KR101207722B1

KR101207722B1 - 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101207722B1
Application number: KR1020100135245A
Authority: KR
Inventors: 정홍철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-27
Filing date: 2010-12-27
Publication date: 2012-12-03
Also published as: KR20120073467A

Abstract

본 발명은 선박, 건축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 고강도 용접구조용 강재의 제조시 TiN, Ti-Nb, AlN 석출물을 이용하고, 페라이트+펄라이트의 강재조직에서 페라이트의 크기를 약 20㎛ 이하로 미세하게 하여, 대입열 용접시 용접부 구오스테나이트 결정립 크기를 80㎛로 미세화하고, 구오스테나이트 결정립계에서 석출하는 페라이트의 양과 크기를 제어하고, 용접부 내의 고용질소(free nitrogen) 함량을 감소시키며, 용접부내 도상마르텐사이트(M-A) 함량을 감소시킴으로서, 용접부의 인성을 개선한 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 C:0.03~0.19%, Si:0.01~0.5%, Mn:0.4~2.0%, Ti:0.005~0.2%, Al: 0.1~1.2%, N:0.006~0.025%, B:0.0003~0.005%, Nb: 0.005~0.1%, P:0.03%이하(0은 제외), S:0.03%이하(0은 제외), O:0.05%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 10≤Al/N≤100, 0.5≤Nb/N≤5, 15≤(Ti+Al+4B+Nb)/N≤110의 관계를 만족하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것을 기술적 요지로 한다.

Description

대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH STEEL PLATE FOR WELDING STRUCTURE WITH SUPERIOR HAZ TOUGHNESS FOR HIGH HEAT INPUT WELDING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 선박, 건축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, TiN과 Ti-Nb 및 AlN 복합석출물을 이용하여 강재와 용접부의 인성의 차이가 최소가 되도록 한 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 건축물 및 구조물 등이 고층화 및 대형화됨에 따라, 이 건축물 및 구조물에 사용되는 강재도 대형화되고 있으며 그 두께는 두꺼워지고 있다. 이런 대형후물강재를 용접하기 위하여 더욱 고능률의 용접이 필요하고, 시공비용절감 및 용접시공효율의 측면에서도 유리하기 때문에 대형후물강재에 대입열 용접이 일반적으로 사용되고 있다. 또한, 조선 및 교량 분야에 있어서 판 두께 25mm 이상의 강판을 용접하는 경우에도 용접생산성을 향상시키기 위하여 상기와 같은 1 패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 적용하고 있다. 대입열 용접으로는 1패스 용접이 가능한 일렉트로 가스 용접법 및 일렉트로 슬래그 용접법 등이 있으며, 현재 사용되고 있는 대입열의 범위는 대략 100~200kJ/cm에 해당되며 좀더 후육화된 판두께 50mm 이상의 강재를 1pass로 용접하기 위해서는 약 200~500kJ/cm의 초대입열 범위가 되어야 가능하다. 　

상기와 같은 대입열 용접을 실시하는 데 있어서는, 용접 모재(피용접재로서의 강판)의 열 영향을 받는 용접부(Heat Affected Zone, 용접 금속과 강재와의계면(본드부)보다도 강재측 수 mm의 위치)에 있어서의 인성이 문제가 된다. 특히 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열영향부(Coarse grain HAZ)는 용접입열량에 의해 융점에 가까운 온도까지 가열되기 때문에 결정립이 성장하고, 용접 입열의 증대에 의해 냉각속도도 느려지므로 조대한 조직이 형성되기 쉬우며 냉각과정에서 베이나이트 및 도상 마르텐사이트 등 인성에 취약한 미세조직이 형성되기 때문에, 용접부 중 용접열영향부의 인성이 열화되기 쉽다.

건축물 및 구조물에 사용되는 강재에는 안전성 확보라는 측면에서 강재의 강도뿐 아니라 용접부의 인성도 양호한 것이 요구되므로, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서, 용접부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 미세하게 유지시킬 필요가 있다. 이를 해결하는 수단으로는, 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술이 (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 등에 개시되어 있다.

이중에서 일본 특허공개공보 (평)11-140582호는, TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로, 100kJ/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때에 0℃에서 충격인성이 200J정도(강재는 300J 정도)인 구조용강재가 개시되어 있다. 상기 특허에서는 Ti/N의 비를 실질적으로 4~12로 관리하여 0.05㎛ 이하인 TiN석출물은 5.8×10³개/㎟~8.1×10³개/㎟, 이와 함께 0.03~0.2㎛인 TiN석출물은 3.9×10³개/㎟~6.2×10⁴개/㎟로 석출시켜서 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다.

그러나, 상기 특허에 의하면 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때, 강재와 열영향부의 인성이 대체적으로 낮고(0℃의 충격인성의 최고치로 강재:320J, 열영향부:220J) 강재와 열영향부의 인성차가 100J 정도로 커서 후육화 강재의 대입열 용접에 따른 강구조물의 신뢰성 확보에 한계가 있다. 이뿐만 아니라, 원하는 TiN의 석출물을 확보하기 위한 방법으로, 슬라브를 1050℃이상의 온도에서 가열하여 급냉한 다음에, 열간압연을 위해 재가열하는 공정을 채택하기 때문에 2회의 열처리로 인한 제조비용 상승의 문제가 있다. 　

또한, 일본 공개특허공보 (평)9-194990호는 저질소강(N≤0.005%)에서 Al과 O의 비를 0.3≤Al/O≤1.5로 관리하여, Al, Mn, Si으로 되는 복합산화물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접부 천이온도가 -50℃ 수준으로 인성이 좋은 편이 아니고, 상기 일본 공개특허공보 (평)10-298708호는 MgO-TiN 복합석출물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접부 0℃의 충격인성이 130J로 인성이 열위에 있다. 　

현재까지 대입열 용접시 TiN석출물과 Al 또는 Mg산화물을 이용하여 용접부의 인성을 개선한 기술은 많이 알려져 있지만, 1350℃이상의 고온에서 장시간 유지되는 초대입열 용접의 경우, 용접부의 인성을 획기적으로 개선한 기술이 존재하지 않고 있다. 용접부가 강재 대비 동등한 수준의 인성을 가질 수 있다면 건축물 및 구조물 등의 대형후물강재에 대해서도 대입열 용접이 가능하다. 따라서, 용접부가 강재 대비 동등한 수준의 인성을 가져 안정성 및 신뢰성이 확보된 강재의 개발이 필요한 시점이다.

본 발명은 고강도 용접구조용 강재의 제조시 TiN, Ti-Nb, AlN 석출물을 이용하고, 페라이트+펄라이트의 강재조직에서 페라이트의 크기를 약 20㎛ 이하로 미세하게 하여, 대입열 용접시 용접부 구오스테나이트 결정립 크기를 80㎛로 미세화함으로써, 용접부의 인성을 개선한 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

또한, 본 발명은 구오스테나이트 결정립계에서 석출하는 페라이트의 양과 크기를 제어하고, 용접부 내의 고용질소(free nitrogen) 함량을 감소시키며, 용접부내 도상마르텐사이트(M-A) 함량을 감소시킴으로서, 용접부의 인성을 개선한 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

이를 실현하기 위한 수단으로서 본 발명에 따르는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강은,

중량%로 C:0.03~0.19%, Si:0.01~0.5%, Mn:0.4~2.0%, Ti:0.005~0.2%, Al: 0.1~1.2%, N:0.006~0.025%, B:0.0003~0.005%, Nb: 0.005~0.1%, P:0.03%이하(0은 제외), S:0.03%이하(0은 제외), O:0.05%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물로 이루어진다.

또한, 상기 Ti, N, B, Al, Nb가 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 10≤Al/N≤100, 0.5≤Nb/N≤5, 15≤(Ti+Al+4B+Nb)/N≤110의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재는 50% 이상의 페라이트, 0~50%의 펄라이트 및 잔부 베이나이트 및 마르텐사이트로 구성된 미세조직을 갖는 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재는 Ni: 0.1~3.0%, Cu:0.1~1.5%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.001~0.2%, V: 0.005~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재는 Ca:0.0005~0.005%, REM:0.005~0.05%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재에는 0.01~0.1㎛크기의 TiN석출물, Al₂O₃석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0×10⁷~1.0×10¹²개/㎟ 이상 분포하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 강재는 대입열 용접시 용접부에 80㎛ 이하의 구오스테나이트 (prior austenite)가 생성되고, 이후 급냉되면 용접부의 미세조직의 70% 이상이 20㎛ 이하의 페라이트 조직으로 이루어지는 용접부를 가지게 되는 것이 바람직하다.

또한, 상기 급냉 후 용접부의 미세조직 중 도상 마르텐사이트의 분율이 5% 미만인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에 따르는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법은,

중량%로 C:0.03~0.19%, Si:0.01~0.5%, Mn:0.4~2.0%, Ti:0.005~0.2%, Al: 0.1~1.2%, N:0.006~0.025%, B:0.0003~0.005%, Nb: 0.005~0.1%, P:0.03%이하(0은 제외), S:0.03%이하(0은 제외), O:0.05%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 슬라브를 1000~1250℃에서 120~360분간 가열하는 가열단계, 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 미재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연하는 열간압연단계 및 상기 열간압연된 강판을 압연 종료온도에서 상온까지 3℃/sec 이하의 속도로 냉각하는 냉각단계를 포함한다.

또한, 상기 슬라브는 용강을 0.9~1.5m/min의 속도로 연속주조하면서 2차냉각대에서 0.3~0.35ℓ/kg의 비수량으로 약냉하여 제조하는 것이 바람직하다.

본 발명은 고강도 강재 물성을 가지면서 동시에 우수한 대입열 용접부 물성의 확보가 가능한 고강도 용접구조용 강재를 개발함으로써 더욱 고능률의 용접이 가능하게 되며 시공비용을 절감시키고 용접시공의 효율을 향상시키는 효과가 있다. 또한 대형후물강재에 대해서 안정성 및 신뢰성이 확보된 상태에서 대입열 용접이 가능하게 하는 효과가 있다.

본 발명에서는 강재에 TiN, Ti-Nb, AlN 석출물을 이용하고, 페라이트+펄라이트의 강재조직에서 페라이트의 크기를 약 20㎛ 이하로 미세하게 하여, 대입열 용접시 용접부 구오스테나이트 결정립 크기를 80㎛로 미세화하고, 구오스테나이트 결정립계에서 석출하는 페라이트의 양과 크기를 제어하고, 용접부내의 고용질소(free nitrogen) 함량을 감소시키며, 용접부내 도상마르텐사이트(M-A) 함량을 감소시킴으로서, 용접부의 인성을 개선하였다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서 "구오스테나이트(prior austenite)"란 용어는 강재(모재)에 대입열용접이 적용될 때 용접부에 형성되는 오스테나이트를 칭하는 것으로, 강재의 제조과정(열간압연공정)에서 형성되는 오스테나이트와 구별하기 위해 편의상 사용한다.

본 발명자들은 용접부의 인성 개선을 위해 조사한 결과, 구오스테나이트의 결정립 크기 약 80㎛를 기준으로 용접부의 인성이 크게 변화한다는 사실을 알게 되었으며, 구 오스테나이트의 결정립 크기가 석출물의 크기, 개수 분포에 크게 영향을 받는다는 점을 착안하여 TiN, Ti-Nb 및 AlN 석출물을 이용하여 구 오스테나이트 결정립의 크기가 80㎛ 이하가 되도록 하였다.

강재 내에 석출되어 있는 TiN석출물은 대입열 용접시 구오스테나이트의 결정립 성장을 억제하는 효과가 있는데, 구조용 강재에 대입열용접을 적용하면 용접열영향부가 약 1400℃ 이상의 고온으로 가열되어 TiN석출물이 분해되거나 일부 석출물이 조대해져서 상기와 같은 구오스테나이트의 결정립 성장 억제효과가 소멸되게 되며, 그에 따라 구오스테나이트 결정립 크기가 80㎛ 이상으로 조대해져 용접부의 인성이 저하되는 결과를 가져온다.

대입열용접이 적용되면 강재에 있는 TiN석출물이 분해되고, 분해된 Ti원자가 확산함으로서 TiN석출물의 분해 및 조대화가 일어나게 되는데, 본 발명에서는 고질소 환경에서 TiN석출물의 고온안정성이 높다는 사실을 발견, 이를 이용함으로서 TiN석출물이 분해되고 조대화되는 것이 줄었다. 즉 고질소 환경(Ti/N의 비가 낮음)에서는 고용 Ti농도와 고용 Ti원자의 확산속도가 감소되어 TiN석출물의 고온 안정성이 향상되게 된다. 특히, Ti와 N의 비(Ti/N)가 1.2~2.5의 범위를 가질 때 고용되는 Ti의 양이 극도로 감소되면서 TiN석출물의 고온안정성이 크게 향상되어 0.01~0.1㎛ 크기의 미세한 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상으로 분포되는 결과를 얻었다.

이는 동일 Ti 함량에서 질소함량을 증가시키면 고용되어 있는 모든 Ti 원자가 쉽게 질소원자와 결합하고, 또한, 고질소 환경에서는 고용 Ti 양이 감소하기 때문에 질소함량이 낮은 경우보다 TiN 석출물의 용해도적이 낮아지기 때문인 것으로 생각된다.

본 발명에서는 고질소 환경에서 고용 N이 존재하는 경우 시효성을 조장할 수 있다는 점을 감안하여, N/B, Al/N 및 Nb/N의 비 그리고, N과 Ti+Al+B+Nb을 총제적으로 관리하여 N을 TiN, Ti-Nb, AlN, BN으로 복합석출시킴으로서 TiN석출물의 고온 안정성을 향상시킨다.

나아가, 본 발명에서는 미세하고 균일하게 분포된 TiN 석출물과 함께 고온에서 Ti-Nb 및 AlN 석출물을 함께 이용한다. Ti-Nb 및 AlN 석출물은 강재내에 분산되어 용접시 용접부 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라 냉각과정에서 오스테나이트 결정입내에 다각형 형태의 페라이트변태를 촉진시켜 대입열 용접부의 인성을 향상시킬 수 있다.

또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 크기를 평균 80㎛ 이하로 하기 위하여 석출물의 관리와 함께 페라이트+펄라이트의 강재조직에서의 페라이트 크기를 약 20㎛로 미세하게 한다. 페라이트의 미세화는 열간압연 시 강가공에 의한 오스테나이트의 결정립을 미세화하는 것과 함께 탄화물(Fe₃C, NbC, VC, WC)을 이용하여 냉각과정에서 발생하는 페라이트 결정립의 성장을 억제함으로써 얻어진다.

본 발명자들은 용접부의 인성 개선을 위해 조사한 결과, 강재가 약 1400℃ 이상으로 가열될 때 구오스테나이트 결정립 크기 뿐 아니라, 구오스테나이트 결정립계에서 석출하는 페라이트의 양과 크기 및 형상이 용접부의 인성에 중요한 영향을 미친다는 것을 발견했다. 용접부의 인성을 개선하기 위해서는 석출된 페라이트의 양이 50% 이상으로, 20㎛ 이하의 크기를 가지는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 페라이트의 양은 70%이상이다.

또한, 본 발명에서는 Ti/N 비를 1.2~2.5, Nb/N의 비를 0.5~5 및 (Ti+Al+4B+Nb)/N의 비를 15~110으로 제어하여, TiN, Ti-Nb 및 AlN 석출물 개수와 BN 등의 석출물을 이용하여 구오스테나이트 입내에서 미세한 페라이트를 다량 생성시키는데, 이때의 페라이트는 대부분 다각형(polygonal) 페라이트로서 용접부의 인성을 크게 개선한다.

또한, 본 발명에서는 대입열 용접 시 강재 내에 분산되어 있는 석출물의 일부는 용접열에 의하여 분해되어 용접부 내에 고용질소함량을 증가시키고, 이로 인해 용접부 인성을 저하시키는데 반하여, 본 발명에서와 같이 고질소 환경에서 TiN, Ti-Nb, AlN 및 BN 석출물이 형성되는 경우에는 용접부 내의 고용질소함량을 감소시켜, 고용질소에 의한 시효영향을 억제하여 용접부 인성 향상에 기여함을 발견하고, 이를 이용하였다.

마지막으로, 강재 내에 고용상태로 존재하는 Al 함량이 증가하면 대입열 용접 시 용접부 내의 도상마르텐사이트(M-A)함량 감소에 효과적이라는 사실을 발견하고, M-A양을 감소시켜 대입열 용접부의 인성을 향상시켰다.

본 발명자들의 연구결과에 따르면 일반적으로 알루미늄 원소는 오스테나이트상의 고용도가 0.7%로 매우 낮지만 페라이트상의 고용도는 30%정도로 50배만큼 증가한다. 따라서 강재에 적정량의 알루미늄이 첨가되어 있으면, 용접시 강재가 약 1400℃ 이상으로 가열된 후 냉각과정에서 오스테나이트상에서 페라이트상으로 변태하는 동안 알루미늄 원소가 변태된 페라이트상에 고용되면서 페라이트상에서 밀려나온 탄소가 잔류된 오스테나이트 상에 농축되어 도상 마텐사이트(M-A Constituent)로 변태하는 것을 막고 Fe₃C 등 탄화물 생성을 촉진시켜 펄라이트 변태를 촉진시켜 준다. 즉 다량의 알루미늄이 첨가됨으로써 탄소의 확산을 촉진하여 충격인성을 열화시키는 도상 마르텐사이트 변태를 방지하여 용접열영향부 충격인성을 향상시켜 준다.

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

먼저 강재 성분에 대해 설명한다. 아래 각 원소의 함량은 중량%를 나타낸다.

탄소(C)의 함량은 0.03~0.19%로 하는 것이 바람직하다.

탄소(C)의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 구조용강으로서의 강도확보를 위하여 기타 고가의 합금원소의 첨가가 필요하며, 0.19%를 초과하는 경우에는 냉각 중 인성에 취약한 미세조직인 상부 베이나이트, 마르텐사이트 및 퇴화 펄라이트(degenerate pearlite)등으로 변태되어, 구조용 강재의 저온충격인성을 저하시키고, 용접부의 균열감수성을 증가시킨다.

실리콘(Si)의 함량은 0.01~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

실리콘의 함량이 0.01% 미만인 경우에 제강과정에서 용강의 탈산효과가 불충분하고 강재의 내부식성을 저하시키는 반면, 0.5%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고, 압연 후 냉각시 소입성 증가에 따른 도상 마르텐사이트의 변태를 촉진시켜 저온충격인성을 저하시키고 용접균열감수성에 영향을 미치므로, 상기 Si의 함량은 0.01~0.5%로 하는 것이 바람직하다.

망간(Mn)의 함량은 0.4~2.0%로 하는 것이 바람직하다.

Mn은 강 중에서 탈산작용, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키는 유효한 원소로며, Ti계 산화물 주위에 MnS+VN형태로 석출하여 용접부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미친다. 또한, Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 0.4% 이상을 첨가하여야 한다. 그러나, Mn함유량이 2.0%을 초과할 경우에는 고용강화 효과보다는 Mn편석에 의한 조직불균질의 영향이 더 커 용접부 인성에 유해한 영향을 미친다. 또한, Mn함량이 2.0% 이상 첨가될 경우에는 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석 및 미시편석이 일어나게 되고, 이러한 편석들이 압연시 중심부에 중심편석대의 형성을 조장하여 강재의 중심부에 저온변태 조직을 생성시키는 원인으로 작용한다. 　

알루미늄(Al)의 함량은 0.1~1.2%로 하는 것이 바람직하다.

Al은 탈산제로 사용되는 원소로서, 산소와의 반응으로 Al산화물을 형성하여 Ti가 산소와 반응하는 것을 방지함으로서 Ti가 미세 TiN석출물을 형성하는게 도움을 준다. 또한, 강중에 미세한 AlN석출물을 형성시키는데 유효한 원소이며, 강 중에 고용되어 용접부의 M-A를 감소시키는데 기여한다. 미세한 AlN석출물을 형성시키고 M-A함량을 감소시키기 위해서는 Al함유량을 0.1% 이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 1.2%를 초과하면 용접부 냉각과정에서 인성에 취약한 위드만스테튼 페라이트(Widmanstatten ferrite) 및 도상 마텐사이트의 생성을 조장하여 대입열 용접부의 인성을 저하시킨다. 　

티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.2%로 하는 것이 바람직하다.　

Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN석출물을 형성시킬 뿐만 아니라 Ti-Nb복합석출물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiN, Ti-Nb 및 AlN복합석출물 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.2%를 초과하면 조대한 TiN석출물 및 조대한 Ti-Nb 및 AlN복합석출물이 용강 중에 형성되어 연주슬라브 및 강재에 혼입된다. 이로 인해 용접시 용접부 구오스테나이트 결정립성장을 억제하지 못하기 때문에, 티타늄의 함량은 0.005~0.2%로 하는 것이 바람직하다.

붕소(보론, B)의 함량은 0.0003~0.005%로 하는 것이 바람직하다.

B는 결정립 내에서 인성이 우수한 침상 페라이트(acicular ferrite)을 생성시킬 뿐만 아니라 입계에서 다각형상의 페라이트를 생성시키므로 매우 유효한 원소이다. 또한, B는 BN석출물을 형성하여 구오스테나이트 결정립의 성장을 방해하고 결정입계 및 입내에서 Fe탄붕화물을 형성하여 인성이 우수한 침상형 및 다각형의 페라이트 변태를 촉진한다. B의 함유량이 0.0003% 미만인 경우에는 이러한 효과를 기대할 수 없으며, 0.005%를 초과하면 소입성이 증가하여 용접부의 경화 및 저온균열이 발생할 가능성이 있기 때문에, B의 함량은 0.0003~0.005%로 하는 것이 바람직하다.

질소(N)의 함량은 0.006~0.025%로 하는 것이 바람직하다. 　

N은 TiN, BN, (Ti-Nb)N 및 AlN 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접부의 구오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN, AlN, BN, NbN 등의 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 및 AlN석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량을 0.006% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 0.025%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접부 내의 분포하는 고용질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고, 용접시 희석에 따른 용접금속 중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다. 　

Nb의 함량은 0.005~0.1%로 하는 것이 바람직하다. 　

Nb는 Ti와 결합하여 Ti-Nb복합석출물을 형성시켜 용접부에서 페라이트 변태를 촉진시키는 유용한 원소로, 미세한 Ti-Nb복합석출물을 형성시키기 위해서는 0.005%이상의 Nb를 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb함유량이 0.1%를 초과하면 용접부내의 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적 성질에 나쁜 영향을 미친다. 따라서 Nb의 함량은 0.005~0.1%로 하는 것이 바람직하다.

인(P) 및 황(S)의 함량은 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하다. 　

P는 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 강재 인성, 용접부 인성 향상 및 중심편석 저감을 위해서 그 함량을 0.03% 이하로 관리하는 것이 좋다.

또한, S는 다량으로 존재하는 경우 FeS 등의 저융점화합물을 형성시키기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 강재인성, 용접부 인성 및 중심편석 저감을 위해서는 S함량을 0.03% 이하로 하는 것이 좋다.

S의 경우에는 Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치므로 용접시 고온균열을 고려할 경우, 보다 바람직하게는, S의 함량을 0.003~0.03%로 하는 것이 바람직하다.　

산소(O)의 함량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다.

O는 용강 중에서 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는 원소로, 이 Ti산화물은 용접부에서 구오스테나이트로부터 침상페라이트로의 변태를 촉진시킨다. O의 함유량이 0.005%를 초과하면 조대한 Ti산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성되어 용접부에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않으므로, O의 함량은 0.005% 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기 조성범위 이외에 본 발명에서는 하기 조성관계식을 만족하는 것이 바람직하다.

Ti/N의 비는 1.2~2.5로 하는 것이 바람직하다.　

본 발명에서는 Ti/N의 비를 2.5 이하로 하는데, 이는 2가지 장점이 있다. 첫째는, TiN의 양 즉, TiN석출물의 개수를 증가시킬 수 있다는 점이다. 즉, 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 연주과정 중 냉각과정에서, 고용되어 있는 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하므로, 미세한 TiN석출량이 증가하게 된다.

둘째는, 고온에서 TiN이 안정하다는 점이다. 즉, 용접부와 같은 고온에서 석출물의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)이 작아지기 때문에, 고질소 TiN과 같은 석출물의 경우 질소함량이 낮은 경우보다 TiN석출물이 안정하다.

하지만, Ti/N비가 2.5보다 높은 경우는 제강과정에서 용강 중에 조대한 TiN이 정출되므로 TiN의 균일한 분포가 얻어지지 않으며, 또한 TiN으로 석출하지 않고 남은 잉여의 Ti는 고용상태로 존재하므로 용접부 인성에 나쁜 영향을 미치므로, Ti/N의 비는 2.5 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ti/N비가 1.2 미만인 경우에는 강재의 고용질소량이 증가하여 용접열향부의 인성에 유해하므로, Ti/N의 비는 1.2~2.5로 하는 것이 바람직하다.　

N/B의 비는 10~40으로 하는 것이 바람직하다.　

N/B의 비가 10 미만인 경우에는 용접 후 냉각과정에서, 구오스테나이트 결정입계에서 다각형의 페라이트 변태를 촉진하는 BN의 석출량이 불충분하며, N/B의 비가 40을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며, 고용질소량이 용접부의 인성을 저하시키므로, N/B의 비는 10~40으로 하는 것이 바람직하다.

Al/N의 비는 10~100으로 하는 것이 바람직하다.　

Al/N의 비가 10 미만인 경우에는 다각형 페라이트 변태를 유도하는 AlN석출물의 분포가 불충분하며, 용접부의 고용질소량이 증가하여 용접균열이 발생할 가능성이 있는 반면, Al/N의 비가 100을 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되므로, Al/N의 비는 10~100으로 하는 것이 바람직하다.

(Ti+Al+4B+Nb)/N의 비는 15~110로 하는 것이 바람직하다.

(Ti+Al+4B+Nb)/N의 비가 15 미만의 경우에는 용접부의 구오스테나이트 결정립 성장억제, 결정입계에서의 미세한 다각형 페라이트 생성, 고용질소량, 결정입내에서의 침상형 및 다각형의 페라이트 생성 및 조직분율의 제어등의 역할을 하는 TiN, BN, (Ti-Nb)N 및 AlN 석출물의 크기 및 분포개수가 불충분하다. 그러나, (Ti+Al+4B+Nb)/N이 110을 초과할 경우에는 그 효과가 포화되므로, (Ti+Al+4B+Nb)/N의 비는 15~110로 하는 것이 바람직하다.

Nb/N비는 0.5~5로 하는 것이 바람직하다.

Nb/N비가 0.5 미만의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는 Ti-Nb복합 석출물 개수가 불충분하며, 복합석출물내의 함유되는 Nb비율이 작아져서, 침상 페라이트 핵 생성 자리로서의 기능을 상실하고, 용접부의 인성개선에 유효한 침상 페라이트 상분율이 저하된다. 또한, Nb/N의 비가 5를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제 효과는 포화하며, 페라이트의 핵 생성 자리로서의 기능을 상실하므로, Nb/N비는 0.5~5로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강에 기계적 성질을 보다 향상시키기 위해, Ni, Cu, Mo, Cr, V, W의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 첨가할 수 있다.

니켈(Ni)의 함량은 0.1~3.0%로 하는 것이 바람직하다. 　

Ni은 고용강화에 의해 강재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni의 함유량이 0.1% 이상인 것이 바람직하지만, 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성을 증가시켜 용접부의 인성을 저하시키고 용접부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.　

구리(Cu)의 함량은 0.1~1.5%로 하는 것이 바람직하다.

Cu는 기지에 고용되며 고용강화 효과로 강재강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 이를 위해서는 Cu함유량이 0.1% 이상 함유되어야 하지만, 1.5%를 초과하는 경우에는 용접부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접부 및 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다.

특히, Cu는 S과 함께 Ti계 산화물 주위에 CuS형태로 석출하여 용접부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이므로, 보다 바람직하게는, Cu의 함량을 0.3~1.5%로 한다. 　

또한, Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우에는 이들의 합계를 3.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 3.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 소입성이 커져서 용접부 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.

크롬(Cr)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다. 　

Cr은 소입성을 증가시키고 강도를 향상시키는데, 그 함유량이 0.05% 미만인 경우에는 강도를 얻을 수 없으며, 1.0%를 초과하는 경우에는 강재 및 용접부 인성열화를 초래하므로, 크롬은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다. 　

Mo도 Cr과 같이 소입성을 증가시키고 동시에 강도를 향상시키는 원소이며, 강도확보를 위해서는 그 함유량을 0.05% 이상으로 하여야 하지만, 용접영영향부 경화 및 용접저온균열을 억제하기 위해, Cr과 마찬가지로 상한을 1.0%로 하는 것이 바람직하다.

텅스텐(W)의 함량은 0.001~0.2%로 하는 것이 바람직하다. 　

텅스텐은 열간압연 이후 강재에 텅스텐 탄화물(WC)로 균일하게 석출되어 페라이트변태 후 페라이트 결정립 성장을 효과적으로 억제하고, 용접부의 가열 초기 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 원소이다. W의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 열간압연 후 냉각시 페라이트 결정립성장 억제를 위한 텅스텐 탄화물이 적게 분포하게 되며, 0.2%를 초과하여 첨가되는 경우에는 그 효과가 포화되므로, W의 함량은 0.001~0.2%로 하는 것이 바람직하다.

V의 함량은 0.005~0.1%로 하는 것이 바람직하다.

V는 Ti와 결합하여 Ti-V 복합석출물을 형성시켜 용접부내 오스테나이트 결정립내에서 페라이트 변태를 촉진시키는 유용한 원소로, 미세한 Ti-V 복합석출물을 형성시키기 위해서는 0.005% 이상의 V를 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, V함유량이 0.1%를 초과하면 용접부내에서 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적 성질과 용접균열감수성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.

또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위해 Ca, REM의 1종 또는 2종을 추가로 첨가할 수 있다.

Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 강재 내에서 가열시 구오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 냉각과정에서 페라이트변태를 촉진시켜 용접부의 인성을 향상시킨다. 또한, Ca은 제강시 조대한 MnS가 형성되는 것을 제어하는 효과가 있다. 이를 위해, Ca 0.0005% 이상, REM은 0.005% 이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca가 0.005%를 초과하거나 REM이 0.05%를 초과하는 경우 대형 개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강의 청정도를 해치게 된다. REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf등의 1종 또는 2종 이상을 사용하여도 무방하고, 어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.

본 발명에서 열간압연 후 강재의 미세조직은 50% 이상의 페라이트, 0~50%의 펄라이트 및 잔부 베이나이트 및 마르텐사이트 이루어지며, 상기 페라이트 결정립의 크기는 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 페라이트의 결정립 크기를 한정한 이유는 결정립크기가 20㎛ 보다 클 경우에는 대입열 용접시 용접부의 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 80㎛ 이상이 되어 용접부의 인성에 유해하기 때문이다.

또한, 페라이트 및 잔부 펄라이트의 복합조직에서 페라이트의 상분율이 높을수록 모재의 인성 및 연신율이 증가되는데, 상기 페라이트는 70% 이상인 것이 더욱 바람직하다.

용접부의 구오스테나이트 결정립은 강재의 오스테나이트 결정립 크기가 일정할 경우 강재에 분포하는 석출물의 크기 및 그 개수 그리고, 분포에 크게 영향을 받게 된다. 또한, 대입열 이상 용접시(가열온도 1400℃이상) 강재에 분포하는 질화물의 경우 30~40%가 강재로 재고용되어 용접부의 구오스테나이트 결정립 성장 억제효과가 감소하기 때문에, 가열시 모재에 재고용되는 질화물들을 고려하여, 그 이상의 질화물들이 균일하게 분포되도록 하는 것이 필요하다. 용접부에서 구오스테나이트의 성장을 억제하기 위해서는, 미세한 TiN 석출물과 Ti-Nb석출물 및 AlN석출물을 균일하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN, Ti-Nb 및 AlN 석출물의 간격을 0.5㎛ 이하로 하여 석출물의 분포를 균일하게 해야 한다.

또한, TiN, Ti-Nb 및 AlN 석출물의 입경 및 임계 개수를 0.01~0.1㎛ 및 1㎟당 1.0×10⁷~1.0×10¹²개 이상으로 하는 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 개수가 1㎟당 1.0×10⁷개 미만에서는 대입열 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인 80㎛로 제어하기 어려우며 1.0×10¹² 이상인 경우에는 석출물이 너무 많아 모재에 석출물이 존재하게 되어 모재 충격인성에 좋지 않은 영향을 미치기 때문에 석출물의 개수는 상기와 같이 한다.

또한, 본 발명에서는 Al 함량을 조절하여 용접부 내의 도상마르텐사이트의 분율을 감소시켜 용접부의 인성을 향상시켰다. 상기 도상마르텐사이트의 분율은 5% 이하인 것이 바람직하다.

이하에서는 본 발명의 용접 구조용 강재의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다.

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.

이어, Ti을 첨가하여 Ti의 함량이 0.005~0.2%가 되도록 하는 것이 바람직한데, 이는 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 TiN석출물 분포에 유리한 범위이다.

본 발명에서는 상기와 같이 정련처리한 용강을 연속주조하여 슬라브로 만든다. 연속주조는 고질소강에서 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 저속으로 주조하고, 2차냉각대에서 약냉조건을 부여하는 것이 생산성 향상측면에서 바람직하다. 2차냉각대에서 냉각조건은 TiN석출물의 미세화와 균일한 분포에도 영향을 미치는 중요한 인자이다.

본 발명의 연구에 따르면, 연속주조속도는 통상적인 주조속도인 약 12m/min 보다 저속인 1.5m/min이하, 보다 바람직하게는 약 0.9~1.5m/min으로 한다. 그 이유는 주조속도가 0.9m/min미만의 경우에 연주표면 크랙에는 유리하나 생산성이 떨어지며, 1.5m/min 보다 빠르면 연주표면 크랙 발생가능성이 크기 때문이다.

또한, 2차냉각대에서 비수량은 가능한 약냉 즉, 0.3~0.35ℓ/kg으로 하는 것이 좋다. 비수량이 0.3ℓ/kg 미만인 경우 TiN석출물의 조대화로 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN과 AlN석출물의 적정 크기 및 개수를 제어하기 어렵다. 또한, 비수량이 0.35ℓ/kg를 초과할 경우 TiN 과 AlN석출물의 석출빈도수가 적어 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN석출물 개수 및 크기 등을 제어하기 어렵다.

본 발명에서 상기 슬라브를 1000~1250℃에서 120~360분간 가열한다. 1000℃미만에서는 용질원자들이 확산되는 속도가 작기 때문에 TiN과 AlN석출물의 개수가 작은 문제가 있으며, 1250℃를 초과할 경우에는 TiN과 AlN석출물이 조대화되거나 일부 분해되어, 석출물 개수가 감소하기 때문에 바람직하지 못하다. 한편, 가열시간 120분 미만에서는 용질원자들의 확산효과가 미흡하여 슬라브 편석저감 효과가 적으며, 또한 용질원자가 확산하여 석출물을 형성할 충분한 시간이 부족하기 때문에 바람직하지 못하다. 또한 가열시간이 360분을 초과할 경우 오스테나이트 결정입도의 조대화가 일어나며 작업생산성 측면에서도 바람직하지 못하다.

상기와 같이 가열한 다음, 오스테나이트 미재결정 온도영역에서 40% 이상의 압연비로 열간압연하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 재결정역온도는 강조성과 그 이전의 압하량 등에 영향을 받는데, 본 발명의 강조성에 통상의 압하량을 고려할 때 오스테나이트 재결정역온도는 약 800~1000℃구간이다.

상기와 같이 압연한 다음, 최종 압연종료 온도에서 상온까지 공냉하거나 미세한 페라이트 확보를 위해서 상온까지 3℃/sec 이하의 속도로 가속냉각한다. 냉각속도가 3℃/sec 이상의　냉각속도로 냉각할 경우에는 미세한 페라이트 대신에 마르텐사이트 조직으로 변태되어 강재의 물성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

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 열간압연 공정에서 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 열간압연 판재의 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 범위 내라고 해석하는 것은 당연하다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

[실시예]

표 1과 같은 성분 조성을 갖는 강종들을 시료로 하여 전로에서 용해하여 연속주조법에 의해 슬라브로 제조하였으며, 이때 본 발명의 효과를 보이기 위한 강종별 합금성분 원소 간의 구성비를 표 2에 나타내었다. 강종별 슬라브의 응고속도, 슬라브 가열온도, 가열시간, 압연개시온도 및 종료온도, 압하량, 압연공정에서 두께 25~50mm로 제조된 압연재의 냉각속도는 표 3에 나타내었다. 이때, 전 강종의 압연시 누적 압하비는 70%이상으로 하였다.

상기와 같이 열간압연된 판재들로부터 강재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험은 압연방향, 그리고 샤피(Charpy)충격시험은 압연방향과 수직한 방향에서 측정하였다.

인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며, 이때 노치방향은 강재의 경우 압연방향의 측면 (L-T)에서 가공하였으며, 용접재의 경우 용접선 방향으로 가공하였다. 또한 용접부의 최고가열온도에 따른 오스테나이트 결정립 크기를 조사하기 위하여 재현용접 모사시험장치(simulator)를 사용하여 최고가열온도(1200~1400℃)까지 140℃/sec조건으로 가열시킨 후 1초간 유지한 다음, He 가스를 이용하여 급냉시켰다. 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고가열온도조건에서의 구오스테나이트 결정입도를 KS규격 (KS D 0205)에 의해 측정하여, 그 결과를 표4에 나타내었다.

냉각 후 미세조직의 분석 및 용접부의 인성에 큰 영향을 미치는 석출물과 산화물의 크기와 개수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하여, 그 결과를 표4에 나타내었다. 이때, 피검면은 100㎟을 기준으로 하여 평가하였다.

용접부의 충격인성 평가는 실제 용접입열량에 상당하는 약 80kJ/cm, 150kJ/cm, 250kJ/cm에 상당하는 용접조건, 즉 최고가열온도를 1400℃로 가열한 후 800~500℃의 냉각시간이 각각 60초, 120초, 180초인 용접 열사이클을 부여한 다음, 시험편 표면을 연마하고 충격시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤피충격시험을 통하여 평가하고, 그 결과를 표 5에 나타내었다.

표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 열간압연재의 석출물(TiN 과 Ti-Nb 및 AlN 석출물)의 개수는 2×10⁸개/㎟ 이상의 범위를 가지고 있는데 반해, 종래강 및 비교예의 경우는 5.4×10⁶개/㎟ 이하의 범위를 보이고 있어 종래강 대비 발명강이 상당히 균일하면서도 미세한 석출물 크기를 갖으면서 그 개수 또한 현저히 증가되었음을 잘 알 수 있다. 한편 본 발명강의 강재 조직 구성에 있어서 본 발명강의 경우 페라이트 결정립크기(FGS)가 약 5~9㎛범위로 비교재 대비 매우 미세함을 알 수 있으며 본 발명강의 강재 페라이트 상분율도 모두 80%이상의 높은 페라이트 분율로 구성되어 있다. 　

표 5는 본 발명강 및 종래강의 용접부 물성을 나타낸 것이다. 용접부와 같은 최고가열온도 1400℃조건에서의 오스테나이트 결정립 크기를 보면 본 발명의 경우 50~62㎛의 범위를 갖는 반면, 종래강의 경우 약 180㎛ 이상의 매우 조대한 범위를 가지는 것을 알 수 있다. 따라서 본 발명강에서는 용접 시 용접부의 오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수한 것임을 잘 알 수 있다. 한편, 100kJ/cm의 용접입열량에 상당하는 용접부에서 본 발명강의 경우 M-A함량이 5% 이하로 매우 작음을 알 수 있으며, 페라이트 상분율은 약 70% 이상으로 구성되어 있어 종래강 대비 우수한 대입열 용접부 충격인성을 보이고 있다. 　

Claims

중량%로 C:0.03~0.19%, Si:0.01~0.5%, Mn:0.4~2.0%, Ti:0.005~0.2%, Al: 0.1~1.2%, N:0.006~0.025%, B:0.0003~0.005%, Nb: 0.005~0.1%, P:0.03%이하(0은 제외), S:0.03%이하(0은 제외), O:0.05%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하며, 상기 Ti, N, B, Al, Nb이 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 10≤Al/N≤100, 0.5≤Nb/N≤5, 15≤(Ti+Al+4B+Nb)/N≤110의 관계를 만족하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
삭제
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 50% 이상의 페라이트, 0~50%의 펄라이트 및 잔부 베이나이트 및 마르텐사이트로 구성된 미세조직을 갖는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 Ni: 0.1~3.0%, Cu:0.1~1.5%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.001~0.2%, V: 0.005~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 Ca:0.0005~0.005%, REM:0.005~0.05%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재에는 0.01~0.1㎛크기의 TiN석출물, Ti-Nb석출물 및 AlN석출물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 1.0×10⁷~1.0×10¹²개/㎟ 이상 분포하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 대입열 용접시 용접부에 80㎛ 이하의 구오스테나이트 (prior austenite)가 생성되고, 이후 급냉되면 용접부의 미세조직의 70% 이상이 20㎛ 이하의 페라이트 조직으로 이루어지는 용접부를 가지게 되는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
청구항 7에 있어서,
상기 급냉 후 용접부의 미세조직 중 도상 마르텐사이트의 분율이 5% 미만인 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재.
중량%로 C:0.03~0.19%, Si:0.01~0.5%, Mn:0.4~2.0%, Ti:0.005~0.2%, Al: 0.1~1.2%, N:0.006~0.025%, B:0.0003~0.005%, Nb: 0.005~0.1%, P:0.03%이하(0은 제외), S:0.03%이하(0은 제외), O:0.05%이하(0은 제외), 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 슬라브를 1000~1250℃에서 120~360분간 가열하는 가열단계;
상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 미재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연하는 열간압연단계; 및
상기 열간압연된 강판을 압연 종료온도에서 상온까지 3℃/sec이하의 속도로 냉각하는 냉각단계를 포함하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
청구항 9에 있어서,
상기 Ti, N, B, Al, Nb이 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 10≤Al/N≤100, 0.5≤Nb/N≤5, 15≤(Ti+Al+4B+Nb)/N≤110의 관계를 만족하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
청구항 9에 있어서,
상기 강재는 Ni: 0.1~3.0%, Cu:0.1~1.5%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%, W:0.001~0.2%, V: 0.005~0.1%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
청구항 9 또는 11에 있어서,
상기 강재는 Ca:0.0005~0.005%, REM:0.005~0.05%으로 이루어지는 구룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
청구항 9 내지 11 중 어느 한 항에 있어서,
상기 슬라브는 용강을 0.9~1.5m/min의 속도로 연속주조하면서 2차냉각대에서 0.3~0.35ℓ/kg의 비수량으로 약냉하여 제조된 것인 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
청구항 12에 있어서,
상기 슬라브는 용강을 0.9~1.5m/min의 속도로 연속주조하면서 2차냉각대에서 0.3~0.35ℓ/kg의 비수량으로 약냉하여 제조된 것인 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법.