KR100722393B1

KR100722393B1 - 미세 복합석출물을 이용한 대입열 용접부 인성이 우수한고강도 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100722393B1
Application number: KR1020050130125A
Authority: KR
Inventors: 박영환; 안영호; 정홍철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2005-12-26
Filing date: 2005-12-26
Publication date: 2007-05-28

Abstract

본 발명은 용접열 영향부의 인성을 개선할 수 있는 용접용 강재 및 이의 제조 방법, 그리고 대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물에 관한 것이다.

본 발명에 따른 용접용 강재는, 중량%로 C:0.001-0.03%, Si:0.01-0.5%, Mn:1.0-3.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005~0.2%, B:0.0005-0.01%, N:0.008-0.030%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B40, 3≤Nb/N≤10, 2.5≤Al/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤21, 220≤Mn/S≤400인 조건을 만족 하며, 모재 미세조직이 90%이상의 베이나이트 조직으로 구성된다.

대입열, 용접, 강재, 인성, 복합석출물, 구오스테나이트

Description

미세 복합석출물을 이용한 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법{STEEL PLATE USING MICRO COMPLEX PRECIPITATION FOR HIGH HEAT INPUT WELDING AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME }

본 발명은 건축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 고강도 용접용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 좀더 상세하게는, 미세한 TiN석출물 및 TiN-MnS복합석출물을 이용하여 대입열 용접열영향부의 인성을 개선할 수 있는 비조질 고강도 베이나이트 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 건축물 및 구조물 등이 고층화되어, 이 건축물 또는 구조물에 사용되는 강재가 대형화되고 있으며 이의 두께 또한 두꺼워지고 있다. 두꺼운 강재를 용접하기 위해서는 고능률의 용접이 불가피하여 대입열 용접이 일반적으로 사용된다. 또한, 대입열 용접은 용접 입열량이 커서 용접 패스수를 감소시켜 용접 생산성을 향상시킬 수 있으므로, 건축 및 교량 분야 등에서 사용되는 두께 25mm 이상의 강재의 용접에도 적용된다. 대입열 용접으로는 1 패스 용접이 가능한 일렉트로 가스 용접법(electro gas welding, EGW) 및 일렉트로 슬래그 용접법(electro slag welding, ESW) 등이 있다.

여기서, 입열량을 증가시켜 대입열 용접의 사용 범위를 좀더 넓힐 수 있다. 현재 사용되는 대입열 용접에서의 입열량은 대략 100~200kJ/cm이며, 두께 50mm 이상의 강재를 용접하기 위한 입열량은 대략 200~500kJ/cm이다.

대입열 용접 시 용접열 영향부(heat affected zone, HAZ), 특히 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열 영향부는 융점에 가까운 온도까지 가열된다. 이에 따라, 용접 시 용접열 영향부의 결정립이 조대화되며 냉각 시 상부 베이나이트 및 도상 마르텐사이트 등 인성이 취약한 미세 조직이 형성된다. 즉, 용접열 영향부는 용접부 중 인성이 가장 취약한 부분이 된다.

용접열 영향부의 열화를 방지하여 용접 이후 형성된 용접 구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접열 영향부에서의 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하여 오스테나이트의 결정립을 미세하게 유지시키는 것이 바람직하다. 이를 위해 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 상재에 적절히 분포시켜 용접열 영향부에서의 결정립 성장을 지연시키는 기술이 제시되었다.

이 중 하나의 방법으로 중량%로 Ti/N을 실질적으로 4~12로 관리하여 0.05㎛ 이하 크기의 TiN 석출물 5.8×10³개/㎟~8.1×10⁴개/㎟, 그리고 0.03~0.2㎛ 크기의 TiN 석출물 3.9×10³개/㎟~6.2×10⁴개/㎟를 강재에 석출시킴으로써, 페라이트를 미세화하여 용접열 영향부의 인성을 확보하는 방법이 있다. 이 경우, 입열량이 100J/cm(최고 가열 온도 1400℃)일 때, 0℃의 충격 인성이 용접열 영향부에서 대략 200J 정도, 모재에서 대략 300J 정도이다.

그러나, 이 방법은 입열량이 100kJ/cm인 대입열 용접이 적용될 경우 모재와 용접열 영향부의 인성이 대체적으로 낮은 값을 가진다. (0℃의 충격 인성의 최고치가 용접열 영향부에서 220J 모재에서 320J이다.) 그리고, 모재와 용접열 영향부에서의 인성 차이가 100J 정도로 커서 두꺼운 강재에 초대입열 용접을 하는 경우 용접 구조물의 신뢰성 확보에 한계가 있다. 또한, 원하는 TiN 석출물을 확보하기 위해서 슬라브를 1050℃이상의 온도에서 가열하고 급냉한 다음, 열간 압연을 위해 재가열하여야 하므로 2회의 열처리가 필요하여 제조 비용이 상승되는 문제가 있다.

다른 방법으로, 중량%로 N≤0.005%인 저질소강에서 Al과 O이 0.3≤Al/O≤1.5인 조건을 만족하도록 관리하여, Al, Mn, Si의 복합 산화물을 이용하는 방법이 있다. 그러나, 이 방법은 입열량이 약 100kJ/cm인 대입열 용접이 적용될 때, 용접열 영향부의 천이 온도가 대략 -50℃ 정도로 인성 특성이 좋지 않은 문제가 있다.

또 다른 방법으로 MgO-TiN 복합 석출물을 이용하는 방법이 있으나, 입열량이 약 100kJ/cm인 대입열 용접이 적용될 경우 0℃의 충격 인성이 용접열 영향부에서 130J로 좋은 편이 아니다.

상기에서와 같이 TiN 석출물, Al, Mn, Si의 복합 산화물 또는 MgO 산화물을 이용하여 대입열 용접 시 용접열 영향부의 인성을 개선한 기술이 알려져 있지만, 용접이 1350℃이상의 고온에서 장시간 유지되는 경우에 용접열 영향부의 인성을 획기적으로 개선시킨 방법은 발표된 바 없다. 특히, 용접열 영향부의 인성과 모재의 인성이 동등한 수준인 방법은 거의 발표된 바 없다.

본 발명은 상기한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 TiN과 TiN-MnS복합석출물을 이용하여 대입열 용접시 용접열영향부의 인성이 우수한 비조질 고강도 베이나이트 용접용 강재와 그 제조방법 을 제공하는 것이다.

또한, 이 고강도 베이나이트 용접용 강재의 용접부 특성을 이용한 용접 구조물을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 용접용 강재는, 중량%로 C:0.001-0.03%, Si:0.01-0.5%, Mn:1.0-3.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005~0.2%, B:0.0005-0.01%, N:0.008-0.030%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 3≤Nb/N≤10, 2.5≤Al/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤21, 220≤Mn/S≤400인 조건을 만족한다.

상분율로, 상기 용접용 강재의 미세 조직의 90% 이상이 베이나이트로 이루어질 수 있다.

상기 용접용 강재는 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함할 수 있다. 그리고, 중량%로 Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함할 수 있다.

상기 용접용 강재에 평균 크기가 0.01~0.1㎛인 TiN 석출물과 TiN-MnS 복합 석출물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포될 수 있다.

한편, 본 발명에 따른 용접용 강재의 제조 방법은, 중량%로 C:0.001-0.03%, Si:0.01-0.5%, Mn:1.0-3.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005~0.2%, B:0.0005-0.01%, N:0.008-0.030%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 3≤Nb/N≤10, 2.5≤Al/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤21, 220≤Mn/S≤400인 조건을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계, 상기 슬라브를 1100~1250℃의 온도에서 120 내지 300분간 가열한 후 오스테나이트 미재결정역에서 40% 이상의 압연비로 열간 압연하는 단계, 및 상기 열간 압연의 압연 종료 온도에서부터 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계를 포함한다.

상기 용접용 강재의 제조 방법에서 상기 슬라브는 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함할 수 있다. 상기 슬라브는 Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어진 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함할 수 있다.

상기 용접용 강재의 제조 방법에서, 상기 슬라브를 준비하는 단계는, 용강에 Ti보다 탈산력이 큰 원소를 첨가하여 용강의 용존 산소량이 30 ppm이하가 되도록 탈산하는 단계, 상기 용강에 중량%로 Ti:0.005~0.2%를 첨가하는 단계, 상기 용강에 탈가스 처리를 수행하는 단계 및 상기 용강을 연속 주조하는 단계를 포함할 수 있다.

상기 연속 주조의 주조 속도가 0.9~1.2m/분이며 2차 냉각대에서 0.3~0.35l/kg의 비수량으로 약냉할 수 있다.

한편, 상기 본 발명에 따른 용접용 강재에 대입열 용접을 수행하여 제조된 용접 구조물은, 상분율로 90% 이상의 미세 조직이 입내 침상 페라이트와 베이나이트로 이루어질 수 있다.

상기 대입열 용접 시 용접열 영향부에 형성되는 구오스테나이트의 결정립 평균 크기가 80㎛ 이하일 수 있다.

이하에서는 본 발명에 대하여 그 실시예을 참조하여 자세히 설명한다.

본 발명에서 "구오스테나이트(prior austenite)"란 강재(모재)에 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부에 형성되는 오스테나이트를 칭하는 것으로, 강재의 제조과정(열간압연공정)에서 형성되는 오스테나이트와 구별분 되는 것이다..

본 발명자들은 용접열영향부의 인성에 미치는 구오스테나이트 결정입도에 대해 조사한 결과, 임계 구오스테나이트의 결정립 크기(약 80㎛)를 기준으로 용접열영향부의 인성이 변화한다는 사실을 알게 되었다.

이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,

[1] 강재에 TiN석출물과 TiN-MnS복합석출물을 이용하는 것과 함께,

[2] 강재의 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 80㎛이하로 미세화 하는 것이다. 결정립내에서 TiN석출물이 입내 침상 페라이트(Intragranular ferrite plate, IFP)변태를 촉진시키고 또한 구오스테나이트 결정 립 크기를 더욱 미세화하여 베이나이트 패킷사이즈(Packet size)를 작게 하여 인성개선 효과를 향상시킬 수 있다.

[3] 또한 TiN석출물, TiN-MnS복합석출물과 BN및 AlN석출물을 이용하여 용접열영향부의 냉각과정에서 soluble nitrogen(고용질소) 함량을 감소시킨다.

이하에서는 이들 [1][2][3]을 보다 구체적으로 설명한다.

[1] TiN석출물과 TiN-MnS복합석출물 관리

구조용강재에 대입열용접을 적용하는 경우 용융선 부근의 용접열영향부는 약 1400℃이상의 고온으로 가열되어 모재내에 석출되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의하여 부분적으로 용해되거나 또는 오스왈드 라이프닝현상(Ostwald ripening, 크기가 작은 석출물이 분해되어 크기가 큰 석출물로 확산되면서 큰 석출물은 더욱 커지는 현상)에 의해서 일부 석출물이 분해되거나 일부 석출물이 조대해지며 또한 TiN석출물의 개수가 현저히 감소하여 구오스테나이트 결정립 성장의 억제효과가 소멸된다.

본 발명자들은 구오스테나이트 결정립의 성장억제는 용융선 부근의 용접열영향부의 경계에 분포하는 TiN석출물들의 재용해 방지와 매우 밀접한 관계가 있다는 점에 착안하여, TiN석출물이 기지(matrix)로 재고용되는 시간을 지연할 수 있는 방안을 연구하였다. 이러한 연구성과로서, 본 발명자들은 TiN석출물 주변에 MnS가 적절히 감싸고 있는 형태의 TiN+MnS복합석출물로 TiN을 분포시킬 경우 1350℃이상의 고온으로 가열되더라도 용접열영향부내에 분포하는 TiN석출물은 기지(matrix)로의 재고용시간이 상당히 지연된다는 사실을 발견하게 되었다. 즉, 우선적으로 재고용 되는 MnS가 TiN주변에 농화되어 TiN분해와 모재로의 재고용속도에 영향을 미쳐 TiN이 구오스테나이트 결정립성장억제에 효과적으로 기여하며, 이로 인해 용접열영향부 인성을 획기적으로 개선할 수 있는 것이다.

이를 위해서는 TiN+MnS복합석출물을 미세하고 균일하게 분포시키면서 고온에서 TiN석출물의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)을 작게 하는 것이 중요하다. 본 발명자들은, Ti와 N의 비(Ti/N) 그리고, Mn/S의 비에 따른 TiN+MnS 복합석출물의 크기와 양 그리고, 분포를 조사한 결과, Ti/N이 1.2내지2.5이고 Mn/S의 비가 220-400일 때 0.01-0.1㎛ 크기의 TiN+MnS 복합석출물이 1.0x10⁷개/㎟ 이상으로 석출되는데 그 석출물의 간격이 0.5㎛이하로 얻어지는 것을 확인할 수 있었다.

이와 같이, Ti/N의 비를 2.5이하(N의 함량을 높임)로 관리하면 TiN의 고온안정성을 나타내는 용해도적도 낮아진다. 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 연주과정중 냉각과정에서 모든 고용되어 있는 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출량이 증가하면서 용접열영향부와 같은 고온에서 석출물의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)이 작아지는 것이다.

따라서, 고질소 환경에서 TiN과 같은 석출물은 고용 Ti양이 감소하기 때문에 질소함량이 낮은 경우에서 보다 TiN석출물이 안정하다. 이때 중요한 것은, 고질소로 인한 고용N의 존재로 시효성을 조장할 수 있으므로, N/B, Al/N의 비 그리고, 이들을 총체적으로 관리하여 N를 BN, AlN 등으로 석출시키는 것이다.

[2] 용접열영향부의 미세조직

본 발명의 연구로부터 밝혀진 사실은, 용접시 모재가 약 1400℃이상으로 가열될 때 오스테나이트 온도영역에서 구오스테나이트 결정립 크기가 80㎛이하로 작아지면 냉각과정중 구오스테나이트에서 변태되는 입내 침상페라이트에 의하여 구오스테나이트 결정립이 더욱 미세해지고 결정입계에서 변태되는 베이나이트의 패킷크기가 감소하여 용접열영향부의 인성을 크게 개선한다.

[3] 용접열영향부내 free nitrogen(고용질소)함량 감소

본 발명의 연구에서 밝혀진 사실은, 대입열 용접시 모재내에 분산되어 있는 석출물의 일부는 용접열에 의하여 분해되어 용접열영향부내 고용질소함량이 증가하여 용접열영향부 인성을 저하시키는데 반하여 본 발명에서와 같이 고질소 환경에서의 TiN석출물, TiN-MnS복합석출물 및 BN, AlN등의 석출물의 형성은 용접열영향부내 고용질소함량을 감소시켜 고용질소에 의한 시효영향을 억제하여 용접 열영향부의 인성 향상에 기여한다.

그럼 이하에서 이상과 같은 본 발명의 구체적인 목적을 달성하기 위한 용접용 강재의 조성과 그 제조방법에 대하여서 설명한다.

본 발명에 따른 용접용 강재는, 중량%로 C:0.001-0.03%, Si:0.01-0.5%, Mn:1.0-3.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005~0.2%, B:0.0005-0.01%, N:0.008-0.030%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 3≤Nb/N≤10, 2.5≤Al/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤21, 220≤Mn/S≤400인 조건을 만족 한다.

그리고, 본 발명에 따른 용접용 강재는 중량%로 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, V:0.01~0.2%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함하거나, Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함할 수 있다.

이러한 본 발명의 용접용 강재의 성분에 대하여 그 임계적 의의와 함께 좀더 상세하게 설명하면 다음과 같다.

C는 0.001~0.03%인 것이 바람직하다.

C가 0.001% 미만인 경우에는 냉각 속도에 따라 강재의 미세 조직이 변화하여 미세 조직이 베이나이트 단상으로 이루어지는 것이 어려울 수 있다. 즉, 냉각 속도에 의존하지 않고 미세 조직이 베이나이트 단상으로 이루어지기 위해서는 C가 0.001% 이상이어야 한다. C가 0.030%를 초과하는 경우에는 베이나이트 내부 또는 라스(lath) 경계에 탄화물이 석출하며, 냉각 속도에 따라 탄화물의 석출 형태가 변화하여 광범위한 냉각 속도 범위에서 일정한 강도를 얻는 것이 어려울 수 있다. 그리고, C가 0.030% 이하인 경우 균질한 조성에 대하여 우수한 내황화물 응력부식 균열성을 가질 수 있다. 또한, C의 함량이 증가할수록 용접시 용접열 영향부의 인성을 크게 저하시킬 수 있으므로, C는 0.030% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

Si는 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.

Si가 0.01% 미만인 경우에 제강 과정에서 용강의 탈산 효과가 불충분하며 강재의 내부식성이 저하될 수 있다. 그리고, Si가 0.5%를 초과하는 경우에는 탈산 효 과가 지나치며, 열간 압연 후 냉각 시 소입성 증가에 따라 도상 마르텐사이트 변태가 촉진되어 저온 충격 인성이 저하되고 용접 균열 감수성에 영향을 미치는 문제가 있다.

Mn은 1.0~3.0%인 것이 바람직하다.

Mn은 강중에서 탈산작용, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키는 유효한 작용과 함께, TiN석출물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 입내침상 페라이트의 생성에 영향을 미친다. 이러한 Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용 강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 1.0%이상 함유되는 것이 바람직하다. 그러나, 3.0%를 초과할 경우 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석 및 미시편석이 일어나 압연시 중심부에 중심편석대의 형성을 조장하여 모재의 중심부 저온변태조직을 생성시키는 원인으로 작용한다.

Ti는 0.005~0.2%인 것이 바람직하다.

Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세한 TiN 석출물을 형성시키며, 미세한 Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물을 형성시키는 역할을 한다. 이와 같이 미세한 석출물들을 형성하기 위하여 Ti을 0.005% 이상 첨가하여야 한다. 그러나, Ti가 0.2%를 초과하면 용강 중에서 형성된 조대한 TiN 석출물, Ti-Nb 복합 석출물 및 Ti-V 복합 석출물이 연주 슬라브 및 모재에 혼입될 수 있고, 결과적으로 용접 시 용접열 영향부에 형성되는 구오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못할 수 있다.

Al은 0.005~0.1%인 것이 바람직하다.

Al은 탈산제로, Al 산화물을 형성하여 Ti가 O의 반응을 방지하여 미세한 TiN 석출물 형성을 촉진하는 역할을 한다. 미세한 AlN 석출물의 형성을 위하여 Al은 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Al가 0.1%를 초과하면 조대한 Al₂O₃ 및 AlN 석출물을 형성하며, 고용 Al이 냉각 시 용접열 영향부에 도상 마르텐사이트가 형성되는 것을 촉진하여 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

Nb는 0.005~0.2%인 것이 바람직하다.

Nb는 강재의 소입성을 향상시키기 위해 첨가되는 것으로, 특히 Ar3 온도를 낮추고 냉각 속도가 낮은 경우에도 베이나이트 생성 범위를 넓히는 효과가 있어 베이나이트 조직을 얻기 위해 첨가된다. 모재의 석출 강화 및 모재 인성 향상 효과를 위해서는 Nb가 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Nb가 0.2%를 초과하면 용접열 영향부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접열 영향부의 인성을 저하시키는 문제가 있다.

B는 0.0005~0.01%인 것이 바람직하다.

B은 소입성을 향상시키기 위해 첨가되는 원소로서, 모재의 미세 조직이 베이나이트로 이루어질 수 있도록 0.0005% 이상이 첨가되어야 한다. B가 0.01%를 초과하면, 용접 경화성이 증가되어 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온 균열을 발생시킬 수 있고 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

N는 0.008~0.03%인 것이 바람직하다.

N은 TiN 석출물 등의 석출물 형성을 위하여 첨가되는 원소로서, 용접 시 용 접열 영향부에서의 구오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 역할을 한다. N은 TiN 석출물 및 AlN 석출물의 크기, 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합 석출 빈도수, 석출물의 고온 안정성 등에 큰 영향을 미치기 때문에, 0.008% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, N가 0.03%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열 영향부 내에 분포하는 고용 N양의 증가로 인해 인성이 저하되고 용접 재료와 희석되어 용접 금속에 혼입되기 때문에 용접 금속의 인성이 저하될 수 있다.

또한 본 발명의 용접용 강재는 이상의 기본 성분에 하기와 같은 화학성분을 첨가함으로써 강도나 인성수준을 자유롭게 제어할 수 있다. 이 때 이미 획득한 균질한 조직은 새로운 성분의 첨가에 영향을 받는 것이 적기 때문에 재질편차가 작은 고강도 및 고인성의 후물재를 용이하게 만들 수 있다.

P는 0.030% 이하인 것이 바람직하다.

P는 압연 시 중심 편석을 조장하고 용접 시 고온 균열을 조장하는 불순 원소이므로, 최대한 낮은 중량%로 관리하여야 한다. 모재 인성, 용접열 영향부 인성 및 중심 편석 등을 고려할 때 P는 0.03% 이하인 것이 바람직하다.

S는 0.030% 이하인 것이 바람직하다.

S이 다량으로 존재하는 경우 FeS 등의 저융점 화합물을 형성시킬 수 있으므로, 최대한 낮은 중량%로 관리하여야 한다. 모재 인성, 용접열 영향부 인성 및 중심 편석 등을 고려할 때 S는 0.03% 이하인 것이 바람직하다.

O는 0.005% 이하인 것이 바람직하다.

O는 Ti와 반응하여 Ti 산화물을 형성시킬 수 있는데, 이 Ti 산화물은 용접열 영향부에서 구오스테나이트가 침상 페라이트로 변태되는 것을 촉진시킨다. O가 0.005%를 초과하면 조대한 Ti 산화물 및 기타 FeO 등의 산화물의 생성되어 용접열 영향부에 악영향을 미칠 수 있다.

N에 대한 Ti의 중량비, 즉 Ti/N은 1.2~2.5인 것이 바람직하다.

이와 같이 Ti/N비를 2.5이하로 낮게 제어를 하면 다음과 같은 2가지 장점이 있다. 첫째는, TiN양 즉, TiN석출물의 개수를 증가시킬 수 있다는 점이다. 즉, 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 연주과정중 냉각과정에서 모든 고용되어 있는 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출량이 증가하게 된다. 둘째는, 고온에서 TiN이 안정하다는 점이다. 즉, 용접열영향부와 같은 고온에서 석출물의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)이 작아지기 때문에 고질소 TiN과 같은 석출물의 경우 질소함량이 낮은 경우에서 보다 TiN석출물이 안정하다. 반면에 Ti/N비가 2.5보다 높은 경우는 제강과정인 용강중에서 조대한 TiN이 정출되어 TiN의 균일한 분포가 얻어지지 않으며, 또한 TiN으로 석출하지 않고 남은 잉여의 Ti는 고용상태로 존재하여 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미치게 된다. 그러나 Ti/N비가 1.2미만에서는 모재의 고용질소량이 증가하여 용접열향부의 인성에 나쁜 영향을 미치게 된다.

B에 대한 N의 중량비, 즉 N/B는 10~40인 것이 바람직하다.

BN 석출물은 용접 시 형성된 구오스테나이트 결정립이 이후의 냉각 과정에서 성장되는 것을 억제하는 역할을 하는데, N/B가 10 미만인 경우에는 BN 석출물 개수가 불충분하며 N/B가 40을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며 고용 N의 증가로 용접열 영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.

N에 대한 Al의 중량비, Al/N는 3~7인 것이 바람직하다.

AlN 석출물은 용접 시 형성된 구오스테나이트 결정립이 이후의 냉각 과정에서 성장되는 것을 억제하는 역할을 하는데, Al/N이 3 미만인 경우에는 AlN 석출물의 개수가 불충분하며 영향부의 고용 N이 증가하여 용접 균열이 발생할 수 있다. 그리고, Al/N이 7을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화된다.

N에 대한 (Ti+2Al+4B+Nb)의 중량비, 즉 (Ti+2Al+4B+Nb)/N은 7~21인 것이 바람직하다.

(Ti+2Al+4B+Nb)/N이 7 미만의 경우에는 용접 시 형성된 구오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 위한 TiN 석출물, AlN 석출물, (Ti-Nb)N 석출물의 크기 및 개수가 불충분하다. (Ti+2Al+4B+Nb)/N이 21을 초과할 경우에는 그 효과가 포화된다.

N에 대한 Nb의 중량비, 즉 Nb/N는 3~10로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb/N가 3 미만인 경우에는 용접 시 형성된 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하기 위해 요구되는 Ti-Nb 복합 석출물 개수가 불충분할 수 있다. Nb/N가 10을 초과할 경우에는 그 효과가 포화된다.

S에 대한 Mn의 중량비, 즉 Mn/S은 220~400이하로 제한하는 것이 바람직하다. S에 대한 Mn의 중량비를 제어하는 것은 본 발명에서 미세한 TiN+MnS복합석출물을 균일하게 분포시키기 위한 것이다. 본 발명자들이 조사한 결과, Ti/N이 1.2내지2.5 이고 Mn/S의 비가 220-400일 때 0.01-0.1㎛ 크기의 TiN+MnS 복합석출물이 1.0x10⁷개/㎟ 이상으로 석출되고 이 조건일 경우 석출물의 간격이 0.5㎛이하로 얻어진다.

이상 설명한 본 발명의 기본 조성을 갖는 강재는 기계적 성질을 보다 향상시키기 위하여 중량%로 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5% 등을 추가로 첨가할 수 있다. 이하에서는 이들 첨가 원소의 함유량을 제한 이유에 대하여 설명한다.

Ni은 0.1~3.0%인 것이 바람직하다.

Ni은 고용 강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키기 위해 첨가되는데, 이를 위해서 Ni이 0.1% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, Ni이 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성이 지나치게 증가되어 용접열 영향부의 인성이 저하될 수 있고 용접열 영향부 및 용접 금속에 고온 균열이 발생될 수 있기 때문이다.

Cu는 0.1~2.0%인 것이 바람직하다.

Cu는 고용 강화에 의해 모재의 강도 및 인성을 향상시키기 위해 첨가되는데, 이를 위해서 Cu가 0.1% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, Cu가 2.0%를 초과하는 경우에는 용접열 영향부에서 경화성이 증가되어 인성이 저하될 수 있고 용접열 영향부 및 용접 금속에 고온 균열이 발생될 수 있기 때문이다.

여기서, Cu와 Ni를 복합 첨가하는 경우에는, (Cu+Ni)가 3.5% 이하인 것이 바람직하다. 이는 (Cu+Ni)가 3.5%를 초과하는 경우에는 소입성이 지나치게 커져서 용접열 영향부의 인성 및 용접성에 악영향을 초래할 수 있기 때문이다.

Cr은 0.05~1.0%인 것이 바람직하다.

Cr은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는데, 중량%로 0.05% 미만으로 첨가되면 원하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%을 초과하면 소입성이 증가되어 모재 및 용접열 영향부 인성을 저하시킬 수 있다.

Mo는 0.05~1.0%인 것이 바람직하다.

Mo은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는데, 0.05% 미만으로 첨가되면 원하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%을 초과하면 소입성이 증가되어 모재 및 용접열 영향부 인성을 저하시킬 수 있다.

W의 중량%는 0.05-0.5% 인 것이 바람직하다.

W은 고온 강도를 향상시키고 석출 강화에 효과적인 원소이다. W가 0.05% 미만인 경우에는 강도 상승 효과가 미약하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 용접열 영향부 인성에 악영향을 미칠 수 있다.

Zr은 0.05-0.5%인 것이 바람직하다.

Zr은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는데, 0.05% 미만으로 첨가되면 원하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%을 초과하면 용접열 영향부 인성을 저하시킬 수 있다.

또한, 본 발명에서는 용접 시 구오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위해 Ca(칼슘), REM(rare earth metal, 희토류 금속) 등을 더 첨가할 수 있다. REM으로는 Ce, La, Y 및 Hf 등이 있다.

Ca 및 REM은 고온 안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 용접 시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하며 냉각 시 페라이트 변태를 촉진시킬 수 있따. 이에 따 라, 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 역할을 한다. Ca은 제강시 조대한 MnS 석출물이 형성되는 것을 방지하는 효과도 있다.

상기 효과를 위해 Ca는 0.0005% 이상, REM는 0.005% 이상인 것이 바람직하다. 그러나, Ca가 0.0005%를 초과하는 경우 및 REM이 0.005%를 초과하는 경우에는 대형 개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강재의 청정도를 저해할 수 있다.

이상 같은 조성을 가지는 본 발명의 용접용 강재의 미세 조직은 상분율로 90% 이상이 베이나이트로 이루어진다. 일반적으로 페라이트와 베이나이트 조직이 혼합된 미세 조직을 가지는 경우 모재의 인성은 높지만 강도가 낮고, 마르텐사이트와 베이나이트가 혼합된 미세 조직을 가지는 경우 강도는 높지만 연성 및 인성 등이 낮다. 따라서, 본 발명의 용접용 강재는 베이트나이트의 상분율이 높아 인성과 강도 등이 모두 높은 수준을 가진다.

그리고 본 발명의 용접용 강재는 석출물의 조직과 그 분포에 따라 용접특성 및 기계적 성질이 영항을 주므로 이하에서는 이점에 대하여 설명한다.

용접열영향부의 구오스테나이트 결정립은 모재의 오스테나이트 결정립 크기가 일정할 경우 모재에 분포하는 석출물의 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 TiN석출물과 TiN-MnS복합석출물을 균일 하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN, TiN-MnS복합석출물의 간격을 0.5㎛이하로 복합석출물의 분포를 균일하게 해야 한다.

또한, TiN, TiN-MnS복합석출물의 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 대입열 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인 80㎛이하로 제어하기가 어렵다.

이하, 본 발명의 용접용 강재의 제조 방법에 대하여 상세하게 설명하면 다음과 같다.

먼저, 용강을 전로에서 1차 정련한 다음 래들로 출강하여 노외 정련으로 2차 정련한다. 일반적으로 1차 정령과 2차 정령 사이에 탈산 공정을 수행하며, 용접용 강재와 같이 두꺼운 두께를 가지는 경우에는 노외 정련 다음에 탈가스 공정(RH공정)을 수행한다.

본 발명에서는 이러한 탈산공정에서 용존 산소량를 적정수준이하로 조절한 다음 Ti를 첨가함으로써, Ti를 산화물로 형성하지 않고 용강중에 대부분 고용되도록 한다. 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 탈산제 일수록 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 있다. 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 Ti의 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 밀도 가 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 이점으로 활용할 수 있으나, 본 발명에 있어서 개재물의 밀도차이에 의한 영향은, 본 발명의 효과에 별다른 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, 주조과정에서 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. 정련공정에서 진공탈가스처리('RH')가 행해지는 경우에는, Ti의 첨가를 진공탈가스 처리 전 또는 그 후의 어디에서도 가능하다.

이어서, 정련 처리한 용강을 연속 주조하여 슬라브로 만든다.

고질소강에서 표면 크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 연속 주조 속도는 저속인 것이 바람직하다. 그리고, 2차 냉각대에서 냉각 조건은 TiN 석출물의 미세화와 균일한 분포에도 영향을 미치는 중요한 인자인데, 2차 냉각대에서 약냉 조건을 부여하는 것이 생산성 향상 측면에서 바람직하다.

본 발명의 연속 주조 속도는 약 1.5m/min 보다 저속인 것이 바람직하고 보다 바람직하게는 0.9~1.3m/min이하로 연속주조하는 것이다. 연속 주조 속도가 0.9m/min미만인 경우에는 생산성이 떨어지며, 연속 주조 속도가 1.3m/min를 초과하는 경우에는 주편의 표면에 크랙이 발생할 가능성이 높다.

그리고, 2차 냉각대의 약냉 조건을 위해서 비수량은 0.3~0.35ℓ/kg인 것이 바람직하다. 비수량이 0.3ℓ/kg 미만인 경우 TiN석출물이 조대화되어 적정 크기의 TiN석출물, TiN-MnS복합 석출물을 적절한 개수로 형성하기가 어렵다. 비수량이 0.35ℓ/kg를 초과하는 경우 TiN 석출물의 개수와 크기를 제어하기 어렵다는 문제가 있다.

이어서, 본 발명에서 상기 슬라브를 열간 압연한 다음 냉각한다.

앞서 제조된 슬라브를 1100~1250℃에서 60~300분간 가열한다. 온도가 1100℃ 미만인 경우에는 용질 원자들이 확산되는 속도가 느려 TiN 석출물과 TiN-MnS복합 석출물의 개수가 적은 문제가 있다. 온도가 1250℃를 초과할 경우에는 TiN 석출물과 TiN-MnS복합 석출물이 조대화되거나 일부 분해되어 개수가 감소하는 문제가 있다. 한편, 가열시간이 60분 미만인 경우에는 용질 원자들의 확산효과가 미흡하여 편석 저감 효과가 적으며, 또한 용질 원자가 확산하여 석출물을 형성할 시간이 부족할 수 있다. 또한 가열시간이 300분을 초과하는 경우 오스테나이트가 조대화되며, 공정 시간이 길어져 생산성이 저하될 수 있다.

슬라브를 이와 같이 가열한 다음, 오스테나이트 미재결정 온도영역에서 40% 이상의 압연비로 열간압연한다. 오스테나이트 재결정역 온도는 강조성과 그 이전의 압하량 등에 영향을 받는데, 본 발명에서는 대략 800~1000℃이다.

이와 같이 열간 압연한 다음, 최종 압연종료 온도에서 상온까지 공냉하거나 미세한 베이나이트 확보를 위해서 상온까지 10℃/sec 이하의 속도로 가속 냉각한다. 냉각 속도가 10℃/sec 이상인 경우에는 미세한 베이나이트 대신에 마르텐사이트 조직으로 변태되어 모재의 물성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

이상 본 발명에 따른 강재의 제조 방법에 대하여 설명하였으나, 강의 주조는 연속주조이외에도 금형주조에 의해 슬라브를 제조할 수 있다. 그러나 냉각속도가 빠르면 석출물을 미세분산시키기 유리하므로 냉각속도가 빠른 연속주조가 바람직하다.

이와 같은 이유로 슬라브는 두께가 얇은편이 유리하다. 그리고, 이 슬라브를 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.

상기 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 고강도 베이나이트 강재는, 90%이상의 베이나이트 단상 조직이다. 또한, TiN과 TiN-MnS복합석출물이 0.01-0.1㎛의 크 기로 1mm²당 1.0x10⁷개 이상이며, 그 간격은 0.5㎛이하로 미세하게 분포되어 있다.

이러한 강재에 대입열 용접을 적용하면 평균 구오스테나이트 결정립크기가 80㎛이하가 된다. 구오스테나이트 결정립크기가 80㎛ 초과의 경우에는 소입성증가에 따라 마텐사이트 또는 조대한 베이나이트의 생성이 용이하여 용접열영향부 인성에 유해하다. 따라서, 본 발명의 효과를 보이기 위한 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 임계크기는 80㎛이하로 제어되야 한다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 그러나 이러한 실시예는 본 발명을 예시하기 위한 것일 뿐 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

실시예

표 1의 조성을 가지는 발명강들 및 종래강들을 연속 주조법에 의해 슬라브로 제조하였다. 표 1의 발명강들을 제조하기 위한 공정 조건 등을 표 2에 나타내었다. 쉽게 비교할 수 있도록 표 2의 발명재들, 비교재들 및 표 1의 종래강들의 Ti/N, N/B, Al/N, Nb/N, (Ti+2Al+4B+Nb)/N을 표 3에 나타내었다.

연속 주조법에서 강종별 슬라브의 응고속도, 슬라브 가열온도, 가열시간, 압연 개시 온도, 압연 종료온도, 압하량, 압연 공정에서 두께 25~80mm로 제조된 압연재의 냉각 속도를 표4에 나타내었다. 이때, 전 강종의 압연시 누적 압하비는 70%이상으로 하였다.

	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	0.12	0.13	1.54	0.006	0.005	0.04	0.014	7	115	0.005	-	-	-	-	0.01	0.01	-	-	20
발명강2	0.07	0.12	1.50	0.006	0.005	0.07	0.05	10	275	0.002	-	0.2	-	-	0.01	0.02	-	-	24
발명강3	0.14	0.10	1.48	0.006	0.005	0.06	0.015	3	112	0.003	0.1	-	-	-	0.02	0.01	-	-	18
발명강4	0.10	0.12	1.48	0.006	0.005	0.02	0.02	5	80	0.001	-	-	-	-	0.05	0.01	-	-	11
발명강5	0.08	0.15	1.52	0.006	0.004	0.09	0.05	15	300	0.002	0.1	-	0.1	-	0.05	0.04	-	-	12
발명강6	0.10	0.14	1.50	0.007	0.005	0.025	0.02	10	100	0.004	-	-	-	0.1	0.09	0.03	-	-	12
발명강7	0.13	0.14	1.48	0.007	0.005	0.04	0.015	8	115	0.15	0.1	-	-	-	0.02	0.01	-	-	10
발명강8	0.11	0.15	1.52	0.007	0.005	0.06	0.018	10	120	0.001	-	-	-	-	0.01	0.015	-	-	14
발명강9	0.13	0.21	1.50	0.007	0.005	0.025	0.02	4	90	0.002	-	-	0.1	-	0.02	0.01	0.001	-	13
발명강10	0.07	0.16	1.45	0.008	0.006	0.045	0.025	6	100	0.05	-	0.3	-	-	0.02	0.01	-	0.01	12
발명강11	0.09	0.12	1.48	0.006	0.003	0.048	0.019	10	130	0.01	-	0.2	-	-	0.01	0.01	-	-	12
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	-	0.028	-	-	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	-	-	-

사용강종	구분	1차탈산 순서	Al 탈산후 용존산소량 (ppm)	탈산종료후 Ti첨가량 (%)	용강 유지시간 (min)	응고후 산소량 (ppm)	주조조건
사용강종	구분	1차탈산 순서	Al 탈산후 용존산소량 (ppm)	탈산종료후 Ti첨가량 (%)	용강 유지시간 (min)	응고후 산소량 (ppm)	주조속도 (m/min)	비수량 (ℓ/kg)
발명강1	발명재1	Mn→Si	21	0.014	15	20	1.1	0.35
	발명재2	Mn→Si	22	0.014	15	22	1.1	0.35
	발명재3	Mn→Si	25	0.014	15	24	1.1	0.35
	비교재1	Mn→Si	55	0.014	15	48	1.1	0.35
	비교재2	Mn→Si	164	0.014	15	132	1.1	0.35
발명강2	발명재4	Mn→Si	19	0.05	15	24	1.0	0.32
발명강3	발명재5	Mn→Si	18	0.015	13	18	1.0	0.32
발명강4	발명재6	Mn→Si	14	0.02	14	11	1.0	0.35
발명강5	발명재7	Mn→Si	16	0.05	18	12	1.0	0.32
발명강6	발명재8	Mn→Si	18	0.02	15	12	1.0	0.35
발명강7	발명재9	Mn→Si	14	0.015	14	10	1.0	0.38
발명강8	발명재10	Mn→Si	18	0.018	16	14	1.1	0.34
발명강9	발명재11	Mn→Si	15	0.02	15	13	1.1	0.35
발명강10	발명재12	Mn→Si	18	0.025	15	12	1.05	0.35
발명강11	발명재13	Mn→Si	17	0.020	15	12	1.1	0.32
종래강들은 공정 조건이 구체적으로 기재되어 있지 않음

	본 발명의 효과를 보이기 위한 합금원소 구성비
	Ti/N	N/B	Al/N	Nb/N	(Ti+2Al+4B+Nb)/N
발명재1	1.2	16.4	3.5	0.9	9.3
발명재2	1.2	16.4	3.5	0.9	9.3
발명재3	1.2	16.4	3.5	0.9	9.3
비교재1	1.2	16.4	3.5	0.9	9.3
비교재2	1.2	16.4	3.5	0.9	9.3
발명재4	1.8	27.5	2.5	0.4	7.4
발명재5	1.3	37.3	5.4	1.8	14.0
발명재6	2.5	16.0	2.5	6.3	14.0
발명재7	1.7	20.0	3.0	1.7	9.5
발명재8	2.0	10.0	2.5	9.0	16.4
발명재9	1.3	14.4	3.5	1.7	10.3
발명재10	1.5	12.0	5.0	0.8	12.7
발명재11	2.2	22.5	2.8	2.2	10.2
발명재12	2.5	16.7	4.5	2.0	13.7
발명재13	1.5	13.0	3.7	0.8	9.9
종래강1	4.1	13.8	0.6	-	5.7
종래강2	2.5	96.0	0.8	-	4.0
종래강3	0.8	105.8	0.3	3.9	5.5
종래강4	4.1	4.0	0.8	-	15.5
종래강5	6.5	4.0	1.1	7.5	35.6
종래강6	3.2	2.5	0.4	0.4	21.9
종래강7	1.0	9.9	2.5	4.6	11.0
종래강8	1.2	14.3	0.4	2.3	4.5
종래강9	0.8	9.1	2.1	2.7	9.6
종래강10	0.6	9.5	3.2	1.5	10.4
종래강11	5.5	12.7	3.4	-	20.3

사용강종	구분	가열온도 (℃)	가열시간 (min)	압연개시온도 (℃)	압연종료 온도 (℃)	재결정역에서의 압하량/누적압하량 (%)	냉각 속도 (℃/sec)	냉각종료온도 (℃)
발명재1	발명예1	1150	270	1030	780	65/80	7	상온
	발명예2	1200	230	1040	780	65/80	7	상온
	발명예3	1240	190	1040	780	65/80	7	상온
	비교예1	900	190	820	780	65/80	0.01	상온
	비교예2	1350	190	1200	780	65/80	35	상온
발명재2	발명예4	1200	230	1020	790	65/80	6	상온
발명재3	발명예5	1200	230	1040	780	65/80	6	상온
발명재4	발명예6	1180	250	1020	790	60/80	7	상온
발명재5	발명예7	1190	240	1010	790	60/80	8	상온
발명재6	발명예8	1220	210	1010	780	60/75	8	상온
발명재7	발명예9	1220	210	1020	780	60/75	8	상온
발명재8	발명예10	1210	220	1010	780	60/75	7	상온
발명재9	발명예11	1220	210	1000	790	55/70	9	상온
발명재10	발명예12	1210	220	1010	780	55/70	6	상온
발명재11	발명예13	1230	200	1000	780	55/70	7	상온
발명재12	발명예14	1220	210	1020	780	55/70	5	상온
발명재13	발명예15	1210	230	1020	780	65/75	7	상온
종래강11		1200	-	Ar3이상	960	80	방냉
종래강들은 공정 조건이 구체적으로 제시되어 있지 않음

상기와 같은 발명재들, 비교재들 및 종래강들로부터 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들을 판두께 중앙부에서 채취하였는데, 인장 시험편들을 압연 방향에서 채취하였으며, 샤피(charpy) 충격 시험편들을 압연 방향과 수직한 방향에서 채취하였다.

인장 시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편에 준하여 제조하였으며, 인장 시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/mim에서 수행되었다.

충격 시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며, 이때 노치 방향은 모재의 경우 압연 방향의 측면(L-T)에서 가공하였으며 용접재의 경우 용접선 방향으로 가공하였다. 용접열 영향부의 최고 가열 온도에 따른 오스테나이트의 결정립 크기를 조사하기 위하여 재현 용접 모사 시험 장치(simulator)를 사용하여 최고가열온도(1200∼1400℃)까지 140℃/sec조건으로 가열시킨 후 1초간 유지한 다음, He(헬륨) 가스를 이용하여 급냉시켰다. 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고 가열 온도 조건에서 용접열 영향부에서 형성되는 오스테나이트의 결정 입도를 KS구격 (KS D 0205)에 의해 측정하였다.

냉각 후 미세 조직를 분석하였고, 용접열 영향부의 인성에 중요한 영향을 미치는 석출물과 산화물의 크기와 개수, 간격을 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이 때, 피검면은 100mm²을 기준으로 하여 평가하였다.

용접열 영향부의 충격인성 평가는 실제 용접 입열량에 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 다음, 시험편 표면을 연마하고 충격 시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤피 충격시험을 통하여 평가하였다.

열간 압연 후 모재의 석출물 특성, 미세 조직, 기계적 성질을 표 5에 나타내었고, 용접 후 용접열 영향부의 오스테나이트 결정립 평균 크기, 미세 조직, 충격 인성 및 천이 온도 값을 표 6에 나타내었다.

구분	TiN+(TiN-MnS) 석출물 특성			모재조직	모재 기계적 성질
구분	개수 (개/mm²)	평균 크기 (㎛)	간격 (㎛)	베이나이트 상분율(%)	두께 (mm)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	-40℃ 충격인성 (J)
발명예1	2.3X10⁸	0.016	0.26	95	25	466	602	26	395
발명예2	3.1X10⁸	0.017	0.26	94	25	475	614	26	396
발명예3	2.5X10⁸	0.012	0.24	98	25	460	599	26	389
비교예1	4.3X10⁵	0.154	1.4	25	25	354	495	34	128
비교예2	5.4X10⁵	0.155	1.5	18	25	745	881	11	83
발명예4	3.2X10⁸	0.025	0.35	93	30	460	598	28	397
발명예5	2.6X10⁸	0.013	0.32	95	30	458	599	27	369
발명예6	3.3X10⁸	0.026	0.42	96	30	463	612	26	389
발명예7	4.6X10⁸	0.024	0.45	95	30	464	615	28	387
발명예8	4.3X10⁸	0.014	0.35	96	40	465	628	26	378
발명예9	5.6X10⁸	0.028	0.36	95	40	455	618	26	399
발명예10	5.2X10⁸	0.021	0.35	98	40	464	618	25	388
발명예11	3.7X10⁸	0.029	0.29	98	40	464	617	26	368
발명예12	3.2X10⁸	0.025	0.25	95	50	462	612	26	385
발명예13	3.2X10⁸	0.024	0.34	95	50	466	615	27	386
발명예14	3.2X10⁸	0.025	0.35	96	50	467	618	25	359
발명예15	3.2X10⁸	0.023	0.36	94	50	468	613	28	365
종래강1					35	406	436	-
종래강2					35	405	441	-
종래강3					25	629	681	-
종래강4	MgO-TiN의 석출물 3.03×10⁶개/mm²				40	472	609	32
종래강5	MgO-TiN의 석출물 4.07×10⁶개/mm²				40	494	622	32
종래강6	MgO-TiN의 석출물 2.80×10⁶개/mm²				50	812	912	28
종래강7						25	629	681	-
종래강8						50	504	601	-
종래강9						60	526	648	-
종래강10						60	760	829	-
종래강11	0.2㎛이하 11.1×10³				50	401	514	18.3

표 5를 참조하면, 발명예들의 석출물들(TiN 석출물과 TiN-MnS복합 석출물)의 개수는 2 X 10⁸개/mm²이상인 반면, 종래강들의 석출물 개수는 4.07 X 10 ⁶개/mm²이하인 것을 알 수 있다. 그리고, 발명강에는 미세한 석출물들이 균일하게 분포되어 있는 것을 알 수 있다.

또한, 발명예들의 모재 조직은 베이나이트이며, 베이나이트의 상분율 또한 90%이상임을 알 수 있다.

구분	용접열영향부 평균 오스테나이트 결정립 크기(㎛)			100kJ/cm입열량의 용접열영향부 미세조직		재현 용접열영향부 -40℃ 충격 인성(J) (최고가열온도:1400℃)
	1200 (℃)	1300 (℃)	1400 (℃)	IFP + 베이나이트 상분율 (%)	미세조직	Δt _800-500=60초		Δt _800-500=120초		Δt _800-500=180초
	1200 (℃)	1300 (℃)	1400 (℃)	IFP + 베이나이트 상분율 (%)	미세조직	충격 인성 (J)	천이 온도 (℃)	충격 인성 (J)	천이 온도 (℃)	충격 인성 (J)	천이 온도 (℃)
발명예1	23	33	55	95	IFP+베이나이트	383	-73	337	-68	302	-66
발명예2	22	34	55	98	IFP+베이나이트	389	-76	358	-69	301	-66
발명예3	23	32	56	96	IFP+베이나이트	387	-73	335	-68	298	-66
비교예1	54	89	200	24	마텐사이트	125	-43	44	-34	36	-25
비교예2	65	120	278	25	마텐사이트	109	-40	36	-32	22	-24
발명예4	25	35	62	97	IFP+베이나이트	364	-72	329	-68	295	-66
발명예5	26	40	56	95	IFP+베이나이트	374	-72	335	-68	290	-64
발명예6	25	30	52	96	IFP+베이나이트	394	-73	355	-69	308	-65
발명예7	24	31	54	98	IFP+베이나이트	386	-73	342	-67	298	-65
발명예8	27	30	52	95	IFP+베이나이트	383	-73	345	-68	297	-65
발명예9	24	32	50	96	IFP+베이나이트	387	-74	335	-68	288	-67
발명예10	22	30	50	98	IFP+베이나이트	388	-73	348	-67	299	-67
발명예11	26	31	61	97	IFP+베이나이트	367	-73	329	-68	298	-67
발명예12	27	30	62	96	IFP+베이나이트	387	-73	325	-68	287	-65
발명예13	23	32	65	98	IFP+베이나이트	355	-72	321	-69	298	-66
발명예14	25	31	60	97	IFP+베이나이트	386	-72	327	-68	288	-66
발명예15	23	33	52	96	IFP+베이나이트	360	-73	333	-69	312	-67
종래강1							-58
종래강2							-55
종래강3							-54
종래강4	230			93						132 (0℃)
종래강5	180			87						129 (0℃)
종래강6	250			47						60 (0℃)
종래강7							-60				-61
종래강8							-59				-48
종래강9							-54				-42
종래강10							-57				-45
종래강11								219 (0℃)

표 6을 참조하면, 최고 가열 온도 1400℃인 경우 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 발명예들의 경우 65㎛ 이하인 반면, 종래강들의 경우 약 200㎛ 이상인 것을 알 수 있다. 즉, 발명예에서는 용접시 용접열 영향부의 구오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수함을 알 수 있다.

그리고, 발명예들에서 100kJ/cm의 용접 입열량에서 용접열 영향부의 미세 조직은 인성에 유리한 입내 침상페라이트(IFP) 및 베이나이트가 상분율로 90% 이상임을 알 수 있다.

또한, 대입열 용접에서 발명예들은 용접열 영향부에서의 충격 인성이 우수한 것을 알 수 있다.

본 발명에 의한 용접용 강재는, 미세한 TiN 석출물과 TiN-MnS 복합 석출물 이 충분한 개수로 균일하게 분포되며 이들의 고온 안정성도 우수하여, 대입열 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립을 성장을 억제하고 구오스테나이트 결정립내에서 입내 침상 페라이트(IFP)와 베이나이트 변태를 촉진시켜 우수한 대입열 용접열영향부 인성을 동시에 확보할 수 있는 고강도 용접 구조용강을 제공할 수 있는 기 술적 효과가 있다.

또한, 용접용 강재의 미세 조직은, 상분율로 90% 이상이 베이나이트로 이루어져 인성과 강도 등이 모두 매우 우수하다.

한편, 본 발명의 용접용 강재의 제조 방법은, 적절한 공정 조건을 제시하여 상기와 같은 조성 및 미세 조직의 용접용 강재를 제조할 수 있다.

Claims

중량%로 C:0.001-0.03%, Si:0.01-0.5%, Mn:1.0-3.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005~0.2%, B:0.0005-0.01%, N:0.008-0.030%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 3≤Nb/N≤10, 2.5≤Al/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤21, 220≤Mn/S≤400인 조건을 만족 하는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

상분율로, 상기 용접용 강재의 미세 조직의 적어도 90% 이상이 베이나이트로 이루어지는, 상기 용접용 강재의 미세 조직이 실질적으로 베이나이트 단상인 용접용 강재.
제1항에 있어서,

중량%로, Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘 이상을 더 포함하는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

중량%로, Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함하는 용접용 강재.
제1항에 있어서,

상기 용접용 강재에 평균 크기가 0.01~0.1㎛인 TiN 석출물과 TiN-MnS 복합 석출물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포되는 용접용 강재.
중량%로 C:0.001-0.03%, Si:0.01-0.5%, Mn:1.0-3.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, Nb: 0.005~0.2%, B:0.0005-0.01%, N:0.008-0.030%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 3≤Nb/N≤10, 2.5≤Al/N≤7, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤21, 220≤Mn/S≤400인 조건을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;

상기 슬라브를 1100~1250℃의 온도에서 60 내지 300분간 가열한 후 오스테나이트 미재결정역에서 40% 이상의 압연비로 열간 압연하는 단계; 및

상기 열간 압연의 압연 종료 온도에서부터 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 냉각하는 단계

를 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제6항에 있어서,

상기 슬라브는, 중량%로 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~2.0%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.05~0.5% 및 Zr:0.05~0.5%로 이루어지는 군에서 선택된 어느 하 나 또는 둘 이상을 더 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제6항에 있어서,

상기 슬라브는, 중량%로 Ca:0.0005~0.005% 및 REM:0.005~0.05%로 이루어진 군에서 선택된 어느 하나 또는 둘을 더 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제6항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,

상기 슬라브를 준비하는 단계는,

용강을 전로에서 1차 정련하는 단계;

상기 용강에 Ti보다 탈산력이 큰 원소를 첨가하여 용강의 용존 산소량이 30 ppm 이하가 되도록 탈산하는 단계;

상기 용강에 중량%로 Ti:0.005~0.2%를 첨가하는 단계;

탈산된 용강을 노외 정련으로 2차 정련하는 단계;

상기 용강에 탈가스 처리를 수행하는 단계; 및

상기 용강을 연속 주조하는 단계

를 포함하는 용접용 강재의 제조 방법.
제9항에 있어서,

상기 연속 주조의 주조 속도가 0.9~1.2m/분이며 2차 냉각대에서 0.3~0.35l/kg의 비수량으로 약냉하는 용접용 강재의 제조 방법.
제1항에 기재된 용접용 강재에 대입열 용접을 수행하여 제조되며,

상분율로, 90% 이상의 미세 조직이 입내 침상 페라이트와 베이나이트인 용접 구조물.
제11항에 있어서,

상기 대입열 용접 시 용접열 영향부에 형성되는 구오스테나이트의 결정립 평균 크기가 80㎛ 이하인 용접 구조물.