KR100957962B1 - 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 용접 열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 비록 강재의 저온인성과 인장강도는 높다 하더라도 용접을 위하여 강재를 가열한 후에는 용접시 열을 받는 열영향부의 저온인성과 인장강도는 현저히 감소하는 문제가 해결된 고강도 구조용 강재 및 이러한 강재의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 강재는 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하고, 평균결정립 크기가 5㎛ 이하인 페라이트와 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

용접부 인성, 용접부 강도, 구조용 강재, 인성

Description

용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법{STEEL FOR A STRUCTURE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNETSS AND TENSILE STRENGTH OF HEAT AFFECTED ZONE AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

본 발명은 용접 열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 비록 강재의 저온인성과 인장강도는 높다 하더라도 용접을 위하여 강재를 가열한 후에는 용접시 열을 받는 열영향부의 저온인성과 인장강도는 현저히 감소하는 문제가 해결된 고강도 구조용 강재 및 이러한 강재의 제조방법에 관한 것이다.

빌딩, 교량, 압력용기, 파이프 등과 같은 구조물은 상기 구조물에 적용되는 큰 하중으로 인하여 높은 강도를 가질 것이 요구되는 것이 많다. 또한, 구조물 제조시 투입되는 원가감소에 대한 지속적인 요구 등으로 인하여 강재의 총중량은 계속적으로 감소되고 있기 때문에, 상기 강재의 강도증가에 대한 요구는 거스를 수 없는 대세가 되었다.

일반적으로 강재의 강도를 높이기 위해서 합금성분의 첨가 또는 저온에서 변태되는 강한 미세조직을 이용하는 방법이 사용된다. 그러나, 강재의 강도가 증가할수록 강재의 저온인성 또는 취성균열전파정지 특성과 같은 성질은 저하되는 것이 일반적이기 때문에, 고강도 구조용 강재는 저온인성과 취성균열전파정지특성이 취약한 것이 대부분이다. 저온인성은 극저온에서 강재가 얼마나 취성파괴를 일으키지 않는가의 척도로서 통상적으로 연성취성천이온도를 그 척도로 삼는 경우가 많은데, 저온인성이 취약할 경우에는 강재가 극한지 등에서 사용될 경우에는 강재에 쉽게 취성파괴가 일어나기 때문에 사용할 수 있는 환경이 제약될 수 밖에 없으며, 취성균열전파정지특성은 전파되는 취성균열을 얼마나 효과적으로 정지시킬 수 있는지에 대한 척도로서 취성균열전파정지특성이 우수하여야 강재의 취성파괴를 억제할 수 있다. 저온인성이 부족한 강재는 구조물의 안전성을 크게 저하하기 때문에 강재의 저온인성 확보는 필수적인 과제이다.

이러한, 요구를 동시에 충족시키기 위해 종래부터 많은 연구가 이루어져 왔는데, 최근의 경향 중 하나는 강을 세립화하는 것이다. 강을 세립화할 경우 변형 저항이 확보되어 강재의 강도가 향상됨과 동시에 균열이 발생될 경우 많은 결정립계가 상기 균열이 전파하는데 장애로 작용하여 취성파괴가 일어나지 않도록 할 수 있기 때문이다.

그 예로서, 일본특공소 58-005967호를 들수 있다. 상기 문헌에는 강재의 성 분과 압연조건을 적절히 조절함으로써 인성을 향상시키고자 하는 방법이 기재되어 있는데, 특히 압연을 2상역에서 실시함으로써 미세한 가공 페라이트를 확보함으로 써 인성을 향상시키는 것이 특징이다. 즉, 2상역에서 압연할 경우에는 생성된 페라이트가 계속 가공되기 때문에 미세화될 수 있고, 이와 더불어 오스테나이트도 함께 가공되므로 상기 가공된 오스테나이트로부터 변태된 페라이트 역시 미세한 입도를 가지는 것이다.

그러나, 상술한 2상역 압연은 결정립 미세화에 한계가 있고, 세립 조직을 형성한다 하더라도 강재를 고온으로 가열하면 재결정이 일어난 이후 냉각에 의해 조대한 결정립이 생성되게 되므로, 강재를 용접할 경우에는 재가열과 냉각이라는 열이력을 받게 되므로 내부의 결정립이 조대하게 변화되어 버릴 가능성이 크다. 이러한 경우에는 용접시 열을 받지 않았던 모재는 인성과 강도가 우수하지만 용접부는 인성과 강도, 그 중에서도 특히 구조용 강재에서 중요하게 요구되는 강도가 현저히 저하되어 버릴 우려가 있다. 또한, 2상역에서 압연을 하기 때문에 압연저항이 증가되는 문제도 있을 수 있다.

본 발명은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로서, 본 발명의 일측면에 따르면 강재(모재)의 강도와 인성은 물론 용접시 발생하는 용접 열영향부의 인성과 강도도 확보가능한 구조용 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 강재는 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하고, 평균결정립 크기가 5㎛ 이하인 페라이트와 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 미세 폴리고날 페라이트의 면적분율은 70~95%이며 상기 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 면적분율은 5~30%인 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재는 Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 유리하다.

본 발명의 또다른 일측면인 상기 강재를 제조하는 방법은 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하는 조성의 강 슬라브를 900~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 50% 이상의 압하율로 조압연하는 단계; Ar3~Ae3에서 압연을 종료하되 상기 Ar3~Ae3에서의 압하율이 60% 이상이 되도록 하는 마무리 압연을 실시하는 단계; 및 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 450℃ 이상의 온도에서 냉각을 정지하는 단계;로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 강 슬라브는 Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따르면 용접후의 용접 열영향부의 저온인성과 강도가 우수한 용접구조용 강재를 효과적으로 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상기 본 발명의 과제를 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 강재 모재의 저온인성과 강도를 충분히 확보한 상태에서 강재가 고온으로 가열되었다가 냉각되는 과정에서 충분한 강도를 얻을 수 있도록 강재의 소입성을 향상시키는 성분을 첨가하고, 또한 저온인성 확보에 유리한 원소를 첨가하는 것이 효과적이라는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.

즉, 본 발명의 강재는 다음과 같은 강재 설계사상으로 설계되고 구현된 것이다.

(1) 강재의 저온인성과 강도는 조직의 종류와 형상을 적절히 제어하고 충분한 강도를 가지도록 성분계를 제어함으로써 확보 가능하다.

(2) 용접열영향부의 저온인성과 강도는 용접후 냉각시키더라도 결정립의 성장을 억제하는 소위 피닝(pinning)효과를 가지는 성분을 첨가하고, 냉각시 강재를 강화할 수 있는 성분을 제어함으로써 가능하다.

따라서, 본 발명에서는 강재의 조직을 미세한 페라이트와 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트(degenerated pearlite)로 이루어지는 조직으로 제어하여 충분한 강도와 인성을 가지도록 한다. 우선, 본 발명의 목적 달성에 적합한 상기 조 직에 대하여 설명한다.

먼저 페라이트와 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트(이하 간단히, '펄라이트계'라고도 칭함) 조직을 미세화할 필요가 있다. 이는 강재의 인장강도와 관련있는데, 본 발명에서와 같이 중저탄의 소재를 이용하여 570MPa 이상의 인장강도를 가진 강재를 제조하기 위해서는 합금원소를 적절히 제어하는 동시에 조직을 페라이트와 펄라이트계 조직으로 하면서 상기 페라이트와 펄라이트의 결정립을 미세하게 하는 것이 중요한 것이다.

이를 위해서는 페라이트 결정을 평균크기로 5㎛ 이하로 초세립화하는 것이 필요하다. 만일 페라이트 결정립이 5㎛을 초과하면 이러한 합금조성과 조직 구성에서는 570MPa 이상의 인장강도를 얻는 것이 어려워진다. 따라서 페라이트의 결정립 평균크기는 5㎛ 이하로 제한한다. 또한, 미세한 페라이트는 취성균열전파를 저지하는 특성을 가질 수 있다. 특히, 상기 미세한 페라이트는 폴리고날 페라이트로서 가공경화되지 않은 것이 보다 바람직하다.

또한 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 평균결정립 크기는 10㎛ 이하인 것이 바람직하다. 미세한 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트는 강재의 강도를 향상시킬 뿐만 아니라 그 결정립이 최소화 됨으로써 인성 확보에 효과적이다.

이때, 최종 미세조직에서 상기 미세한 폴리고날 페라이트의 면적분율은 70~95%로 제한하는 것이 바람직한데, 만일 페라이트분율이 70% 미만으로 조성되면 인장강도 향상에는 유리할 수 있으나 페라이트 분율이 낮아져 상대적으로 제2상이 과다해질 경우, 연성 또는 성형성이 나빠지게 되어 사용상 문제가 발생하며, 95%를 초과하면 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트가 적어져 인장강도가 저하된다. 따라서 페라이트의 면적분율은 70~95%로 제한하는 것이 필요하다.

또한, 최종 미세조직에서 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 면적분율을 5 ~ 30%로 한정하였는데 만일 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 분율이 30%를 초과하면 연성 또는 성형성이 과도하게 나빠져서 사용상 문제가 발생하며, 5% 미만일 경우에는 인장강도가 저하되며 또한 항복비도 높아지게 된다. 따라서 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 분율을 5~30%로 제한하는 것이 필요하다.

그리고, 본 발명에서 미세한 폴리고날 페라이트와 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 조직이라 함은 실질적으로 이들 조직으로 내부조직이 이루어졌으며, 이들 전체의 면적분율이 98% 이상을 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 이들 외의 조직으로는 불가피하게 포함되는 저온조직(베이나이트, 마르텐사이트, 도상 마르텐사이트 등)을 들 수 있다.

또한, 상기와 같은 유리한 효과를 가지는 강재의 성분계에 대하여 설명한다. 강재는 하기하는 성분과 나머지 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분계를 가진다.

C : 0.03~0.18%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)

본 발명에서 모재 및 용접 열영향부의 펄라이트 또는 디제너레이티드 분율을 결정하며, 그 크기와 분율에 따라 인장강도와 저온인성이 결정되는 가장 중요한 원소이다. 0.18% 를 초과하게 되면 과도한 펄라이트의 생성에 의해 인장강도는 크게 증가하나 저온인성을 현저히 저하시킨다. 또한, 0.03%이하가 되면 펄라이트의 분율이 급격히 감소하여 인장강도의 심각한 하락을 초래하여, 0.03~0.18 로 한정한다. 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 위해 C의 범위를 0.04~0.12%로 하는 것이 바람직하다

Si : 0.01~0.8%

Si은 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 0.8% 이상이 되면 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, 0.01% 이하가 되면 탈산 효과가 불충분하게 되어 0.01~0.8%로 한정한다. 또한, Si 은 용접 열영향부에서 생성되는 MA(도상 마르텐사이트) 의 안정성을 높여 많은 MA 를 형성시킴으로서 용접열영향부의 저온인성을 떨어뜨린다. 따라서, Si 의 범위를 0.01~0.8% 로 하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~2.5%

Mn 은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소로서 0.3% 이상 포함되는 것이 바람직하나, 2.5%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시킨다. 따라서 Mn은 0.3~2.5% 범위로 포함되는 것이 바람직하다. 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 강도와 용접성을 위해 Mn의 범위를 0.06~1.8%로 하는 것이 보다 바람직하다.

P : 0.02% 이하

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 하는 것이 바람직하다.

S : 0.01% 이하

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하므로 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.

Al : 0.005~0.5%

Al 은 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.5% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐막힘을 야기하므로 0.005~0.5%로 한정한다. 또한, 고용된 Al 은 MA의 형성을 조장하므로, 적은 양의 Al 으로도 MA 의 안 정성을 높여 많은 MA 를 형성시킴으로서 용접열영향부의 저온인성을 떨어뜨린다. 상기 Al의 범위는 0.01~0.05%로 하는 것이 보다 바람직하다.

Nb : 0.005~0.1%

Nb 는 TMCP 강의 제조에 있어서 중요한 원소로서 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 이외에도 본 발명에서는 용접 열영향부 중에 연화영역에서 용접부 페라이트로 재변태시 페라이트를 미세하게 만들어 강도하락을 방지하는 중요한 역할을 한다. 따라서 Nb를 0.01% 이상 첨가하는 것이 보다 유리하다. 반면 Nb를 과다하게 첨가하면 용접 열영향부에 저온인성에 불리한 조대한 MA 형성을 촉진시키므로 상기 Nb는 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

V : 0.02~0.2%

V 은 다른 합금원소에 비해 고용되는 온도가 낮을 뿐만 아니라, 용접 열영향부에서 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있으므로 용접시 강의 물성확보에 효과적이다. 따라서, 상기 V는 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, V를 과다하게 첨가할 경우에는 인성이 저하되므로 0.02~0.2% 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.

Ti : 0.005~0.1%

Ti는 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬수 있으므로 그 효과가 발현되기 위해서는 0.005% 이상이 첨가되어야 하며, 0.1% 이상의 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있다. 또한, 용접 열영향부가 최고 1300도 이상 가열되었을 때 오스테나이트 결정립이 성장하는 것을 억제하여 최종적으로 페라이트를 미세화 시키는 중요한 역할을 한다. 따라서, 보다 바람직한 Ti 함량은 0.005~0.03%로 한정한다.

N : 15~200ppm

N은 Ti와 함께 첨가시 TiN 석출물을 형성하여 고온에서 오스테나이트의 결정립 성장을 억제시키나, 필요이상의 첨가는 과잉 질소가 기지조직에 고용되어 인장강도를 증가시키는 반면 인성을 크게 감소시킨다. 따라서, 상기 범위로 제어할 필요가 있으며, 용접용 강구조물로 사용되는 판재의 경우에는 용접성을 위해 N의 범위를 10~120ppm으로 하는 것이 보다 바람직하다.

2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5

상술하였듯이 고온에서의 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키기 위해서는 상기 질소가 Ti나 Nb 등의 원소와 결합하여 TiNb(C,N)계의 탄질화물을 형성하는 것이 바람직하다. 그 비율에 따라 직육면체에서 구형의 형태를 가지며 그 크기도 수 nm에서 수백 nm 로 변화하게 된다. (Ti+0.2Nb) / N 비율이 2.5 이하가 되면 석출되 지 않는 잉여 N가 존재하게 되고 이 잉여 N은 모재 및 용접부의 저온인성을 크게 저해한다. 또한 그 값이 5.5 이상이 되면, 석출물의 크기가 수백 nm 이상으로 조대화되는 확률이 크게 높아져 부분적인 취성 파괴의 원인이 되어 저온인성이 역시 크게 떨어지게 된다. 본 발명자들에 따르면 상기 탄질화물의 형성에 적합한 조건으로는 상기 (Ti+0.2Nb)/N을 2.5~5.5의 범위로 유지하는 것이 바람직하다. 여기서 Ti, Nb, N 은 각각 해당원소의 함량(중량%)을 의미한다.

상술한 본 발명의 유리한 강조성을 가지는 강재는 상술한 함량범위의 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나, 강재의 강도와 인성, 용접열영향부의 인성 및 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 하기의 합금원소들을 적절한 범위내로 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 하기 합금원소들은 1종만 첨가될 수도 있으며, 2종 이상 같이 첨가될 수도 있다.

Cr : 0.05~1.0%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으므로 효과를 얻기위해서는 0.05% 이상의 첨가가 필요하며, 1.0% 이상의 첨가는 용접성을 크게 저하시키므로 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 또한, 비교적 낮은 냉각속도에서도 안정적인 충분한 강도를 얻기 위해서는 0.2~0.5%의 범위로 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Ni : 0.01~2.0%

Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬수 있는 거의 유일한 원소이며, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, Ni은 고가의 원소이므로 2.0% 이상의 첨가는 경제성이 저하된다. 또한, 용접성도 열화된다.

Cu : 0.01~1.0%

Cu는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이므로, 그 효과가 나타나기 위해서는 0.01% 이상이 첨가되어야 하며, 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명의 강재는 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하는 것을 조성상의 특징으로 하며, 필요에 따라서, Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수도 있다.

상술한 조성을 가진 강재는 내부에 미세한 조직이 형성되기 용이하여 강도와 인성을 겸비하기에 효과적이다.

이하, 상술한 본 발명의 유리한 조직과 성분을 가지는 상기 강재를 제조하기 위한 바람직한 방법 중 하나를 설명한다. 본 발명의 방법은 강재를 재가열하여 조압연한 후 강재가 오스테나이트 영역에서 오스테나이트-페라이트 2상역으로 진입하는 온도의 직상에서 마무리 압연을 가하고 이후 페라이트와 펄라이트계 조직이 생성되기에 적합한 냉각조건로 냉각하는 과정으로 이루어진다. 이하 각 과정에 대하여 상세히 설명한다.

재가열 온도 : 1000~1300℃

주편에 충분한 연성을 부여하기 위해서 주편을 재가열한다. 상기 재가열 단계에서의 온도는 1000∼1300℃가 바람직하다. 본 발명의 강판의 재가열에 있어서 가열온도는 1000℃ 이상으로 하는 것이 바람직한데, 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1050℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도는 1300℃ 이하인 것이 바람직하다.

조압연 단계의 압하율 : 50% 이상

마무리 압연 전에 주편 두께를 적정한 두께 범위로 미리 압연하는 조압연 단계에서의 총 압하율은 50% 이상이 바람직하다. 상기 압하율이 충분하지 못할 경우에는 마무리 압연시 오스테나이트 평균 결정립 크기(AGS; Austenite Grain Size)을 후속되는 공정에서 세립강을 제조하기에 적합한 50㎛ 이하로 제어하기가 곤란하기 때문에 바람직하지 않다. 즉, 만일 마무리 압연 직전 AGS가 50㎛를 초과하면 후속하는 열간가공 중 변형유기 동적변태로 발생하는 페라이트 조직의 형성 속도가 현저히 저하됨과 동시에 변형유기 동적변태 페라이트의 형성장소도 매우 불균일해져서 최종적으로 혼립 페라이트가 형성되고 이로 인하여 기계적 성질의 열화가 발생할 수 있으므로 주의해야 한다. 다만, 상기 압하율의 상한은 특별히 제한하지 않는다. 물론 압하율의 상한은 100%이겠지만 조압연 단계의 압하율은 후술하는 마무리 압연단계의 압하율과 최종 재료의 두께를 고려하여 결정되어져야 하는 것이기 때문에, 본 발명에서 대상으로 하는 열연판재의 두께 범주에서 자유롭게 결정될 수 있는 것이다.

또한, 조압연 단계의 온도 역시 특별히 제한하지 않는다. 그 이유 상기 재가열된 슬라브가 냉각되면서 조압연되는데, 상기 조압연시의 온도는 야금학적인 고려는 특별히 수반하지 않으며, 다만 후술하는 마무리 압연에 필요한 온도 이상에서 조압연을 종료시키면 되는 것이기 때문이다.

상기 조압연 이후에는 마무리 압연이 실시된다.

마무리 압연 종료 온도 : Ae3~Ar3

상기 재가열 단계 및 조압연 단계를 거친 이후에 상기 마무리 압연 단계를 거치게 된다. 상기 마무리 압연 단계에서는 소위 '변형유기 동적변태'를 이용한다. 상기 변형유기 동적변태 현상을 이용하면 미세 페라이트를 생성시킬 수 있는데, 그 결과 오스테나이트 결정과 미세 페라이트가 혼재된 형태의 2상 조직이 마무리 압연 단계에서 얻어지는 것이다.

그 이유는 다음과 같다. 강재는 온도가 감소함에 따라 통상 오스테나이트 구역에서 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 2상역 구역으로 진입하게 되는데, 그 온도 경계를 통상 A3라 한다. 상기 A3는 3가지로 나누어지는데 이는 강의 냉각이나 가열시 과냉 또는 과열 현상이 존재하기 때문이다. 즉, 아주 장시간 강을 유지하는 정적 변태에서는 Ae3 온도에서 오스테나이트가 페라이트+오스테나이트로(냉각시) 또는 페라이트+오스테나이트가 오스테나이트로 변태(가열시)하게 된다.

그런데, 강의 변태는 상기와 같은 정적인 상태에서 일어나는 것이 아니라 계속적인 냉각과정 또는 계속적인 가열과정 중에 일어나게 되는데 그 과정에서는 필연적으로 과냉 또는 과열이 발생한다. 상기의 과냉 또는 과열은 강의 조성에 의존하는 것이 일반적이다. 따라서, 냉각시에 오스테나이트에서 페라이트+오스테나이트로 변태하는 온도는 Ae3보다 낮은 Ar3가 되며, 반대로 가열시에 페라이트+오스테나이트로 변태하는 온도는 Ae3 보다 높은 Ac3가 된다. 따라서, 냉각시에는 강재의 온도가 Ae3에 도달한다 하더라도 강재는 페라이트로 변태하지 않게 된다. 그런데, 상기 온도에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역이 열역학적으로 안정하게 되므로 약간의 구동력 즉, 변형을 가하면 오스테나이트가 페라이트+오스테나이트의 2상으로 변태하게 되는데, 이때, 매우 미세한 페라이트가 생성되게 된다. 본 발명의 마 무리 압연은 이러한 현상을 이용하는 것이다. 그러므로 마무리 압연은 Ar3~Ae3 사이의 온도 종료되는 것이 바람직하다 다만, 마무리 압연의 시작온도는 특별히 한정할 필요는 없으나 전체 압하율 등을 고려할 때 1000℃ 이하인 것이 바람직하다. 마무리 압연 시작 온도가 1000℃ 이상이 되면, 압연 종료온도인 Ar3 온도까지의 범위가 너무 넓어 압연 도중에 압연을 멈추고 냉각을 기다리는 시간이 길어져 생산성이 크게 악화된다. 강 성분에 따른 상기 Ae₃ 온도는 기초적인 실험실 연구 또는 상용 열역학 데이터베이스를 이용하여 구할 수 있으며, Ar₃ 온도 역시 기초적인 실험을 통하여 충분히 구할 수 있으므로 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명을 구현하기 위하여 상기 온도를 구하는데 특별한 어려움이 없을 것이다.

Ar3~Ae3 에서의 압하율 : 60% 이상

상술한 바와 같이 변형에 의한 페라이트 변태를 촉진시키기 위해서는 마무리 압연 중에서도 변형유기 동적변태가 일어날 수 있는 상기 온도 범위에서 압하를 충분히 하여야 할 필요가 있다. 따라서, 상기 온도범위에서의 압하율은 60% 이상인 것이 바람직하다. 또한, 설비의 부하와 충분한 미세화 효과 등을 감안할 때 상기 압하율은 70~90%인 것이 보다 바람직하다.

상기와 같은 과정을 겪은 후 내부 조직 중 미세 페라이트 결정립의 크 기(FGS, Ferrite Grain Size)는 5㎛ 이하, 바람직하게는 3㎛ 이하가 될 수 있다.

상술한 마무리 열간 압연의 조건이 만족되지 못하면 충분한 동적 변태 페라이트의 형성량이 생성되지 않게 되고 이후의 냉각공정에서 페라이트 변태 촉진 효과가 저하된다.

냉각속도 : 3℃/sec 이상

상기 마무리 압연이 종료된 후 강재는 냉각 과정을 겪게되는데, 마무리 압연후 존재하는 페라이트+오스테나이트 중의 오스테나이트가 조대한 페라이트와 펄라이트로 변태하지 않도록 충분한 속도로 냉각하여야 할 필요가 있다. 본 발명에서 대상으로 하는 강재의 성분계에 적합한 냉각속도는 3℃/sec 이상이다. 만일 냉각속도가 상기속도 이하로 서냉되는 경우에는 잔존 오스테나이트가 조대한 페라이트와 펄라이트로 변태하게 되어 모재의 강도 및 인성이 크게 저하하게 된다.

냉각정지온도(또는 권취온도) : 450℃ 이상

2상역에서 존재하는 오스테나이트가 충분히 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 변태되어야 하므로 상기 냉각정지온도 또는 권취온도는 450℃ 이상으로 설정되는 것이 바람직하다. 상기 온도 미만까지 냉각을 실시하면 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같이 본 발명에서 의도하지 않는 조직이 생성될 수 있어 좋지 않다. 다만, 여기서 냉각을 정지한다는 이야기는 특별히 압연된 강판에 특별히 냉매 를 공급하는 등과 같은 적극적인 의미의 냉각을 실시하지 않는다는 의미이다. 또한, 상기 페라이트 또는 펄라이트계 조직이 형성되도록 하여야 하므로 상기 냉각정지온도는 Ae1 이하의 온도로 설정하는 것이 상식적이다

요약하면, 본 발명의 제조방법은 상술한 조성의 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 50% 이상의 압하율로 조압연하는 단계; Ar3~Ae3에서 압연을 종료하되 상기 Ar3~Ae3에서의 압하율이 60% 이상이 되도록 하는 마무리 압연을 실시하는 단계; 및 3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 450℃ 이상의 온도에서 냉각을 정지하는 단계;로 이루어진다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명의 일태양을 예시하여 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

표 1 기재한 바와 같은 성분계를 가지는 강 슬라브를 표 2에 기재된 조건으로 압연 및 냉각하여 표 2의 제품두께를 가지는 강판을 제조하였다. 하기 표 1에서 발명강A ~ 발명강F까지는 본 발명에서 규정하는 성분범위를 충족하는 강재를 나 타낸 것이며, 반면 비교강G는 C 함량이 과다한 경우이며, 비교강 H는 Nb 함량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮고, 그 결과 (Mo+Nb)/C 값이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 경우이고, 비교강I와 비교강J는 각각 (Ti+0.2Nb)/N이 본 발명에서 규정하는 범위를 초과한 경우와 그에 미달되는 경우를 나타내는 것이다. 또한, 표 1에서 각 성분의 함량단위는 중량%이며, 다만, N의 경우에는 그 단위를 ppm으로 표시하였다.

[표 1]

하기, 표 2에서는 상술한 표 1의 발명강 또는 비교강에 대한 압연 조건을 기재하였는데, 발명강의 경우는 그 종류에 관계없이 본 발명의 조건에 해당되는 발명예1~3과 그 조건에서 벗어나는 경우인 비교예1~7에 따라 강재를 제조하였으며, 비교강의 경우는 본 발명의 조건에 해당되는 발명예1~3에 따라서만 강재를 제조하였다. 여기서 비교예1은 슬라브 가열온도가 너무 높은 경우, 비교예2는 조압연시 압하율이 너무 낮은 경우, 비교예3은 Ar3~Ae3의 누적압하량이 낮은 경우, 비교예4는 압연종료온도가 Ar3 미만인 경우, 비교예5는 압연종료온도가 Ae3를 넘어서는 경우, 비교예6은 냉각속도가 너무 느린 경우, 그리고 비교예7은 냉각종료온도가 450℃ 미만인 경우에 대한 조건을 강종에 관계없이 설정하였다. 다만, 비교예5의 경우는 Ar3~Ae3에서 압연이 실시되지 않았기 때문에 표 2에서 규정하는 Ar3~Ae3에서의 누적압하량은 본 경우에 한하여 마무리 압연시 압하율을 의미한다.

[표 2-1]

[표 2-2]

상기 표 1의 조성을 가지고 표 2에 기재된 조건으로 압연한 강재에 대하여 표 3에 기재된 바와 같은 조직 관찰 및 물성 평가를 실시하였다. 특히 용접부의 인장강도(TS)와 용접부 인성(DBTT)를 관찰하기 위해서 다음과 같은 용접작업을 실시하였다. 즉, 표 2에서와 같은 두께로 제조된 강재를 파이프로 성형하고 이후 이음부를 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding) 용접에 의해 접합시켰다. 이 때 용접 입열량은 강재의 두께에 따라 증가하게 되지만, 두께에 관계없이 내면과 외면에 각 1패스만 실시하여 도 1의 사진과 같은 형태의 접합이 이루어지도록 입열량을 조절하였다. 이때, 파이프의 용접 열영향부는 용접에 의해 최고 융점까지 가열되었다가 다시 상온까지 냉각되게 된다. 하기 표 3에서 DBTT는 연성-취성 천이온도(Ductile-Brittle Transition Temperature)라 불리는 것으로서 그 값이 낮을수록 취성 영역으로 천이되기 어려우므로 인성이 우수한 것이다.

[표 3-1]

[표 3-2]

상기 표 3의 페라이트의 입도라 함은 본원에서 규정하는 평균입도를 의미하며 펄라이트라 함은 펄라이트와 디제너레이티드 펄라이트를 함께 측정한 것을 의미한다. 상기 표 3에서 볼 수 있듯이 본 발명에서 규정하는 성분계를 가지고 본 발명에서 규정하는 조건으로 압연된 강재는 미세 페라이트와 펄라이트가 적절한 비율로 포함되어 있으며, 저온조직의 분율도 과다하게 높지 않다는 것을 알 수 있다. 그 결과, 모재의 인장강도가 570MPa 이상이면서 30% 이상의 연신율을 가질 뿐만 아니라, 모재와 용접부의 연성-취성 천이온도 역시 우수한 결과를 나타내고 있었으며, 용접부 강도도 충분함을 확인할 수 있었다. 그러나, 슬라브 가열온도가 너무 높았던 비교예1의 경우는 페라이트의 입도가 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하여 모재의 인성이 급격히 감소하는 결과를 나타내었으며, 조압연시 압하율이 너무 낮았던 비교예2의 결과 역시 펄라이트의 입도가 커서 충분한 모재 인성을 확보할 수 없었다. 또한, 비교예3은 Ar3~Ae3의 누적압하량이 낮은 경우로서 페라이트의 입도가 본 발명에서 규정하는 범위보다 크게 나타났으며 그 결과 모재인성이 열화됨을 확인할 수 있었다. 비교예4는 압연이 Ar3 이하의 온도에서도 실시된 경우로서 이러할 경우에는 페라이트의 입도나 분율, 펄라이트의 입도 등은 본 발명에서 규정하는 범위에 속하게 되나 미가공 폴리고날 페라이트가 아닌 가공경화된 페라이트가 다량 생성되게 되어 연신율이 급격히 저하되는 결과가 초래되었다. 또한, 비교예5는 마무리 압연이 Ar3 이상에서 실시된 경우로서 페라이트 입도가 본 발명에서 규정하는 범위를 초과하며 모재의 강도와 인성이 현저히 저하되는 결과가 나타났다. 비교예6은 압연후 냉각속도가 느리기 때문에 페라이트가 상당히 조대화 되었으며 그 결과 연신율과 모재의 인성이 저하되었다. 또한, 비교예7은 냉각종료온도가 450℃ 미만인 경우인데 그에 따라 베이나이트와 마르텐사이트와 같은 저온조직의 분율이 과도하게 증가하여 다른 발명예에 비하여 인성이 비교적 감소하는 결과를 나타내었다.

또한, 비교강G는 제조방법은 본 발명에서 규정하는 조건을 충족하나 성분 중 C 함량이 과다한 경우로서 펄라이트 분율이 과다하여 저온인성이 급격히 저하하는 현상을 나타내었으며, 비교강H는 V 함량이 본 발명에서 규정하는 범위보다 낮은 경우로서 용접부 강도가 감소하는 현상을 나타내었다. 비교강I는 (Ti+0.2Nb)/N이 본 발명에서 규정하는 범위를 넘어선 경우에 해당되는 것인데, 모재와 용접부 인성이 열악하였으며, 비교강K은 반대로 (Ti+0.2Nb)/N이 본 발명에서 규정하는 범위 미만 인 경우에 해당되는 것으로서, 모재의 인성이 열악한 현상을 나타내었다.

도 2에 상기 발명강A 에 의해 제조된 강판의 용접열영향부 조직 사진을 나타내었다. 사진에서 볼 수 있듯이, 용접에 의해 가열 및 냉각을 겪은 부분이지만, 본 발명에서 제공하는 유리한 성분계에 의해 내부조직이 상당히 미세화 된 채로 형성될 수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

따라서, 본 발명의 효과를 확인할 수 있었다.

도 1은 본 발명에서 제공하는 강재의 용접연결부 모습을 광학현미경으로 관찰한 사진, 그리고

도 2는 본 발명에서 제공하는 강재의 용접 열영향부 내부 조직을 광학현미경으로 관찰한 사진이다.

Claims (5)

1. 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하고, 평균결정립 크기가 5㎛ 이하인 페라이트와 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트로 이루어진 내부조직을 가지는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재.
2. 제 1 항에 있어서, 상기 폴리고날 페라이트의 면적분율은 70~95%이며 상기 펄라이트 또는 디제너레이티드 펄라이트의 면적분율은 5~30%인 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재.
3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재.
4. 중량%로, C : 0.03~0.18%, Si : 0.01~0.8%, Mn : 0.3~2.5%, P : 0.02% 이하, S : 0.01% 이하, Al : 0.005~0.5%, Nb : 0.005~0.1%, V : 0.02~0.2%, Ti : 0.005~0.1%, N : 15~200ppm, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 2.5 < (Ti+0.2Nb)/N < 5.5의 조건을 만족하는 조성의 강 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계;

   50% 이상의 압하율로 조압연하는 단계;

   Ar3~Ae3에서 압연을 종료하되 상기 Ar3~Ae3에서의 압하율이 60% 이상이 되도록 하는 마무리 압연을 실시하는 단계; 및

   3℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한 후 450℃ 이상의 온도에서 냉각을 정지하는 단계;

   로 이루어지는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.
5. 제 4 항에 있어서, 상기 강 슬라브는 Cr : 0.05~1.0%, Ni : 0.01~2.0% 및 Cu : 0.01~1.0%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도 구조용 강재의 제조방법.

Images