KR101406527B1

KR101406527B1 - 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101406527B1
Application number: KR1020120074134A
Authority: KR
Inventors: 장성호; 방기현; 서인식; 김우겸
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-07-06
Filing date: 2012-07-06
Publication date: 2014-06-12
Also published as: KR20140006657A

Abstract

본 발명은 해양구조물 등의 용접구조물에 적용되는 극후물 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
상기 목적을 달성하기 위해 본 발명에서는, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.20%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 1.0~1.6%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.050%, 티타늄(Ti): 0.005~0.030%, 바나듐(V): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050% 및 질소(N): 0.003~0.008%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1000 내지 1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 오스테나이트 재결정이 일어나는 미재결정 온도(Tnr) 이상에서 압연하는 재결정역 압연단계; 상기 압연된 강재를 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연하여 강판으로 제조하는 마무리 압연단계; 및 상기 제조된 강판을 3 내지 20℃/s의 냉각속도로 500 내지 600℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함하고, 상기 재결정역 압연단계에서 최종 3패스의 압연은 패스당 평균 압연 형상비(SF)를 0.5 이상으로 제어하는 것을 특징으로 한다.

Description

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판 및 이의 제조방법 {THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT PROPERTY IN HAZ OF LARGE-HEAT-INPUT WELDED JOINT AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은 해양구조물 등의 용접구조물에 적용되는 극후물 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판 및 상기 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

최근, 고유가 및 환경 규제의 영향으로 선박의 저속, 대형화가 이루어짐에 따라, 적용되는 소재의 고강도화 및 극후물화에 대한 요구가 증가하고 있으며, 이에 따라 용접생산성을 향상시키기 위한 대입열 용접의 적용범위가 확대되고 있다.

그러나, 선박이나 해양구조물 등의 용접구조물 등에 적용되는 용접구조용 강판에 대입열 용접을 적용하게 되면, 고입열량에 의해 용접열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)의 결정립이 성장하여 조대화되며, 냉각과정에서 냉각속도가 느려짐에 따라 초기 오스테나이트(Austenite) 결정립계에 조대한 페라이트(Ferrite)상이 형성되고, 결국 용접부의 충격인성이 열화되는 문제가 발생된다.

상기의 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 특허문헌 1에서는 강중에 질소(N)를 다량 첨가하고, 동시에 티타늄(Ti) 및 보론(B)의 함량을 적절하게 제어하여 TiN, BN상을 석출시킴으로써, 이들이 오스테나이트 결정립의 성장을 억제시키는 피닝(pinning) 효과로 용접열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 기술이 제안되었다. 또한, 특허문헌 2에서는 강중 Mg, Ca를 첨가하고, 강중의 O 함량을 제어하여 Mg, Ca 산화물을 형성함으로써 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 페라이트의 핵생성 자리(site)로 작용하여 입계 페라이트의 형성을 억제하여 용접열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 기술을 제안하였다.

그러나, 상기 제안된 기술들은 강중에 높은 N의 함량으로 인하여 연속주조하여 슬라브(slab)를 제조할 시, 주편 표면에 크랙(crack)이 발생할 가능성이 높아져 생산에 어려움이 있거나, 강중의 성분들을 정밀하게 제어해야 하므로 생산 프로세스가 복잡해져 제조비용이 높아지는 등의 문제점이 있다.

일본 공개특허 제2005-200716호 일본 공개특허 제2006-241510호

본 발명의 일 측면은 500kJ/cm 이상의 대입열 용접을 적용하더라도 용접열영향부의 인성이 우수하여 용접구조물에 이용 가능한 고강도 극후물 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.20%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 1.0~1.6%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.050%, 티타늄(Ti): 0.005~0.030%, 바나듐(V): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050% 및 질소(N): 0.003~0.008%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1000 내지 1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 오스테나이트 재결정이 일어나는 미재결정 온도(Tnr) 이상에서 압연하는 재결정역 압연단계; 상기 압연된 강재를 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연하여 강판으로 제조하는 마무리 압연단계; 및 상기 제조된 강판을 3 내지 20℃/s의 냉각속도로 500 내지 600℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함하고, 상기 재결정역 압연단계에서 최종 3패스의 압연은 하기 관계식 1로 표현되는 패스당 평균 압연 형상비(SF)를 0.5 이상으로 제어하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판의 제조방법을 제공한다.

<관계식 1>

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분계를 만족하고, 미세조직으로 50~70%의 베이나이트(Bainite) 및 30~50%의 침상 페라이트(Acicular Ferrite)를 포함하고, 초기 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30μm 이하인 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판을 제공한다.

본 발명에 따라 강재의 합금성분을 제어하고, 이와 동시에 압연 및 냉각조건을 제어함으로써, 대입열 용접에도 용접열영향부(HAZ)의 인성이 우수하면서도 모재의 인성이 우수한 고강도 극후물 강판을 제조할 수 있다.

도 1은 미세조직에 따른 유효 결정립(Effective Grain)을 보여주는 도면이다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 극후물 강판의 제조방법 및 이를 이용한 용접구조물에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만, 본 발명은 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서, 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.20%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 1.0~1.6%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.050%, 티타늄(Ti): 0.005~0.030%, 바나듐(V): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050% 및 질소(N): 0.003~0.008%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1000 내지 1200℃에서 가열하고, 상기 가열된 강재를 오스테나이트 재결정이 일어나는 미재결정 온도(Tnr) 이상에서 재결정역 압연을 수행한 후, 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연을 완료하고, 이어서 3 내지 20℃/s의 냉각속도로 냉각을 개시한다.

이때, 상기 재결정역 압연을 수행할 시 3회 이상 수행됨이 바람직하며, 최종 3패스의 압연은 하기 관계식 1로 표현되는 패스당 평균 압연 형상비(SF)를 0.5 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.

<관계식 1>

이하, 본 발명의 고강도 극후물 강판의 제조방법에 있어서, 강판 성분 조성을 이와 같이 제한한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.08~0.20%

탄소(C)는 강도를 증가시키는 원소로서, 그 함량이 0.08% 미만일 경우에는 구조용강으로써 강도 확보가 불충분하고, 강의 경화능을 저하시킴으로 용접 후 냉각시 용접열영향부(HAZ)에 조대한 입계 페라이트(Ferrite)의 형성을 용이하게 하는 문제가 있으므로 0.08% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 반면, 그 함량이 너무 과다하면 냉각중 마르텐사이트(Martensite) 등과 같은 인성에 취약한 미세조직의 형성을 초래하므로, C의 상한을 0.20%로 제한함이 바람직하다.

Si: 0.1~0.4%

실리콘(Si)은 알루미늄을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하는 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 Si이 0.1% 이상 첨가될 필요가 있다. 다만, 너무 과다하게 첨가될 경우에는 용접열영향부(HAZ)에서 형성된 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite constituent; MA)가 분해되지 않기 때문에 취성 파괴가 일어날 위험성이 높아지는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.4%로 제한함이 바람직하다.

Mn: 1.0~1.6%

망간(Mn)은 강의 경화능을 높임으로써 용접 후 냉각시 용접열영향부(HAZ)에 입계 페라이트 형성을 억제하여 용접열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 효과를 나타내는 원소이며, 상기 효과를 얻기 위해서는 Mn이 1.0% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, Mn이 너무 과도하게 첨가될 경우에는 오히려 Mn의 편석에 의한 조직의 불균일로 인해 용접열영향부의 인성이 열화될 수 있으므로, 그 상한을 1.6%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol.Al: 0.005~0.050%

알루미늄(Al)은 강의 주요한 탈산제이므로, 그 유효성분인 가용 알루미늄(Sol.Al)이 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.050%를 초과할 경우에는 탈산 효과가 포화될 뿐만 아니라, 산화물이 증가하여 인성을 감소시킬 수 있으므로, 그 상한을 0.050%로 제한함이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.030%

티타늄(Ti)은 강중 산화물 및 질화물을 형성함으로써, 용접 후 냉각시 용접열영향부(HAZ)의 오스테나이트(Austenite) 결정립의 조대화를 억제시킴에 따라 변태 후 조직을 미세화시켜 강의 연성을 향상시키는 역할을 수행할 뿐만 아니라, 용접열영향부의 조직 열화를 방지하는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005% 이상으로 첨가할 필요가 있으며, 다만 0.030%를 초과하여 첨가할 경우에는 그 효과가 포화되므로 그 상한을 0.030%로 제한함이 바람직하다.

V: 0.005~0.10%

바나듐(V)은 본 발명에서 중요한 원소로서, 용접 후 냉각시 오스테나이트의 결정입계 및 결정입내에 VN으로 석출하여 페라이트(Ferrite)의 핵생성 자리(site)로 작용하여 조직의 미세화를 구현하고, 이로 인해 용접열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 역할을 수행한다. 이러한 V의 함량이 0.005% 미만일 경우에는 VN의 석출량이 적어 페라이트 핵생성 자리(site)로의 역할을 수행하기 어렵고, 반면 과다하게 첨가될 경우에는 VC 탄화물의 형성이 용이해져 오히려 용접열영향부(HAZ)의 인성의 열화될 수 있으므로, 그 상한을 0.10%로 제한함이 바람직하다.

B: 0.0005~0.0050%

보론(B)은 강중에 고용되어 강의 경화능을 향상시켜 강도를 증가시키는 원소이며, 또한 용접 후 냉각시 오스테나이트 입계에 고용되어 입계 페라이트 형성을 억제하며, N와 결합하여 질화물을 형성함으로써 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 용접열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 역할을 수행한다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 B의 함량이 0.0005% 이상으로 첨가될 필요가 있으나, 너무 과도하게 첨가될 경우에는 용접성을 저하시키며 오히려 용접열영향부(HAZ)의 인성을 열화시킴으로, 그 상한을 0.0050%로 제한함이 바람직하다.

N: 0.003~0.008%

질소(N)는 제강과정에서 함유되는 성분으로서, Ti, B, Al, V 등의 원소들과 반응하여 질화물을 형성하는 중요한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 N의 함량이 0.003% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 그러나, N 함량이 너무 과도하면 오히려 용접열영향부의 인성을 저해할 수 있으며, 연주공정 중 표면에 크랙(crack)을 유발할 수 있으므로, 그 상한을 0.008%로 제한함이 바람직하다.

기타, 본 발명의 강은 제강과정에서 완전한 제거가 불가능한 불순물을 포함할 수 있으며, 불순물 중 인(P)과 황(S)은 강의 물성을 더욱 향상시키기 위해 하기의 조건으로 제한되는 것이 바람직하다.

P: 0.015% 이하

인(P)은 모재와 용접부에서 입계 편석을 일으키는 원소로서 강을 취화시키는 문제를 발생시킴으로 적극 저감시켜야할 필요가 있으나, P을 극한까지 저함하기 위해서는 제강공정의 부하가 심화된다. 다만, P의 함량이 0.015% 이하에서는 상기 문제점이 크게 발생하지는 않으므로, 그 상한을 0.015%로 제한함이 바람직하다.

S: 0.005% 이하

황(S)은 강의 적열취성을 일으키는 원소로서, 상기 P과 마찬가지로 제강공정의 부하를 고려하여, 그 상한을 0.005%로 제한함이 바람직하다.

이하, 상술한 강 성분을 만족하는 고강도 극후물 강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

하기의 제조방법은 본 발명의 고강도 극후물 강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것으로서, 이에 한정되는 것은 아니다.

이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.

강재 재가열단계: 1000 내지 1200℃

강재의 열간압연을 위해 가열로에서 재가열하는 공정이 필요하다. 이때, 재가열온도가 너무 낮을 경우에는 압연시 변형저항이 너무 높아 패스당 일정 형상비 이상의 압연을 수행할 수 없으므로, 재가열온도의 하한을 1000℃로 제한한다. 반면, 재가열온도가 너무 높으면 가열로에서 오스테나이트 결정립이 과도하게 성장하여 인성이 저하되므로, 그 상한을 1200℃로 제한함이 바람직하다.

상기 가열로에서 재가열을 완료한 강재를 압연 및 냉각을 수행할 수 있다.

이때, 제조되는 강판이 대입열 용접을 적용하여도 저온인성을 갖추기 위해서는 오스테나이트 결정립이 미세한 크기로 존재하여야 하며, 이는 압연온도 및 압하율을 제어함으로써 달성할 수 있다.

본 발명에서 압연공정은 두 가지 온도영역에서 실시됨이 바람직하며, 상기 두 온도영역에서 미세조직 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.

재결정역 압연단계

오스테나이트 미세화 효과를 충분히 얻기 위해서는, 오스테나이트 재결정이 발생되는 미재결정 온도(Tnr) 이상에서 충분히 압연함이 바람직하며, 이때 최종 3패스의 압연은 하기 관계식 1로 표현되는 패스당 평균 압연 형상비(SF)를 0.5 이상으로 제어하고, 누적압하율을 40% 이상으로 실시함이 바람직하다.

미재결정 온도(Tnr) 이상의 온도에서는 핵생성을 발생시킬 수 있는 에너지가 있으면 지속적인 재결정이 발생된다. 이에, 재결정을 발생시키는 핵생성 자리(site)로부터 형성되는 결정립은 새로 생성된 것이기 때문에 매우 미세한 결정립으로 형성하게 된다.

따라서, 오스테나이트 결정립을 미세화시키기 위해서는, 재결정이 발생되는 온도 영역에서 충분한 압연을 통해 기지(matrix)내에 재결정이 발생될 수 있는 전위 및 많은 결함 등을 형성시켜줌으로써 지속적으로 재결정을 유발시킬 수 있는 핵생성 자리(site)를 충분히 만드는 것이 중요하다.

또한, 재결정에 의해 형성된 미세한 결정립들이 결정립 성장에 의해 조대화 되는 것을 방지하기 위해서는, 재결정이 발생되는 온도 영역 중 가장 낮은 온도에서 압연을 수행하는 것이 바람직하다.

따라서, 재결정역 압연시 최종 압연의 3패스를 패스당 압연형상비 0.5 이상으로 제어하고, 누적압하율 40% 이상으로 실시하는 것이 바람직하다.

<관계식 1>

통상, 성분의 효과 및 유효 결정립의 크기가 강재의 인성에 영향을 미치는 요인임은 잘 알려져 있으며, 특히 유효 결정립은 미세조직에 따라 달라지는 특징을 나타낸다. 도 1에 나타낸 바와 같이, 최종 조직이 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite)와 펄라이트(Pearlite)와 같은 고온에서 형성되는 상들인 경우(도 1의 (A)), 변태과정에서 생성된 페라이트(Ferrite) 결정립계가 유효 결정립으로 작용하여, 각각의 결정립이 형성될 수 있는 자리(site)를 미세하고 균일하게 분포시켜주면 결정립의 미세화를 얻을 수 있다.

하지만, 도 1의 (B)에 나타낸 본 발명에서와 같이 베이나이트(Bainite)와 같은 저온에서 형성되는 상들은 결정립들이 유사한 방위관계로 형성되어 경계하는 입계들의 방위차가 크지 않으므로 입계가 균열전진의 저항으로 작용하는 유효 결정립으로 작용하기 어려워, 초기 오스테나이트 결정립이 유효 결정립으로 작용하게 된다. 따라서, 저온에서 형성되는 상을 주요 미세조직으로 얻으면서, 저온 인성을 향상시키기 위해서는 초기 오스테나이트 결정립을 미세하게 얻는 것이 매우 중요하다.

따라서, 본 발명에서는 초기 오스테나이트 결정립을 미세하게 얻기 위해서, 미재결정역에서 최종 3패스는 상기 관계식 1로 표현되는 패스당 평균 압연 형상비(SF)가 0.5 이상의 값을 갖도록 압연하고, 누적압하율을 40% 이상으로 압연함이 바람직하다. 최종 3패스의 패스당 평균 압연 형상비(SF)가 0.5 미만이거나, 미재결정역에서의 누적압하율이 40% 이하이면, 30μm 이하의 크기를 갖는 오스테나이트 결정립을 균일하게 얻을 수 없으므로 모재의 인성을 우수하게 얻기 어려우며, 조대한 오스테나이트 결정립으로 인해 대입열 용접시 용접열영향부에서 우수한 인성을 얻을 수 없다.

마무리 압연단계

재결정역 압연을 수행한 후, 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연을 실시하여 강판으로 제조할 수 있다.

Ar3 온도 이하에서 마무리 열간압연이 이루어지면, 압연 후에 페라이트 변태가 이루어져 목적하는 미세조직을 얻을 수 없으며, 강도의 확보가 어렵고, 균일한 미세조직을 얻을 수 없다.

냉각 단계

상기와 같이 열간압연하여 제조된 강판을 냉각할 수 있으며, 이때 냉각속도는 3~20℃/s로하여 500~600℃까지 냉각을 실시함이 바람직하다.

냉각시 냉각속도가 3℃/s 미만으로 매우 느리면 소정의 강도를 확보하는 것이 불가능할 뿐만 아니라 페라이트가 너무 크게 형성되어 연성-취성 천이온도에 악영향을 미치며, 반면 냉각속도가 너무 빠르면 오히려 마르텐사이트와 같은 저온 조직이 형성되어 본 발명에서 목적으로 하는 인성의 확보가 불가능하다. 따라서, 냉각속도는 3~20℃/s로 제한함이 바람직하다.

또한, 상기 설정한 냉각속도로 냉각할 시 500~600℃에서 냉각을 종료함이 바람직하다. 만약, 600℃를 초과하는 온도에서 냉각을 정지하게 되면, 충분한 베이나이트 조직을 얻을 수 없으며, 연성-취성 천이온도에도 악영향을 미친다. 반면, 500℃ 이하의 낮은 온도까지 냉각될 경우에는 마르텐사이트와 같은 저온상 또는 도상 마르텐사이트(MA) 조직이 생성될 수 있으므로 인성의 열화가 나타날 수 있다. 따라서, 500~600℃에서 냉각을 종료함이 바람직하다.

다만, 강재의 두께가 얇거나 크기가 작아서 자연 공기냉각(공냉)에 의해 3℃/s의 냉각속도가 달성되는 경우에는, 상술한 냉각속도와 냉각종료온도에 무관하게 압연 후 공기 중에서 냉각을 수행할 수 있다.

상기한 성분계 및 제조조건을 만족하는 고강도 극후물 강판의 미세조직은 면적분율로 50~70%의 베이나이트(Bainite) 및 30~50%의 침상 페라이트(Acicular Ferrite)를 포함하고, 초기 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 30μm 이하인 것이 바람직하다.

대입열 용접 특성이 우수한 극후물 고강도 강판을 제조할 시 상기와 같이 조직을 제어하는 것은, 용접부의 인성 향상 및 강도 확보를 위한 것으로서, 이를 위해서는 최소한의 베이나이트 분율을 확보할 필요가 있다.

베이나이트 및 침상 페라이트를 상기의 상분율로 확보하지 못할 경우, 대입열 용접시 용접열영향부(HAZ)에 많은 분율의 조대한 입계 페라이트가 형성되어 용접열영향부(HAZ)의 인성을 저하시키며, 뿐만 아니라 초기 오스테나이트 결정립을 30μm 이하로 미세하게 얻지 못할 경우에도 용접열영향부(HAZ)에 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 용접열영향부(HAZ)의 인성이 저하된다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 용접열영향부(HAZ)의 인성이 우수한 고강도 극후물 강판에 대하여 상세히 설명한다.

상기 본 발명에 따라 제공되는 고강도 극후물 강판은 상술한 성분조성을 만족하고, 미세조직으로 50~70%의 베이나이트(Bainite) 및 30~50%의 침상 페라이트(Acicular Ferrite)를 포함하고, 초기 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 30μm 이하이다.

이러한 강재에 대입열 용접이 적용된 후 급냉되면, 용접열영향부(HAZ)의 미세조직은 90% 이상의 베이나이트와 잔부는 미세한 입계 페라이트의 상분율을 갖게 된다.

상기 베이나이트의 분율을 만족하지 아니할 시, 오스테나이트 입계에 조대한 입계 페라이트가 형성되며, 입계 페라이트의 분율이 증가하게 됨에 따라 용접열영향부(HAZ)의 인성을 저하시킬 수 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분 조성을 갖는 슬라브를 제작한 후, 각각의 슬라브를 1100~1200℃에서 가열하고, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 압연 및 냉각을 실시하여 강판을 제조하였다.

이후, 각 조건에 따라 제조된 강판에 대하여 오스테나이트 결정립 크기(AGS) 및 베이나이트의 분율을 측정하여 하기 표 2에 나타내고, 모재의 재질특성 평가를 위하여 강판의 인장강도 및 저온인성을 측정하고, 용접부 재질특성 평가를 위해 용접열영향부(HAZ)의 샤르피 충격 인성값을 측정하여, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

이때, 오스테나이트 결정립 크기는 강판의 1/4t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고, 이를 AGS 부식용액으로 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500배로 관찰하고 화상해석에 의해 결정립 크기를 측정하여 평균치를 계산하였다.

베이나이트 분율은 강판의 1/4t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고, 이를 Nital 부식용액으로 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 200배로 관찰하고 화상해석에 의해 베이나이트 분율을 측정하였다.

모재의 인장강도는 강판의 1/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS4호 시편을 채취하고, 이를 상온에서 인장시험(tension test)을 실시함으로써 인장강도를 측정하였다.

모재의 저온인성은 강판의 1/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 V 노치 시험편을 제작한 후 -20℃에서 샤르피 충격시험을 5회 실시하여 평균치를 계산하였다.

대입열 용접시 용접열영향부(HAZ)의 인성을 알아보기 위해서, 용접열영향부(HAZ)의 저온인성을 측정하였다. 이를 위해, 강판으로부터 채취한 시험편(11mm×11mm×60mm)을 1350℃로 가열하여 5초간 유지시킨 후, 800℃에서 500℃까지 300초 동안 냉각하는 HAZ 시뮬레이션을 실시한 후, 각 시편으로부터 샤르피 시편을 채취하여 V 노치 시험편을 제작한 후 -20℃에서 샤르피 충격시험을 각 5회씩 실시하여 평균치를 계산하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Sol.Al	V	B	Ti	N
A	0.05	0.2	1.6	0.008	0.002	0.03	0.06	0.0010	0.012	0.006
B	0.25	0.15	1.2	0.010	0.002	0.03	0.05	0.0012	0.015	0.004
C	0.20	0.3	1.5	0.008	0.002	0.03	0	0.0010	0.015	0.007
D	0.15	0.2	1.5	0.008	0.002	0.03	0.20	0.0010	0.015	0.003
E	0.10	0.3	1.3	0.008	0.002	0.03	0.05	0.0010	0	0.008
F	0.08	0.4	1.6	0.008	0.002	0.03	0.08	0.0015	0.015	0.001
G	0.14	0.3	1.3	0.008	0.002	0.03	0.10	0.0010	0.012	0.015
H	0.09	0.4	1.0	0.008	0.002	0.03	0.03	0	0.010	0.005
I	0.11	0.2	1.3	0.010	0.002	0.025	0.06	0.010	0.015	0.004
J	0.17	0.2	0.6	0.008	0.002	0.03	0.06	0.0012	0.015	0.005
K	0.12	0.2	1.5	0.010	0.002	0.025	0.05	0.0010	0.015	0.006
L	0.10	0.3	1.6	0.008	0.002	0.03	0.10	0.0010	0.013	0.007
M	0.15	0.15	1.4	0.008	0.002	0.025	0.08	0.0011	0.015	0.008

시편 번호	강종	압연 형상비	누적 압하율 (%)	Ar3 (℃)	마무리 압연온도 (℃)	냉각 종료온도 (℃)	AGS (μm)	베이나이트 분율(%)
1	A	0.55	54	764	796	555	28	15
2	B	0.53	49	734	762	552	24	83
3	C	0.58	61	725	795	560	65	32
4	D	0.52	53	741	805	548	23	55
5	E	0.55	52	772	803	565	86	62
6	F	0.55	55	754	779	588	42	25
7	G	0.53	49	760	800	513	28	63
8	H	0.54	60	799	820	520	55	10
9	I	0.51	59	769	830	541	23	96
10	J	0.55	58	807	840	522	26	18
11	K	0.42	55	750	806	522	63	72
12	L	0.45	48	748	813	526	58	64
13	M	0.38	60	749	807	518	68	69
14	K	0.52	25	750	802	553	67	70
15	L	0.54	30	748	812	556	63	65
16	M	0.58	34	749	820	514	64	68
17	K	0.53	52	750	705	510	24	42
18	L	0.55	48	748	820	650	38	40
19	M	0.53	62	749	810	250	28	95
20	K	0.56	52	750	809	550	25	68
21	L	0.58	60	748	820	530	26	65
22	M	0.55	49	749	812	540	27	73

(상기 표 2에서 압연형상비는 재결정역 압연시 최종 3패스의 패스당 압연형상비(SF)를 관계식 1로 계산하여 나타낸 것이며, 누적압하율은 재결정역 압연시의 누적압하율을 나타낸 것이다.)

시편번호	강종	인장강도 (MPa)	CVN@-20℃ (J, 모재)	CVN@-20℃ (J, HAZ)	구분
1	A	390	385	215	비교예
2	B	680	32	12	비교예
3	C	590	120	26	비교예
4	D	560	41	27	비교예
5	E	460	32	12	비교예
6	F	430	260	24	비교예
7	G	630	32	23	비교예
8	H	385	245	35	비교예
9	I	653	15	13	비교예
10	J	430	65	32	비교예
11	K	589	95	26	비교예
12	L	554	86	35	비교예
13	M	586	93	24	비교예
14	K	586	123	26	비교예
15	L	546	126	33	비교예
16	M	580	105	28	비교예
17	K	480	152	32	비교예
18	L	430	56	24	비교예
19	M	630	42	15	비교예
20	K	584	257	154	발명예
21	L	556	312	167	발명예
22	M	583	221	142	발명예

상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 시편번호 1 내지 19의 경우, 본 발명에서 제안하는 요소 중 1가지 또는 1가지 이상을 만족하지 못하는 경우로서, 모재의 강도 및 인성이 불충분하거나 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 나타냄을 알 수 있다.

보다 구체적으로, 시편번호 1의 경우에는 C의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 낮은 경우로서, 모재의 강도가 확보되지 못하였다.

시편번호 2의 경우에는 C의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 높은 경우로서, 모재뿐만 아니라 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화된 결과를 보였다.

시편번호 3의 경우에는 V가 미첨가된 경우로서, 베이나이트 분율이 감소하고, 오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 지나치게 조대해진 결과 용접열영향부(HAZ)의 인성이 저하되는 결과를 보였다.

시편번호 4의 경우에는 V의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 높은 경우로서, 과도한 V의 첨가에 의해서도 압하량 및 압연온도를 제어할 시 목적하는 분율의 상은 구현할 수 있으나, 용접시 용접열영향부(HAZ)에 조대한 VC를 형성함으로써 용접부의 인성을 저하시키는 결과를 보였다.

시편번호 5의 경우에는 Ti이 미첨가된 경우로서, 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하지 못함에 따라 모재 및 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 6 및 7의 경우에는 N의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않는 경우로서, N의 함량이 매우 미량일 경우에는 질화물 형성량이 감소하여 오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 조대해짐에 따라 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였으며, 반면 N의 함량이 지나치게 높은 경우에는 압하량 및 압연온도의 제어로서 목적하는 분율의 상은 얻을 수 있지만, 과잉첨가된 N으로 인해 모재 자체의 인성을 열화시키고, 용접시 조대한 질화물을 형성함에 의해 용접열영부(HAZ)의 인성을 열화시키는 결과를 보였다.

시편번호 8의 경우에는 B이 미첨가된 경우로서, 소입성을 감소시켜 베이나이트 분율을 확보하지 못하여 모재의 강도를 확보할 수 없으며, 용접열영향부(HAZ)에서 BN과 같은 질화물을 형성하지 못함에 따라 오스테나이트 결정립이 조대해지며 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 9의 경우에는 B의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 높은 경우로서, 베이나이트 상을 70% 이상으로 형성함에 따라 모재 및 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 10의 경우에는 Mn의 함량이 본 발명에서 제안하는 범위보다 낮은 경우로서, 충분한 베이나이트 상을 확보하지 못함에 따라 강도가 낮아지고, 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 11 내지 13은 본 발명에서 제안하는 성분조성은 만족하지만 재결정역 압연시 최종 3패스의 패스당 압연형상비(SF)가 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않는 경우로서, 오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 조대해져 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 14 내지 16도 본 발명에서 제안하는 성분조성은 만족하지만 재결정역 압연시 누적압하율이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 않는 경우로서, 이 또한 오스테나이트 결정립 크기(AGS)가 조대해져 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 17은 마무리 압연온도가 Ar3 이하인 경우로서, 압연 중 페라이트 변태가 발생됨에 따라 베이나이트 상의 분율이 감소하고, 이에 강도의 하락 및 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

시편번호 18 및 19는 냉각종료온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않는 경우로서, 냉각종료온도가 지나치게 높은 경우에는 베이나이트가 충분히 형성되지 못함에 따라 강도가 감소하고, 충분한 베이나이트의 확보가 어려워 인성이 열화되는 결과를 보였다. 반면, 냉각종료온도가 너무 낮은 경우에는 마르텐사이트와 같은 저온 경화상이 형성됨에 따라 모재 및 용접열영향부(HAZ)의 인성이 열화되는 결과를 보였다.

그러나, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 시편번호 20 내지 22의 경우에는 모재의 강도 및 인성이 우수하고, 대입열 용접을 적용하더라도 용접열영향부(HAZ)의 인성이 우수한 결과를 보임을 알 수 있다.

상술한 바에 따라, 본 발명에 의해 조성되는 강 슬라브를 본 발명에 따른 제조방법으로 제조하는 경우, 대입열 용접을 적용하더라도 용접열영향부(HAZ)의 인성이 우수하여 용접구조물 강으로서 우수한 효과가 있음을 확인할 수 있다.

결과적으로, 본 발명은 용접구조용 강판에 대입열 용접을 적용할 시 용접열영향부(HAZ)의 인성이 저하되는 문제점을 해소하기 위해, 합금원소의 조성은 물론, 압연 및 냉각 조건을 최적으로 제어하는 방법에 관한 것으로서, 본 발명에 의할 경우 모재의 인성뿐만 아니라 용접열영향부(HAZ)의 인성도 우수한 고강도 극후물 강판을 효과적으로 제조할 수 있게 된다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.08~0.20%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 1.0~1.6%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.050%, 티타늄(Ti): 0.005~0.030%, 바나듐(V): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050% 및 질소(N): 0.003~0.008%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1000 내지 1200℃에서 재가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 오스테나이트 재결정이 일어나는 미재결정 온도(Tnr) 이상에서 누적압하율 40% 이상으로 압연하는 재결정역 압연단계;
상기 압연된 강재를 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연하여 강판으로 제조하는 마무리 압연단계; 및
상기 제조된 강판을 3 내지 20℃/s의 냉각속도로 500 내지 600℃까지 냉각하는 냉각단계를 포함하고,
상기 재결정역 압연단계에서 최종 3패스의 압연은 하기 관계식 1로 표현되는 패스당 평균 압연 형상비(SF)를 0.5 이상으로 제어하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판의 제조방법.
<관계식 1>
삭제
제 1항에 있어서,
상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물 중 인(P)과 황(S)의 함량은 중량%로, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.005% 이하인 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판의 제조방법.
중량%로, 탄소(C): 0.08~0.20%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 1.0~1.6%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.050%, 티타늄(Ti): 0.005~0.030%, 바나듐(V): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050% 및 질소(N): 0.003~0.008%를 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
미세조직으로 50~70%의 베이나이트(Bainite) 및 30~50%의 침상 페라이트(Acicular Ferrite)를 포함하고, 초기 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30μm 이하이며, 대입열 용접을 실시하였을 때, 용접열영향부의 미세조직은 95% 이상의 베이나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판.
제 4항에 있어서,
불가피하게 포함되는 불순물 중 인(P)과 황(S)의 함량은 중량%로, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.005% 이하인 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판.
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