/N의 비를 1.2∼2.5의 범위로 관리해주면, 고용Ti의 양이 극도로 감소되면서 TiN석출물의 고온안정성이 높아져서 0.01-0.1㎛ 크기의 미세한 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟이상 분포되는 놀라운 결과를 얻었다. 이는 동일 Ti함량에서 침질처리를 통해 질소함량을 증가시키면 고용되어 있는 모든 Ti원자가 쉽게 질소원자와 결합하고, 또한, 고질소환경에서 고용 Ti양이 감소하기 때문에 질소함량이 낮은 경우에서 보다 고온에서 TiN석출물이 안정해지는 용해도적이 낮아지기 때문인 것으로 분석되었다.

[2] 강재(모재)의 페라이트입도 관리

본 발명의 연구에 따르면, 구오스테나이트의 크기를 80㎛로 하기 위해서는 모재의 미세조직을 페라이트 + 베이나이트 복합조직으로 하더라도 페라이트의 크기를 20㎛이하로 하는 것이 중요하다는 것이다. 이때, 페라이트의 미세화는 열간압연시 강가공에 의한 오스테나이트 결정립미세화 뿐만 아니라, 열간압연후 냉각과정에서 발생하는 페라이트 결정립의 성장 제어에 의해 얻어질 수 있다. 이를 위해서는 페라이트 결정립성장에 유효한 탄화물(VC, WC)을 적절히 석출 분포시키는 것이 매우 효과적이라는 사실을 확인하였다.

[3] 용접열영향부의 미세조직

본 발명의 연구로 부터 밝혀진 사실은, 용접열영향부의 인성에는 모재가1400℃이상으로 가열될 때 구오스테나이트 결정립 크기 뿐만 아니라, 구오스테나이트 결정입계에서 석출하는 페라이트의 양(70%이상)과 크기(20㎛이하) 그리고, 그 형상이 중요한 영향을 미친다는 것이다. 특히, 페라이트 형상은 오스테나이트 입내에서의 다각형(polygonal) 페라이트와 침상형 페라이트의 변태를 유도하는 것이 중요하다. 이를 위해 본 발명에서는 저질소강에 침질처리를 통해 얻은 AlN, Fe₂₃(B,C)₆, BN석출물들을 이용한다.

[4] 베이나이트 조직분율 제어

본 발명자들은 슬라브 재가열공정에서 침질처리하고 열간압연한 다음에 가속냉각속도를 제어(5∼20℃/sec)할 경우에 모재의 강도를 개선할 수 있는 베이나이트 조직분율을 손쉽게 제어할 수 있다는 것과 이때 용접열영향부의 물성은 모재의 미세조직 변화와는 무관하다는 사실을 확인하였다.

이하, 본 발명을 강재의 조성과 그 제조방법으로 구분하여 상세히 설명한다.

[용접 구조용 강재의 조성]

·탄소(C)의 함량은 0.03∼0.17%로 하는 것이 바람직하다.

탄소(C)의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 구조용 강으로서의 강도확보가 불충분하다. 또한, C가 0.17%를 초과하는 경우에는 용접열영향부에서 냉각중 상부 베이나이트, 마르텐사이트 및 퇴화 퍼얼라이트(degenerate pearlite)등의 인성에 취약한 미세조직으로 변태되어 구조용 강재의 저온충격인성을 저하시키고, 또한 용접부의 경도 또는 강도를 증가시켜 인성열화 및 용접균열의 생성을 초래한다.

·실리콘(Si)의 함량은 0.01-0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 제강과정에서 용강의 탈산효과가 불충분하고 강재의 내부식성을 저하시키며, 0.5%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고, 압연후 냉각시 소입성 증가에 따른 도상 마르텐사이트의 변태를 촉진시켜 저온충격인성을 저하시킨다.

·망간(Mn)의 함량은 0.4-2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간은 강중에서 탈산작용을 하고, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키는 유효한 원소이다. 망간은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 0.4%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 망간 함유량이 2.0%를 초과하는 경우에는, 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직불균질로 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미친다. 또한, 강의 응고시, 편석기구에 따라 거시편석 및 미시편석이 일어나 압연시 중심부에 중심편석대의 형성을 조장하여 모재의 중심부에 저온변태 조직을 생성시키는 원인으로 작용한다. 특히, 망간은 Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이다.

·알루미늄(Al)의 함량은 0.0005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al은 탈산에 필요한 원소일 뿐만 아니라, 강중에 미세한 AlN석출물을 형성시키는데 필수불가결한 원소이다. 또한, Al은 산소와 반응하여 Al산화물을 형성하는 원소이므로, Ti가 산소와 반응하지 않고 미세 TiN석출물을 형성하도록 하기 위해서는 필요한 원소이다. 미세한 AlN석출물을 형성시키기 위해서는, 상기 Al을 0.0005%이상 첨가해야 하지만, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 AlN을 석출시키고 남은 고용Al의 용접열영향부 냉각과정에서 인성에 취약한 위드만스테튼 페라이트(Widmanstatten ferrite) 및 도상 마텐사이트의 생성을 조장하여 대입열 용접열영향부의 인성을 저하시킨다.

·티타늄(Ti)의 함량은 0.005-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN석출물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiN 석출효과를 얻기 위해서는, Ti을 0.005%이상 첨가하여야 하지만, 그 함량이 0.2%를 초과하면 용강중에서 조대한 TiN정출물 및 Ti산화물이 형성되어 모재내로 유입될 경우 용접시 용접열영향부 오스테나이트 결정립성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 않다.

·붕소(보론, B)의 함량은 0.0003-0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

B은 결정립내에서 인성이 우수한 침상 페라이트(acicular ferrite) 뿐만 아니라 입계에서 다각형상의 페라이트를 생성시키는데 매우 유효한 원소이다. B은 BN석출물을 형성하여 오스테나이트 결정립의 성장을 방해하고 결정입계 및 입내에서 Fe탄붕화물을 형성하여 인성이 우수한 침상형 및 다각형의 페라이트 변태를 촉진한다. B 함유량이 0.0003%미만인 경우에는 이러한 효과를 기대할 수 없으며, 0.01%를 초과하면 소입성이 증가하여 용접열영향부의 경화 및 저온균열이 발생할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.

·질소(N)의 함량은 0.008-0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

N은 TiN, AlN, BN, VN, NbN등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN, AlN, BN, VN, NbN 등의 석출물양을 증가시킨다. 특히, TiN 및 AlN석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.008%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 그러나, N의 함량이 0.03%를 초과하면 그 효과가 포화되고, 용접열영향부내에 분포하는 고용질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키며 용접시 희석에 따른 용접금속중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래하기 때문에 바람직하지 못하다. 본 발명에서는 강슬라브에서 N을 주편표면크랙의 가능성이 낮은 0.005% 이하로 관리하고, 이후 슬라브 재가열공정에서 침질처리를 통해 0.008-0.03%의 고질소강으로 만든다.

·텅스텐(W)의 함량은 0.001-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

텅스텐은 열간압연 이후 텅스텐 탄화물(WC)로 모재에 균일하게 석출되어 페라이트변태후 페라이트 결정립 성장을 효과적으로 억제하고, 또한 용접열영향부의가열 초기 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 원소이다. 그 함량이 0.001%미만인 경우에는 열간압연후 냉각시 페라이트 결정립성장 억제를 위한 텅스텐 탄화물이 적게 분포하게 되고, 0.2%보다 많이 첨가된 경우에는 그효과가 포화되기 때문에 바람직하지 못하다.

·인(P) 및 황(S)의 함량은 0.030%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

P는 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 모재인성, 용접열영향부 인성 향상 및 중심편석 저감을 위해서는 0.03%이하로 관리하는 것이 좋다.

S는 다량으로 존재하는 경우 FeS 등의 저융점화합물을 형성시키기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 모재인성, 용접열영향부 인성 및 중심편석 저감을 위해서는 S함량을 0.03%이하로 하는 것이 좋다. 특히, 황의 경우에는 Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소로, 용접시 고온균열을 고려할 경우 보다 바람직한 범위로는 0.003%에서 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

·산소(O)는 0.005%이하로 하는 것이 바람직하다.

산소가 0.005%를 초과하는 경우에는 조대한 개재물이 형성되어 모재인성에 나쁜 영향을 미치게 된다.

본 발명의 강재는 질소의 침질량이 Ti/N의 비가 1.2~2.5, N/B의 비가 10~40,Al/N의 비가 2.5~7, (Ti+2Al+4B)/N의 비가 6.5~14로 되도록 조절하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 Ti/N비를 2.5이하로 낮추는데, 이는 2가지 장점이 있다. 첫째, 미세 TiN석출물의 개수를 증가시키면서 균일하게 분포시킬 수 있는 것이다. 즉, 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 연주과정중 냉각과정에서 고용되어 있는 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출물이 좁은 간격으로 분포하게 되는 것이다. 둘째, 고온에서의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)이 작아서 상기 TiN석출물들의 재고용을 막을 수 있는 것이다. 즉, 고질소 환경에서 Ti은 고용되기 보다는 N와 결합하려는 성질이 강하므로, TiN 석출물을 형성하여 안정화하는 것이다. 그러나, Ti/N비가 1.2 미만으로 되면 모재의 고용질소량이 증가하여 모재 및 용접열향부의 인성에 유해하기 때문에 바람직하지 않다. 한편, Ti/N비가 2.5보다 높은 경우에는 TiN으로 석출하지 않고 남은 잉여의 Ti이 고용상태로 존재하여 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.

·N/B의 비는 10∼40으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 N/B비가 10미만이면 용접후 냉각과정중에 오스테나이트 결정입계에서 다각형의 페라이트 변태를 촉진하는 BN의 석출량이 불충분하며, N/B비가 40을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며 고용질소량이 증가하여 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문이다.

·Al/N의 비는 2.5∼7로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 Al/N비가 2.5미만인 경우에는 침상형 페라이트 변태를 유도하기 위한 AlN석출물의 분포가 불충분하고, 용접열영향부의 고용질소량이 증가하여 용접균열이 발생할 가능성이 있으며, Al/N비가 7초과의 경우에는 그 효과가 포화된다.

·(Ti+2Al+4B)/N의 비는 6.5∼14로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 (Ti+2Al+4B)/N의 비가 6.5미만인 경우 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 성장억제, 결정입계에서의 미세한 다각형 페라이트 생성, 고용질소량, 결정입내에서의 침상형 및 다각형의 페라이트 생성 및 조직분율의 제어를 위한 TiN, AlN, BN, VN 석출물의 크기 및 분포개수가 불충분하며, (Ti+2Al+4B)/N이 14를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화된다. 한편, V이 첨가되는 경우에는, (Ti+2Al+4B+V)/N의 비를 7~17로 설정하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 조성되는 강재(모재)와 열영영향부의 인성을 보다 개선시키기 위해 V을 추가로 첨가한다.

·바나듐(V)의 함량은 0.01-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

V은 N와 결합해 VN을 형성하여 용접열영향부에서 페라이트 형성을 촉진시키는 원소이며, VN는 단독으로 석출하거나 TIN석출물에 석출하여 페라이트 변태를 촉진시킨다. 또한 V은 C과 결합하여 VC를 형성하는데, 이러한 VC탄화물은 페라이트 변태후 페라이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. V함유량이 0.01%미만에서는 VN석출량이 작기 때문에 용접열영향부에서 페라이트 변태촉진 효과를 얻기가 힘들다. 한편 0.2%를 초과하면 모재 및 용접열영향부(HAZ)의 인성열화를 초래하고 용접경화성을 향상시켜 용접저온균열 발생위험이 있기 때문에 바람직하지 않다.

또한, 침질화처리후 V/N의 비는 0.3∼9로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 V/N비가 0.3미만인 경우에는 용접열영향부 인성개선을 위한 TiN+MnS석출물 경계에 석출하여 분포하는 적정 VN석출물 개수 및 크기를 확보하기 어렵다. 반면에, V/N비가 9를 초과하는 경우에는, TiN+MnS석출물 경계에 석출하는 VN석출물의 크기가 조대화되어 오히려 TiN+MnS복합석출물 경계에 석출되는 VN석출빈도수가 감소하기 때문에 용접열영향부의 인성에 유효한 페라이트 상분율을 감소시킨다.

상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적성질을 보다 향상시키기 위해, Ni, Cu, Nb, Mo, Cr의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 첨가한다.

·니켈(Ni)의 함량은 0.1-3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni은 Cu와 같이 고용강화에 의한 모재의 강도 및 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni이 0.1% 이상 첨가되어야 하지만, 그함량이 3.0%를 초과하면 Cu와 마찬가지로 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.

·구리(Cu)의 함량은 0.1-1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu는 기지에 고용되어 고용강화로 인한 모재의 강도 및 인성확보에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Cu가 0.1% 이상 첨가되어야 하지만 그 함량이 1.5%를 초과하면 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다. 특히, 상기 Cu는 황과 함께 Ti계 산화물 주위에 CuS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치므로, 그 함량을 0.3-1.5%로 하는 것이 바람직하다.

또한, Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우 이들의 합계는 3.5%미만으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 3.5%를 초과하는 경우, 소입성이 커져서 용접열영향부 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.

·니요븀(Nb)의 함량은 0.01-0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb는 모재 강도확보의 관점에서 유효한 원소로, 이러한 효과는 Nb함유량이 0.01%미만에서는 얻을 수 없다. 한편, 0.1%를 초과하면 조대한 NbC의 단독석출을 초래하여 모재의 인성에 유해하게 되므로 바람직하지 못하다.

·크롬(Cr)은 0.05∼1.0%로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는데, 그 함유량이 0.005% 미만인 경우에는 강도를 얻을 수 없고, 1.0%를 초과하는 경우 모재 및 HAZ인성열화를 초래한다.

·몰리브덴(Mo)은 0.05-1.0%로 하는 것이 바람직하다.

Mo은 소입성 증가 및 강도향상의 효과가 있는 원소로, 그 함량은 강도확보를 위해 0.05% 이상으로 설정하는 것이 바람직하지만, HAZ경화 및 용접저온균열을 억제하기 위해서는 Cr과 마찬가지로 그 상한을 1.0%로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 가열시에 오스테나이트의 입성장억제를 위해 Ca, REM의 1종 또는 2종을 추가로 첨가한다.

Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 모재내에서 가열시 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 또한, Ca은 제강시 조대한 MnS형상을 제어하는 효과가 있다. 이를 위해, 칼슘(Ca)은 0.0005%이상, Rem은 0.005%이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca이 0.005% Rem이 0.05%를 초과하는 경우 대형개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강의 청정도를 해치게 된다. REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf등의 1종 또는 2종이상을 사용하여도 무방하고,어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.

[용접 구조용 강재의 제조방법]

·정련(탈산 및 탈가스)공정

일반적으로 강의 정련공정은 전로에서 1차정련한 다음, 전로의 용강을 래들로 출강하여 2차정련하는 노외정련으로 구성되는데, 용접구조용 강재와 같이 후물재에서는 노외정련 다음에 탈가스처리(RH공정)를 행한다. 보통 탈산은 1차 정련과 2차정련 사이에서 이루어진다.

본 발명의 특징은, 이러한 탈산공정에서 용존산소를 적정수준 이하로 조절한 다음 Ti를 첨가함으로써, Ti를 산화물로 형성하지 않고 용강중에 대부분 고용되도록 한다는 점에 있다. 이를 위해서는 Ti보다 탈산력이 큰 원소를 Ti투입전에 투입하여 탈산하는 것이 바람직하다. 탈산제의 탈산력은 아래와 같다.

Cr < Mn < Si < Ti < Al < REM < Zr < Ca ≒ Mg

용존산소량은 산화물의 생성거동에 따라 크게 영향을 받는데, 산소와의 친화력이 큰 탈산제일수록 용강중 산소와 결합하는 속도가 매우 빠르다. 따라서, Ti을 첨가하기 전에 이 보다 탈산력이 큰 원소를 이용하여 탈산을 행하면, Ti이 산화물을 형성하는 것을 최대한 방지할 수 있는 것이다. 물론, Ti보다 탈산력이 큰 원소(Al)를 투입하기 전에, 강의 5대원소인 Mn, Si 등을 투입하여 탈산하고, 이어서 Al을 투입하여 탈산하면, 탈산제의 투입량을 줄일 수 있어 바람직하다.

한편, 용강중에서 개재물의 부상분리는 일반적으로 다음과 같은 순서로 진행된다고 알려져 있다.

(용강중에서 탈산원소의 용해)→(개재물이 핵생성)→(개재물의 성장)→(개재물간의 충돌 등에 의한 계속적인 성장과 부상)→(용강표면에서의 슬래그로의 흡수제거) 즉, 개재물의 종류에 따라 각 단계의 진행속도가 달라지기 때문에, 강탈산원소를 이용하여 탈산하면 보다 쉽게 용존산소량 낮출 수 있다.

본 발명에서는 Ti 투입전에 강탈산원소를 투입하여 용존산소량을 가능한 낮게 하는데, 용강중에 고용되어 있는 Ti량을 극대화시키기 위해서는 적어도 30ppm이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 용존산소량이 30ppm를 초과하면 Ti첨가시 용강중의 산소와 Ti이 결합하여 Ti산화물이 형성되기 쉬워 고용Ti량이 감소하기 때문이다.

한편, 제강에서 널리 쓰이는 '스토크(stoke)법칙'에 따르면, 개재물의 밀도가 클수록 개재물 부상은 어려워지는데, 제강과정의 탈산과정중 형성되는 개재물은 매우 복잡한 구상형태를 띠고 있어 개재물에 비해 밀도가 크고 부상이 어렵다. 이에 따라 강중에 개재물이 증가하게 되므로, 밀도가 큰 개재물을 형성하는 탈산원소를 투입하는 것이 산화물 분포에 따른 부가적 잇점로 활용할 수 있으나, 본 발명에있어서 개재물의 밀도차이에 의한 영향은, 본 발명의 효과에 아무런 영향을 미치지 않는다.

본 발명에 따라 용존산소량을 조정한 다음, Ti을 10분이내에 첨가하여 그 함량이 0.005-0.2%가 되도록 하는 것이 바람직하다. 만일, 탈산후 용강중에 Ti이 0.005%미만 함유되어 있으면, 슬라브 가열로에서 질화처리시 미세한 TiN을 다량 형성시키기 어렵고, 0.2%보다 많이 함유되어 있으면 그 효과가 포화되고 TiN이 조대화되어 오스테나이트 결정립 억제효과를 기대하기 어렵다. 또한 Ti의 첨가를 10분이내로 하는 이유는, Ti투입후 시간이 경과할수록 Ti산화물이 생성되어 고용 Ti량이 감소하기 때문이다.

본 발명에서는 Ti의 첨가는 진공탈가스 처리 전 또는 그 후의 어디에서도 가능하다.

·주조공정

본 발명의 용강은 저질소강이므로, 연속주조시 주조속도는 고속 또는 저속 어느 경우도 무방하다. 양호한 내부품질을 얻기 위해서는 0.9-1.2m/min의 범위로 하는 것이 바람직하다.

·슬라브 재가열공정(침질화)

본 발명에서는 슬라브가열로에서의 침질화처리를 통해, 강슬라브에서 Ti와 N의 비를 조절하여 매우 미세한 TiN석출물의 양을 증가시키고 용접시 용접열영향부에서 고용Ti의 양을 감소시킴으로써, 오스발드 라이프닝(Ostwald ripening)을 최대로 억제하는 방법을 도출해 내었다. 슬라브가열로에서의 침질화 효과는, 고질소강에서 일반적으로 제기되는 주편표면크랙의 문제를 근본적으로 방지한다는 것 외에, 다음의 2가지를 더 들 수 있다. 첫째는 미세한 TiN석출물양을 증가시킬 수 있다는 점이고, 둘째는 미세 석출된 TiN을 고온에서 안정화할 수 있다는 점이다. 즉, 침질화처리를 통해 동일 Ti함량에서 모재내의 질소함량을 증가시키면, 슬라브가열로에서의 열처리시 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출물의 양을 증가시킬 수 있다.

한편, 본 발명에서는 슬라브를 1100-1250℃에서 60-180분간 가열하면서 침질처리하여 슬라브의 질소농도를 0.008-0.03%로 하는 것이 바람직하다. 슬라브내에서 적정 수준의 TiN석출량을 확보하기 위해서는 질소가 0.008%이상 함유되어야 하지만, 0.03%를 초과하는 경우에는 슬라브내로 확산하여 미세한 TiN으로 석출하는 질소양보다 슬라브표면에 침질되는 질소양이 증가하여 슬라브 표면에 경화가 일어나, 후속공정인 압연과정에 영향을 미친다. 이때, 슬라브가열온도가 1100℃미만이면 침질된 질소가 확산할 수 있는 구동력이 작아 미세한 TiN석출물의 개수가 적게 되고, 또한 TiN석출물 개수를 증가시키기 위해서 가열시간을 증가시켜야 하므로 제조원가 비용이 증가하는 문제가 있다. 반면에, 가열온도가 1250℃보다 높은 경우에는, 슬라브의 오스테나이트 결정립이 가열중에 성장하여 압연과정중 재결정에 영향을 미친다. 한편, 슬라브가열시간이 60분 미만인 경우에는 침질효과가 발휘되지 못하고, 가열시간이 180분 보다 긴 경우에는 실조업상의 비용이 증가할 뿐만 아니라 슬라브내의 오스테나이트 결정립 성장이 일어나 후속 압연공정에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

본 발명에 따라 침질화처리를 할 때, 슬라브중 Ti/N의 비는 1.2∼2.5, N/B의 비는 10∼40, Al/N의 비는 2.5∼7, V/N의 비는 0.3∼9, (Ti+2Al+4B+V)N의 비는 7∼17가 되도록 N를 침질시키는 것이 바람직하다.

·열간압연공정

상기와 같이 가열한 다음, 오스테나이트 재결정역 온도에서 40% 이상의 압연비로 열간압연하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 재결정역온도는 강조성과 그 이전의 압하량 등에 영향을 받는데, 본 발명의 강조성에 통상의 압연공정이 적용될 때 오스테나이트 재결정역 온도는 약 1050∼850℃ 구간이다. 이 구간에서 적어도 40%이상의 압연비를 부여하여야 하는데, 만일 오스테나이트 재결정역에서 압연비가 40%미만인 경우에는 오스테나이트 입내의 페라이트 핵생성 자리가 부족하여 오스테나이트 재결정에 의한 페라이트 결정립 미세화 효과가 미흡하고, 용접시 용접열영향부의 인성에 유효한 영향을 미치는 석출물 거동에 영향을 미치게 된다.

열간압연시 오스테나이트 결정립크기는 재가열로에서의 온도와 시간 그리고,압연량 등에 영향을 받는데, 이 오스테나이트의 결정립크기는 소입성에 영향을 미치므로 이를 제어하면 원하는 베이나이트 분율을 얻을 수 있다. 베이나이트 분율을 높이고자 하는 경우에는 오스테나이트의 결정립크기를 10㎛이상으로 하는 것이 권장되나, 오스테나이트 결정립크기가 50㎛ 보다 커지게 되면 변태시 소입성이 너무 커져서 마르텐사이트 변태가 일어날 가능성이 높다.

본 발명에서 열간압연후 베이나이트 변태 종료온도±10℃까지는 적어도 5-20℃/sec의 범위로 냉각속도를 제한하는 이유는 다음과 같다. 본 발명강의 상 변태는 베이나이트 변태 종료온도±10℃ 까지는 구간에서 발생하기 때문에 이 구간까지는 냉각속도를 제어해야 한다. 물론, 상온까지 냉각속도를 제어해도 무방하나 비경제적인 측면이 있다. 가속냉각속도가 5℃/sec미만의 경우에는 본 발명의 효과를 보이기 위한 베이나이트 상분율 확보가 어려우며, 20℃/sec초과의 경우에는 마르텐사이트 상분율이 증가하여 모재 인성에 유해하다.

·강재의 미세조직

본 발명에서 열간압연후의 강재는 페라이트+베이나이트의 복합조직으로, 베이나이트의 조직분율은 30-80% 범위를 만족하는 것이 좋다. 30%미만에서는 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 모재강도를 확보하기 어려우며 80% 초과의 경우에는 모재인성을 확보하기 어렵기 때문이다.

그리고, 페라이트 결정립 크기를 20㎛이하로 하는 것이 바람직하다. 이는 페라이트의 결정립크기가 20㎛ 보다 클 경우 대입열 용접시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 크기가 80㎛이상이 되어 용접열영향부 인성에 유해하기 때문이다.

·석출물

용접열영향부의 구오스테나이트 결정립은 모재의 오스테나이트 결정립 크기가 일정할 경우 모재에 분포하는 산화물 또는 질화물의 크기 및 그 개수 그리고, 분포에 크게 영향을 받게 된다. 또한, 대입열 이상 용접시(가열온도 1400℃이상) 모재에 분포하는 질화물의 경우 30-40%가 모재로 재고용되어 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장 억제효과가 감소하기 때문에, 가열시 모재에 재고용되는 질화물들을 고려한 그 이상의 질화물들의 균일한 분포가 필요하다. 용접열영향부에서 구오스테나이트의 성장을 억제하기 위해서는, 미세한 TiN 석출물을 균일하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN석출물의 간격을 0.5㎛이하로 제어하여 TiN의 분포를 균일하게 하야 한다.

또한, TiN의 입경 및 임계 갯수를 0.01-0.1㎛ 및 1mm²당 1.0x10⁷개 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 0.01㎛미만에서는 대입열 용접시 대부분 모재에 쉽게 재고용되어 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 효과가 미흡해지며, 0.1㎛을 초과하는 경우에는 구오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제)효과가 적어지고 조대한 비금속개재물과 같은 거동을 하여 기계적 성질에 유해한 영향을 미치기 때문이다. 또한, 석출물의 갯수가 1mm²당 1.0x10⁷개 미만에서는 대입열이상의 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인인 80㎛이하로 제어하기가 어렵다.

[용접구조물]

상기 본 발명에 따라 제공되는 용접구조용 강재는, 베이나이트+페라이트의 복합조직으로, 페라이트 결정립의 크기가 20㎛이하이다. 또한, TiN의 석출물은 0.01-0.1㎛의 크기로 1mm²당 1.0x10⁷개 이상이며, 그 간격은 0.5㎛이하이다.

이러한 강재에 대입열 용접을 적용하면 구오스테나이트의 결정립크기가 80㎛이하가 된다. 상기 구오스테나이트의 결정립크기가 80㎛이상인 경우에는 소입성증가에 따른 저온조직(마르텐사이트 또는 업퍼(upper) 베이나이트)의 생성이 용이하여 용접열영향부 인성에 유해하고, 또한 오스테나이트 결정입계에서 상이한 핵생성자리를 갖는 페라이트가 생성된다하더라도 페라이트가 입성장시 합체되어 인성에 유해한 영향을 미친다

상기와 같이 대입열용접이 적용되어 급냉되면, 열영향부의 미세조직은 크기가 20㎛이하인 페라이트가 70%이상의 상분율을 갖게 된다. 상기 페라이트의 결정립크기가 20㎛ 보다 클 경우에는 용접열영향부 인성에 유해한 사이트 플래이트형(side plate, 또는 allotriomorphs)의 페라이트 분율이 증가하게 된다. 또한 인성개선을 위해서는 페라이트의 상분율을 70% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 페라이트는 다각형 페라이트와 침상형 페라이트의 특성을 가질 때, 인성에 보다 유리하다. 이는 본 발명에 따라 결정입계 및 입내에서 BN, Fe탄붕화물을 형성하여 유도할 수 있다.

본 발명에서 강의 주조는 연속주조 또는 금형주조에 의해 슬라브를 제조할 수 있다. 이때 냉각속도가 빠르면 석출물을 미세분산시키기 유리하므로 냉각속도가 빠른 연속주조가 바람직하다. 또한 같은 이유로 슬라브는 두께가 얇은편이 유리하다. 그리고, 이 슬라브를 본 발명에 따라 침질처리한 다음에 열간압연공정에서 사용자 용도에 따라 핫챠지(hot charge)압연 및 직접(direct)압연을 적용할 수도 있고, 공지된 제어압연, 제어냉각등 각종 기술을 적용할 수 있다. 또한, 본 발명에 따라 제조된 열간압연판의 기계적 성질을 개선하기 위해 열처리를 적용할 수도 있다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 본 발명의 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위내라고 해석하는 것은 당연하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

표 1과 같은 성분 조성을 갖는 강슬라브를 만들기 위해 표 1에서 Ti의 성분을 제외하고 다른 성분은 일치하는 발명강을 시료로 하여 전로에서 용해한 다음, 표 2의 조건으로 Mn→Si으로 약탈산하고, 이어 Al으로 강탈산하여 용존산소량을 조절한 다음 Ti을 첨가하여 Ti의 농도를 표 1과 같이 조절하고 용강을 일정시간 유지하고, 주조하여 주괴로 만들고 이를 냉각속도를 조절하여 슬라브로 제조하였다.

상기에서 얻은 슬라브를 표 3의 조건으로 강편가열할 때 침질처리한 다음, 70%이상의 압하비로 열간압연하여 두께 25∼40mm의 열연강판을 얻었다. 침질화처리후에 합금성분 원소간의 구성비를 표 4에 나타내었다.

상기와 같이 열간압연된 판재들로 부터 모재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험편은 압연방향, 그리고 샤피(Charpy)충격편은 압연방향과 수직한 방향에서 채취하였다.

인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/mim에서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치방향은 모재의 경우 압연방향의 측면 (L-T)에서 가공하였으며 용접재의 경우 용접선 방향으로 가공하였다. 또한 용접열영향부의 최고가열온도에 따른 오스테나이트 결정립 크기를 조사하기 위하여 재현용접 모사시험장치(simulator)를 사용하여 최고가열온도(1200∼1400℃)까지 140℃/sec조건으로 가열시킨후 1초간 유지한 후 He gas를 이용하여 급냉시켰다. 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고가열온도조건에서의 오스테나이트결정입도는 KS구격 (KS D 0205)에 의해 측정하였다.

냉각후 미세조직의 분석 및 용접영향부의 인성에 중요한 영향을 미치는 TiN 석출물 크기와 갯수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이때 피검면은 100mm²을 기준으로 하여 평가하였다. 용접열영향부의 충격인성 평가는 실제 용접입열량에 상당하는 약 80kJ/cm, 150kJ/cm, 250kJ/cm에 상당하는 용접조건, 즉 최고가열온도를 1400℃로 가열한후 800-500℃의 냉각시간이 각각 60초, 120초, 180초인 용접 열사이클을 부여한 후 시험편 표면을 연마한 후 충격시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤피충격시험을 통하여 평가하였다.

	화학조성(중량%)
	C	Si	Mn	P	S	Al	Ti	B(ppm)	N(ppm)	W	Cu	Ni	Cr	Mo	Nb	V	Ca	REM	O(ppm)
발명강1	0.14	0.23	1.55	0.006	0.005	0.05	0.015	9	45	0.005	-	-	-	-	-	0.01	-	-	8
발명강2	0.09	0.24	1.52	0.006	0.005	0.08	0.045	11	43	0.001	-	0.2	-	-	-	0.01	-	-	9
발명강3	0.14	0.10	1.48	0.006	0.005	0.06	0.014	3	49	0.003	0.1	-	-	-	-	0.02	-	-	15
발명강4	0.10	0.12	1.48	0.006	0.005	0.03	0.03	5	39	0.001	-	-	-	-	-	0.05	-	-	8
발명강5	0.12	0.15	1.54	0.006	0.005	0.09	0.05	15	48	0.002	0.1	-	0.1	-	-	0.05	-	-	11
발명강6	0.10	0.14	1.50	0.008	0.005	0.025	0.02	9	47	0.004	-	-	-	0.1	-	0.08	-	-	10
발명강7	0.12	0.15	1.51	0.007	0.005	0.04	0.016	8	45	0.15	0.1	-	-	-	-	0.02	-	-	12
발명강8	0.15	0.25	1.52	0.008	0.004	0.06	0.018	8	42	0.001	-	-	-	-	0.015	0.01	-	-	11
발명강9	0.12	0.21	1.50	0.007	0.005	0.025	0.02	5	47	0.002	-	-	0.1	-	-	0.02	0.001	-	12
발명강10	0.08	0.13	1.52	0.008	0.005	0.0 45	0.025	10	38	0.05	-	0.3	-	-	0.01	0.02	-	0.01	10
발명강11	0.12	0.25	1.52	0.007	0.006	0.05	0.019	11	45	0.001	-	0.1	-	-	-	-	-	-	16
종래강1	0.05	0.13	1.31	0.002	0.006	0.0014	0.009	1.6	22	-	-	-	-	-	-	-	-	-	22
종래강2	0.05	0.11	1.34	0.002	0.003	0.0036	0.012	0.5	48	-	-	-	-	-	-	-	-	-	32
종래강3	0.13	0.24	1.44	0.012	0.003	0.0044	0.010	1.2	127	-	0.3	-	-	-	0.05	-	-	-	138
종래강4	0.06	0.18	1.35	0.008	0.002	0.0027	0.013	8	32	-	-	-	0.14	0.15	-	0.28	-	-	25
종래강5	0.06	0.18	0.88	0.006	0.002	0.0021	0.013	5	20	-	0.75	0.58	0.24	0.14	0.015	0.037	-	-	27
종래강6	0.13	0.27	0.98	0.005	0.001	0.001	0.009	11	28	-	0.35	1.15	0.53	0.49	0.001	0.045	-	-	25
종래강7	0.13	0.24	1.44	0.004	0.002	0.02	0.008	8	79	-	0.3	-	-	-	0.036	-	-	-	-
종래강8	0.07	0.14	1.52	0.004	0.002	0.002	0.007	4	57	-	0.32	0.35	-	-	0.013	-	-	-	-
종래강9	0.06	0.25	1.31	0.008	0.002	0.019	0.007	10	91	-	-	-	0.21	0.19	0.025	0.035	-	-	-
종래강10	0.09	0.26	0.86	0.009	0.003	0.046	0.008	15	142	-	-	1.09	0.51	0.36	0.021	0.021	-	-	-
종래강11	0.14	0.44	1.35	0.012	0.012	0.030	0.049	7	89	-	-	-	-	-	-	0.069	-	-	-
·종래강(1, 2, 3)은 일본공개특허공보 평9-194990의 발명강(5, 32, 55)임·종래강(4, 5, 6)은 일본공개특허공보 평10-198708호의 발명강(14, 24, 28)·종래강(7, 8, 9, 10)은 일본공개특허공보 평8-60292호의 발명강(48, 58, 60, 61)임·종래강(11)은 일본공개특허공보 평11-140582호의 발명강 F임

사용강종	구분	1차탈산순서	1차탈산후 Ti투입직전 2차탈산원소인Al첨가후용존산소량(ppm)	Al첨가후 Ti첨가량(%)	Ti첨가후 용강유지시간(min)	주조속도(m/min)
발명강1	발명재1	Mn→Si	22	0.015	23	1.0
발명강2	발명재2	Mn→Si	21	0.053	24	1.1
발명강3	발명재3	Mn→Si	23	0.016	25	1.2
발명강4	발명재4	Mn→Si	20	0.023	24	1.0
발명강5	발명재5	Mn→Si	22	0.053	23	1.1
발명강6	발명재6	Mn→Si	21	0.023	26	1.1
발명강7	발명재7	Mn→Si	23	0.017	27	1.2
발명강8	발명재8	Mn→Si	22	0.019	23	1.1
발명강9	발명재9	Mn→Si	21	0.022	25	0.95
발명강10	발명재10	Mn→Si	20	0.026	24	0.95
발명강11	발명재11	Mn→Si	19	0.019	26	1.02
종래강(1-11)의 제조조건은 구체적으로 기재되어 있지 않음

사용강종	구분	가열온도(℃)	질소분위기(ℓ/min)	가열시간(min)	압연개시온도(℃)	재결정역게서의압하량(%)	압연종료온도(℃)	누적압하량(%)	냉각속도(℃/sec )	모재질소량(ppm)
발명재1	발명예1	1250	310	180	1000	50	840	85	15	110
	발명예2	1200	600	100	1000	50	840	85	16	120
	발명예3	1150	780	120	1000	50	850	85	14	128
	비교예1	1100	150	60	1000	50	850	85	14	64
	비교예2	1300	900	170	1000	50	850	85	15	352
발명재2	발명예4	1230	800	170	1020	50	830	85	16	270
발명재3	발명예5	1210	630	120	1020	45	820	85	17	110
	비교예3	1220	640	120	1010	45	840	85	0.1	100
	비교예4	1220	650	120	1040	45	830	85	35	110
발명재4	발명예6	1150	780	100	1030	45	820	80	13	105
발명재5	발명예7	1240	800	180	1020	45	820	80	12	300
발명재6	발명예8	1320	600	120	1030	50	810	80	18	95
발명재7	발명예9	1130	780	140	980	50	860	80	19	100
발명재8	발명예10	1190	620	130	990	50	850	80	16	95
발명재9	발명예11	1210	560	160	1020	45	860	80	16	100
발명재10	발명예12	1220	450	150	1040	45	870	80	14	120
발명재11	발명예13	1210	700	130	1010	45	870	80	14	132
종래강11	1200	600	120	1040	-	850	-
종래강(1-11)은 침질처리하지 않고 표 1의 강슬라브를 열간압연하여 열연판으로 제조한 것으로 구체적인 가열온도, 열간압연조건, 냉각조건은 기재가 안되어 있음.

	침질처리후 합금원소 구성비(종래강1-11은 침질처리하지 않은 것임)
	Ti/N	N/B	Al/N	V/N	(Ti+2Al+4B+V)/N
발명예1	1.4	12.2	4.5	0.9	11.7
발명예2	1.3	13.3	4.2	0.8	10.7
발명예3	1.2	14.2	3.9	0.8	10.0
비교예1	2.3	7.1	7.8	1.6	20.1
비교예2	0.43	39.1	1.42	0.3	3.6
발명예4	1.67	24.5	2.9	0.4	8.1
발명예5	1.27	36.7	3.0	1.8	14.1
비교예3	1.4	33.3	5.5	2.0	15.5
비교예4	1.27	36.7	6.0	1.8	14.1
발명예6	2.9	16.0	2.9	4.8	13.5
발명예7	1.67	21.0	3.0	1.7	9.5
발명예8	2.1	20.0	2.6	8.4	16.2
발명예9	1.6	10.6	4.0	2.0	11.9
발명예10	1.9	11.9	6.3	1.1	15.9
발명예11	2.0	20	4.5	2.0	13.2
발명예12	2.1	12.0	3.8	1.7	11.6
발명예13	1.4	12.0	3.8	-	9.3
종래강1	4.1	13.8	0.64	-	5.7
종래강2	2.5	96	0.75	-	4.0
종래강3	0.79	105.8	0.35	-	1.5
종래강4	4.1	4	0.85	8.8	15.5
종래강5	6.5	4	1.1	18.5	28.1
종래강6	3.2	2.6	0.36	16.1	21.6
종래강7	1.0	9.9	2.53	-	6.5
종래강8	1.22	14.3	0.35	-	2.2
종래강9	0.79	9.1	2.1	3.85	9.3
종래강10	0.56	9.5	3.2	1.48	8.9
종래강11	5.51	12.7	3.4	7.8	20.3

구분	두께(mm)	모재 기계적성질	모재 조직특성
구분	두께(mm)	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	연신율(%)	질화물 개수(x10⁶개/mm²)	평균 석출물 간격(㎛)	FGS(㎛)	베이나이트 분율(%)	-40℃의 충격인성
발명예1	25	567	742	21.3	316	0.23	15	42	166
발명예2	25	585	756	22	492	0.26	14	46	172
발명예3	25	584	750	21	393	0.30	13	38	158
비교예1	25	587	750	21.2	23	1.52	14	47	57
비교예2	25	595	762	18.9	19	1.64	16	46	42
발명예4	25	586	743	19.4	316	0.35	17	45	158
발명예5	25	558	736	20.1	367	0.32	18	42	153
비교예3	25	384	486	38.3	123	0.75	26	5	254
비교예4	25	729	886	10.8	48	0.82	16	12	21
발명예6	30	562	756	18.8	358	0.31	18	57	152
발명예7	30	598	767	19.5	226	0.25	15	54	167
발명예8	30	568	738	18.4	238	0.42	18	47	152
발명예9	35	587	747	19.6	346	0.27	16	46	164
발명예10	35	579	736	20.1	382	0.32	14	47	149
발명예11	35	587	756	20.5	269	0.22	15	45	172
발명예12	35	595	743	22.0	257	0.30	17	46	173
발명예13	40	587	743	20.5	323	0.22	14	49	168
종래재1	35	406	438	-
종래재2	35	405	441	-
종래재3	25	681	629
종래재4	40	472	609	32	MgO-TiN의 석출물 3.03×10⁶개/㎟	203(0℃)
종래재5	40	494	622	32	MgO-TiN의 석출물 4.07×10⁶개/㎟	206(0℃)
종래재6	50	812	912	28	MgO-TiN의 석출물 2.8×10⁶개/㎟	268(0℃)
종래재7	40	475	532
종래재8	50	504	601
종래재9	60	526	648
종래재10	60	760	829
종래재11	50	401	514		0.2㎛이하 11.1×10³	(0℃)
FGS는 페라이트 결정립크기

표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 열간압연재는 베이나이트+페라이트의 복합조직을 가지면서, 석출물(Ti계 질화물)의 개수는 종래재의 경우 보다 석출물이 상당히 미세하고 개수 또한 현저히 증가되었음을 잘 알 수 있다.

구분	용접부 재현 가열온도에 따른오스테나이트 결정립 크기(㎛)	재현 용접열영향부-40℃ 충격인성
	1200℃	1300℃	1400℃	60sec	120sec	180sec
	1200℃	1300℃	1400℃	충격인성(J)	천이온도(℃)	충격인성(J)	천이온도(℃)	충격인성(J)	천이온도(℃)
발명예1	20	37	56	372	-68	320	-65	265	-58
발명예2	21	36	54	385	-71	324	-68	282	-59
발명예3	22	36	54	380	-68	354	-67	278	-58
비교예1	42	78	172	156	-48	85	-43	42	-34
비교예2	45	86	184	128	-42	64	-40	32	-32
발명예4	22	42	56	384	-68	320	-65	256	-57
발명예5	26	41	54	367	-65	324	-66	248	-56
비교예3	39	75	182	164	-41	62	-38	32	-30
비교예4	47	89	198	129	-38	74	-32	23	-26
발명예6	24	37	58	364	-71	315	-67	254	-56
발명예7	25	34	62	358	-69	310	-68	246	-58
발명예8	23	33	61	367	-68	324	-65	236	-57
발명예9	24	38	58	354	-65	330	-65	232	-56
발명예10	27	39	60	368	-66	324	-62	226	-57
발명예11	26	37	57	354	-67	313	-64	242	-56
발명예12	23	38	56	368	-68	310	-632	235	-58
발명예13	24	36	58	365	-67	305	-64	248	-57
종래재1	-	-	-	-	-58	-	-	-	-
종래재2	-	-	-	-	-55	-	-	-	-
종래재3	-	-	-	-	-54	-	-	-	-
종래재4	230	-	-	-	-	132(0℃)	-
종래재5	180	-	-	-	-	129(0℃)	-
종래재6	250	-	-	-	-	60(0℃)	-
종래재7	-	-	-	-	-	-	-	-	-61
종래재8	-	-	-	-	-	-	-	-	-48
종래재9	-	-	-	-	-	-	-	-	-42
종래재10	-	-	-	-	-	-	-	-	-45
종래재11	-	-	-	219(0℃)	-	-	-	-

표 6에 나타낸 바와 같이, 최고가열온도 1400℃에서의 용접열영향부 오스테나이트 결정립 크기를 보면, 본 발명예의 경우 54-64㎛의 범위를 갖는 반면, 종래재(4-6)의 경우 약 180㎛이상의 범위를 갖는 것으로 나타나 본 발명예들이 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수한 것임을 잘 알 수 있다. 또한 발명재의 경우 800-500℃의 냉각시간이 각각 180초인 대입열 용접 열사이클을 부여한 용접열영향부의 -40℃ 충격인성은 약 300J이상의 우수한 인성값을 보이고 있으며 천이온도도도 -60℃이하의 값을 보여 우수한 충격인성을 보이고 있다. 반면에 종래재의 경우 0℃의 충역인성이 60∼132J로 매우 낮았다. 따라서, 본 발명에 의한 강들은 기존의 강들 대비 용접열영향부의 충격인성 및 천이온도를 현저하게 개선할 수 있음을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 저질소강에 침질처리를 통해 고온에서도 안정한 미세한 TiN석출물을 분포시킴에 따라 용접열영향부 충격인성을 가일층 개선할 수 있고 또한, 모재의 미세조직을 베이나이트+페라이트로 관리함으로써 모재 강도 또한 개선된 용접구조용 강재를 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로 C:0.03-0.17%, Si:0.01-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.0005-0.1%, N:0.005%이하, B:0.0003-0.01%, W:0.001-0.2%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 저질소강 슬라브를 만드는 단계;

이 슬라브를 1100∼1250℃의 온도에서 60∼180분간 가열하면서 강의 N가 0.008∼0.03%의 범위내에서 Ti, B, Al과 아래의 관계를 만족하도록 침질처리하는 단계; 및

1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14

상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 베이나이트변태 종료온도±10℃까지 5∼20℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함하여 이루어지는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 강슬라브에는 V이 0.01∼0.2% 함유되고, 침질처리는 0.3≤V/N≤9, 7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17를 만족하도록 행함을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강슬라브에는 Ni:0.1∼3.0%,Cu:0.1∼1.5%, Nb:0.01∼0.1%, Mo:0.05∼1.0%, Cr:0.05∼1.0%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상이 함유됨을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강슬라브에는 Ca:0.0005-0.005%, REM:0.005∼0.05%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이 함유됨을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 3항에 있어서, 상기 강슬라브에는 Ca:0.0005-0.005%, REM:0.005∼0.05%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이 함유됨을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 강슬라브는 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산원소를 Ti 투입직전에 투입하여 용강의 용존산소량을 30ppm이하로 탈산한 다음, Ti이 0.005∼0.2% 가 되도록 10분이내에 Ti첨가한 후 탈가스처리한 용강을 연속주조하여 만드는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 1항 또는 제 6항에 있어서, 상기 탈산은 Mn, Si순으로 1차탈산한 후 Ti투입직전 Ti보다 탈산력이 큰 Al을 투입하여 2차탈산함을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
제 1항, 제 2항, 제 5항 중 어느 한의 방법으로 제조되고 미세조직이 30-80%의 베이나이트와 나머지 20㎛이하의 페라이트의 복합조직으로 이루어지고, 0.01-0.1㎛의 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재
제 8항의 강재(모재)에 용접이 적용되어 용접열영향부에서 80㎛이하의 구오스테나이트(prior austenite)가 생성되고, 이어 급냉되어 용접열영향부의 미세조직이 20㎛이하의 페라이트가 70%이상의 상분율로 이루어지는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조물.