KR101536471B1

KR101536471B1 - 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101536471B1
Application number: KR1020130163291A
Authority: KR
Inventors: 정홍철; 김호수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-12-24
Filing date: 2013-12-24
Publication date: 2015-07-13
Also published as: JP2017504722A; US10370736B2; CN105829565B; US20170002435A1; KR20150075004A; WO2015099373A1; CN105829565A; WO2015099373A8; JP6441939B2

Abstract

본 발명은 선박, 건축, 교량 등의 용접구조물에 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접열영향부의 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET FOR WELDING STRUCTURE WITH SUPERIOR HAZ TOUGHNESS FOR HIGH HEAT INPUT WELDING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

최근들어, 건축물 및 구조물 등이 초고층화 및 대형화됨에 따라, 이들에 사용되는 강재에 대해서 기존 것과 비교하여 대형화되고, 강도는 더 높게 요구되고 있으며, 이로 인해 그 두께도 점차 두꺼워지고 있다.

이와 같은, 대형 용접구조물을 제조하기 위해서는 이에 사용되는 강재의 강도를 더 높게 요구하면서도 내진성을 우수하게 하기 위한 목적에서 여전히 낮은 항복비가 요구되고 있다. 일반적으로, 강재의 항복비는 강재의 금속조직을 페라이트(ferrite)와 같은 연질상(soft phase)이 대부분이며, 베이나이트(bainite)나 마르텐사이트(martensite) 등의 경질상(hard phase)이 적당하게 분산된 조직을 구현함으로써 낮출 수 있는 것으로 알려져 있다.

이러한 고강도 구조용 강재를 용접하여 용접구조물로 제조하기 위해서는 고능률의 용접이 필요하며, 이에 일반적으로는 시공비용절감 및 용접시공효율의 측면에서 유리한 고효율 용접이 사용되고 있다. 그런데, 이와 같은 고효율 용접을 실시하는 경우, 용접 모재의 열 영향을 받는 용접열영향부(Heat Affected Zone, 용접금속과 강재와의 계면보다도 강재측 수 mm의 위치)에 있어서 용접 중에 결정립이 성장하거나 조직이 조대해져 인성이 크게 저하되는 문제가 있다.

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 구조물 등에 사용되는 구조용 강재에는 안전성 확보라는 측면에서 강재의 강도뿐만 아니라, 용접부의 인성도 양호한 것이 요구되므로, 최종 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 용접열영향부(HAZ)의 인성을 확보할 필요가 있으며, 특히 HAZ의 인성 열화에 원인이 되는 HAZ 미세조직을 제어할 필요가 있다.

이를 위해, 특허문헌 1에서는 TiN 석출물을 활용하여 페라이트의 미세화로부터 용접부의 인성을 확보하는 기술에 대해 개시하고 있다.

보다 구체적으로, Ti/N의 함량비를 관리하여 미세한 TiN 석출물을 충분히 형성시킴으로써, 페라이트를 미세화시키고, 이로 인해 100kJ/cm의 입열량이 적용될 때에 0℃에서 충격인성이 200J 정도인 구조용 강재를 제공한다.

그러나, 강재의 인성이 300J 정도인 것에 비해 용접열영향부의 인성이 대체적으로 낮아, 후육화 강재의 대입열 용접에 따른 강구조물의 신뢰성 확보에 한계가 있다. 더불어, 미세한 TiN 석출물의 확보를 위해서 열간압연 전 가열공정을 2회 실시하는 점에서, 제조비용이 상승하는 문제가 있다.

용접열영향부가 강재 대비 동등한 수준의 인성을 가질 수 있다면, 건축물 및 구조물 등의 대형후물강재에 대해서도 안정한 고효율 용접이 가능할 것이다. 따라서, 용접열영향부가 강재 대비 동등 또는 그 이상의 인성을 가져, 안정성 및 신뢰성이 확보된 용접구조용 강재의 개발이 요구된다.

일본 공개특허공보 1999-140582호

본 발명의 일 측면은, 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1~0.6%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 구리(Cu): 0.1~0.4%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.0003~0.004%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Ti와 N 성분함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 N와 B의 성분함량은 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Mn, Cr, Mo, Ni 및 Nb의 성분함량은 하기 관계식 3을 만족하고,

면적분율로 30~40%의 침상 페라이트, 60~70%의 베이나이트로 이루어지는 미세조직을 갖는 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재.

[관계식 1]

3.5 ≤ Ti/N ≤ 7.0

[관계식 2]

1.5 ≤ N/B ≤ 4.0

[관계식 3]

4.0 ≤ 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb ≤ 7.0

(상기 관계식 1 내지 3에서 각각의 성분단위는 중량%이다.)

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 슬라브를 1100~1200℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 870~900℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 4~10℃/s의 냉각속도로 420~450℃까지 냉각하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 초고강도 물성을 가지면서 동시에 대입열 용접열영향부의 물성 확보가 가능한 초고강도 용접구조용 강재를 제공할 수 있다.

또한, 본 발명의 용접구조용 강재는 안정성 및 신뢰성이 확보된 상태에서 대입열 용접이 가능하게 하는 효과가 있으며, 건축물 및 구조물 등에 사용되는 대형후물강재로서 적합하게 이용할 수 있는 장점이 있다.

도 1은 본 발명의 일 측면에 따라 제조된 용접구조용 강재의 용접부 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.

본 발명자들은 점차 대형화되고 초고강도를 요구하는 건축물 또는 구조물 등에 사용되는 대형후물강재의 용접부 인성을 우수하게 확보하기 위해 깊이 연구한 결과, 용접열영향부의 미세조직을 제어함으로써 충격인성이 우수한 용접열영향부를 갖는 용접구조용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 용접구조용 강재는 그 성분으로, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1~0.6%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 구리(Cu): 0.1~0.4%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.0003~0.004%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 상기와 같이 용접구조용 강재의 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 여기서, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.05~0.15%

탄소(C)는 강재의 강도를 향상시키는데 매우 유리한 원소로서, 특히 도상 마르텐사이트(M-A) 조직의 크기와 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이다.

이러한 C의 함량이 0.05% 미만이면 M-A 조직의 생성이 극히 제한되며, 목표로 하는 강도를 충분히 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 구조용 강재로 사용되는 판재의 용접성이 저하될 우려가 있다.

Si: 0.1~0.6%

실리콘(Si)은 탈산제로 사용되는 원소로서, 강도 상승의 효과도 갖는다. 특히, Si은 M-A 조직의 안정성을 높이므로, 탄소가 적은 함량으로 포함되더라도 M-A 조직의 분율을 높일 수 있다.

이러한 Si의 함량이 0.1% 미만이면 탈산 효과가 불충분하게 되는 문제가 있으며, 그 함량이 0.6%를 초과하게 되면 오히려 강재의 저온인성을 저하시키면서 동시에 용접성도 악화시키는 문제가 있다.

Mn: 1.5~3.0%

망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는데 유용한 원소이며, M-A 조직의 생성을 촉진시키는 역할도 한다. 특히, Ti 산화물 주위에 석출하여 용접열영향부 인성 개선에 유효한 침상형 페라이트 생성에 영향을 미친다.

이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 M-A 조직의 분율을 충분히 확보하기 어려우며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 Mn 편석에 의한 조직불균일로 인해 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미치며, 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시킬 우려가 있다.

Ni: 0.1~0.5%

니켈(Ni)은 고용강화에 의해 강재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Ni을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시킬 수 있으며, 고가의 원소로서 경제성이 현저히 저하될 우려가 있다.

Mo: 0.1~0.5%

몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키고, 동시에 강도를 향상시키는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상의 Mo을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하므로, 0.5% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.1~1.0%

크롬(Cr)은 경화능을 증가시켜 강도 향상을 도모하는 원소로서, 이를 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하여 강재뿐만 아니라 용접부의 인성을 열화시킬 우려가 있으므로, 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.1~0.4%,

구리(Cu)는 강재의 인정 저하를 최소화함과 동시에 강도는 높일 수 있는 원소로서, 이러한 효과를 위해서는 0.1% 이상으로 Cu를 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.4%를 초과하게 되면 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저해하는 문제가 있으며, 제품의 표면품질을 열화시킬 가능성이 크므로, 0.4% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.1%

티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 고온에서 안정하고 미세한 TiN 석출물을 형성시키며, 이러한 TiN 석출물은 강 슬라브의 재가열시 입자성장을 억제하는 효과가 있으며, 이로 인해 저온인성을 크게 향상시킬 수 있다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 너무 과도하면 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.03%

니오븀(Nb)은 조직의 입자미세화에 의한 인성을 향상시키는 역할을 함과 동시에 NbC, NbCN 또는 NbN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시키는 효과가 있다.

이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Nb를 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 과다하면 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 크고, 제조단가도 크게 상승시킬 수 있으므로, 그 함량을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0003~0.004%

보론(B)은 결정립 내에서 인성이 우수한 침상 페라이트(acicular ferrite)를 생성시키며, 또한 BN 석출물을 형성하여 입자의 성장을 억제하는 역할을 한다.

이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0003% 이상으로 B을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 너무 과다하면 오히려 경화능과 저온인성을 저하시키는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.004% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005~0.1%

알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 연속 주조시 노즐 막힘을 야기하므로 바람직하지 못하다.

N: 0.001~0.006%

질소(N)는 TiN, BN 등의 석출물을 형성시키는데 필수불가결한 원소로서, 대입열 용접시 용접열영향부의 입자 성장을 최대로 억제시키는 효과가 있다. 이러한 효과를 위해서는 0.001% 이상의 N가 필요하나, 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 오히려 인성을 크게 저하시키므로 바람직하지 못하다.

P: 0.015% 이하

인(P)은 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소로서, 가능한 한 낮게 관리하는 것이 유리하며, 그 상한을 0.015% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

S: 0.015% 이하

황(S)은 다량으로 존재할 경우 FeS 등의 저융점화합물을 형성시키므로, 가능한 한 낮게 관리하는 것이 유리하며, 그 상한을 0.015% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

산소(O): 0.005% 이하

산소(O)는 다량으로 존재하는 경우 조대한 산화물을 형성하여 강재의 물성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하며, 그 상한을 0.005% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

상술한 성분들 중, Ti와 N 성분함량은 하기 관계식 1을 만족하고, N와 B의 성분함량은 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 또한 Mn, Cr, Mo, Ni 및 Nb의 성분함량은 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

3.5 ≤ Ti/N ≤ 7.0

[관계식 2]

1.5 ≤ N/B ≤ 4.0

[관계식 3]

4.0 ≤ 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb ≤ 7.0

본 발명에서 Ti 및 N 간의 함량비 및 N 및 B 간의 함량비를 제어하는 이유는 다음과 같다.

화학양론적으로 Ti와 N의 비(Ti/N)는 3.4이지만 평형상태의 용해도적(solubility product)을 계산해 보면 Ti/N의 값이 3.4보다 높은 경우에 고온에서 고용되는 Ti 함량이 감소되어 TiN 석출물의 고온 안정성이 증가하게 된다. 다만, TiN을 형성하고 남은 고용 N이 존재하게 되면 시효성을 조장할 우려가 있으므로, 남아있는 고용 N을 BN으로 복합 석출시킴으로써 TiN 석출물의 안정성을 더욱 향상시킬 수 있다. 이를 위해, 본 발명에서는 Ti/N 및 N/B의 비를 관리할 필요가 있는 것이다.

먼저, Ti/N의 비는 3.5~7.0을 만족하는 것이 바람직하다.

Ti/N 비가 7.0을 초과하게 되면 제강과정에서 용강 중에 조대한 TiN이 정출되므로 TiN의 균일한 분포가 얻어지지 않으며, 또한 TiN으로 석출하지 않고 남은 고용 Ti이 용접부 인성에 나쁜 영향을 미치므로, 바람직하지 못하다. 반면, Ti/N 비가 3.5 미만이면, 강재의 고용 N의 양이 급격히 증가하여 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미치므로, 바람직하지 못하다.

N/B의 비는 1.5~4.0을 만족하는 것이 바람직하다.

N/B 비가 1.5 미만이면 입자 성장을 억제하는데 유효한 BN 석출물의 양이 불충분한 문제가 있다. 반면, N/B 비가 4.0을 초과하게 되면 그 효과가 포화되며, 고용 N의 양이 급격히 증가하여 용접열영향부 인성을 저하시키는 문제가 있다.

또한, 본 발명은 Mn, Cr, Mo, Ni 및 Nb 간의 성분 관계(2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb)를 제어하는데, 이때 이들의 성분관계식이 4.0 미만이면 용접열영향부의 강도가 불충분하여 용접구조물의 강도확보에 어려움이 있으며, 반면 7.0을 초과하게 되면 용접경화성이 증가하여 용접열영향부 충격인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 용접부의 강도와 용접열영향부의 최적 충격인성을 확보하기 위해서는 Mn, Cr, Mo 및 Ni의 성분함량을 상기와 같이 제어하는 것이 바람직하다.

상술한 본 발명의 유리한 합금조성을 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 범위 내로 첨가할 수도 있다. 하기 합금원소들을 1종만 첨가될 수도 있으며, 필요에 따라 2종 이상 함께 첨가될 수도 있다.

V: 0.005~0.2%

바나듐(V)은 다른 미세합금에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 VN으로 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 이러한 효과를 위해서는 0.005% 이상으로 V을 첨가할 필요가 있으나, V은 매우 고가의 원소로서 다량 첨가하면 경제성이 저하됨은 물론 오히려 인성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ca 및 REM: 각각 0.0005~0.005%, 0.005~0.05%

Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 강재 내에서 가열시 입자의 성장을 억제하고 냉각과정에서 페라이트 변태를 촉진시켜 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 또한, Ca은 제강시 조대한 MnS가 형성되는 것을 제어하는 효과가 있다. 이를 위해, Ca은 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.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

상술한 성분조성을 모두 만족하는 본 발명의 용접구조용 강재는 미세조직으로서 30~40%의 침상 페라이트 및 60~70%의 베이나이트 조직을 포함하는 것이 바람직하다.

용접구조용 강재의 강도 및 인성을 동시에 확보하기 위해서는 그 미세조직을 침상 페라이트 및 베이나이트 복합조직으로 할 필요가 있으며, 이때 침상 페라이트의 분율이 40%를 초과하게 되면 용접열영향부 인성확보에는 유리하지만 강도확보에 문제가 있으며, 또한 베이나이트의 분율이 60% 미만이면 강도확보에 어려움이 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명의 구조용 강재는 미세조직으로 침상 페라이트와 베이나이트를 각각 적정분율로 포함하는 것이 바람직하며, 구체적으로는 30~40%의 침상 페라이트 및 60~70%의 베이나이트를 포함하는 경우 목적하는 물성을 만족할 수 있으며, 특히 침상 페라이트 35% 및 베이나이트 65%의 미세조직 구성이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 용접구조용 강재는 0.01~0.05㎛ 크기의 TiN 석출물을 포함하고, 상기 TiN 석출물은 50㎛ 이하의 간격으로 1.0×10³개/mm² 이상 분포하는 것이 바람직하다.

TiN 석출물의 크기가 너무 작으면 고효율 용접시 대부분 모재에 쉽게 재고용되어 용접열영향부에서 입자의 성장을 억제하는 효과가 떨어지고, 반면 그 크기가 너무 크면 조대한 비금속개재물과 같은 거동을 하여 기계적 성질에 영향을 미칠 뿐만 아니라, 입자 성장억제 효과가 적은 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 TiN 석출물의 크기를 0.01~0.05㎛로 제어하는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 크기가 제어된 TiN 석출물들은 50㎛ 이하의 간격으로 1.0×10³개/mm² 이상 분포하는 것이 바람직하다.

1mm²당 석출물의 개수가 1.0×10³개/mm² 미만에서는 고효율 용접 후 용접열영향부의 입자 크기를 미세하게 형성시키는데 어려움이 있다. 보다 바람직하게는 1.0×10³개/mm²~1.0×10⁴개/mm²로 분포하는 것이 좋다.

상기와 같이 미세한 TiN 석출물을 충분히 갖는 강재는 대입열 용접시 오스테나이트 결정립 크기가 200㎛ 이하이고, 미세조직으로 면적분율 30~40%의 침상 페라이트 및 60~70%의 베이나이트를 갖는 용접열영향부를 갖는 것을 특징으로 한다.

용접열영향부의 오스테나이트 결정립 크기가 200㎛을 초과하게 되면, 원하는 인성을 갖는 용접열영향부를 얻을 수 없다.

미세조직으로 침상 페라이트의 분율이 40%를 초과하면 충격인성에는 유리한 반면 충분한 강도의 확보가 어렵기 때문에 바람직하지 못하며, 반면 30% 미만이면 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다. 또한, 베이나이트의 분율이 60% 미만이면 강도확보가 어려우며, 반면 70%를 초과하게 되면 용접열영향부의 인성 확보에 어려움이 있으므로 바람직하지 못하다.

용접열영향부의 오스테나이트 결정립은 강재에 분포하는 석출물의 크기 및 개수 그리고 분포에 큰 영향을 받게 되며, 강재를 대입열 용접할 경우 강재에 분포하는 석출물의 일부가 강재로 재고용되어 오스테나이트 결정립의 성장 억제 효과가 감소한다.

따라서, 대입열 용접 후 용접열영향부에서 미세한 오스테나이트 결정립을 얻고, 인성에 영향을 미치는 미세조직을 형성시키기 위해서는 강재 내에 분포하는 석출물의 제어가 매우 중요하다.

본 발명에서는 앞서 언급한 바와 같은 조건으로 TiN 석출물을 포함하는 강재를 이용하여 대입열 용접할 경우, 상기와 같은 인성이 우수한 용접열영향부를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 강재의 강도가 870MPa 이상으로 초고강도를 갖고, -20℃에서의 충격인성이 47J 이상으로 저온인성이 우수하므로, 용접구조용 강재로서 매우 적합하게 적용할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 용접구조용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

간략히 설명하면, 본 발명의 용접구조용 강재를 제조하는 방법은, 상술한 성분조성을 모두 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계, 이를 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계 및 냉각하는 단계로 이루어질 수 있다.

먼저, 상기 성분조성을 모두 만족하는 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도로 재가열한다.

일반적으로 제강 및 연주를 거쳐 반제품으로 만들어진 슬라브는 열간압연 전에 재가열 공정을 거치게 되는데, 이는 합금의 용해와 오스테나이트(austenite)상의 성장을 억제하는데 그 목적이 있다. 즉, Ti, Nb, V 등과 같은 미량의 합금원소 용해량을 조절하고, 또한 TiN과 같은 미세 석출물을 이용하여 오스테나이트상의 결정립 성장을 최소화 하는 것이다.

이때, 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 슬라브내 합금성분의 편석 제거가 어려우며, 반면 1200℃를 초과하게 되면 석출물이 분해되거나 성장하여 오스테나이트의 결정립이 너무 조대해지는 문제가 있다.

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 870~900℃에서 마무리 압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다.

이때, 강 슬라브에 대해 조압연을 실시한 다음, 마무리 압연을 실시하는 것이 바람직하며, 이때 조압연은 패스당 5~15%의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

또한, 마무리 압연 온도가 870℃ 미만이거나 900℃를 초과하게 되면 조대한 베이나이트가 형성되어 바람직하지 못하다. 이때, 10~20%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다.

상기 제조된 열연강판을 4~10℃/s의 냉각속도로 420~450℃까지 냉각하는 것이 바람직하다.

냉각속도가 4℃/s 미만이면 조직이 조대해지므로 바람직하지 못하며, 반면 냉각속도가 10℃/s를 초과하게 되면 과도한 냉각으로 인해 마르텐사이트가 형성되는 문제가 있다.

그리고, 냉각종료온도가 420℃ 미만이면 마르텐사이트가 형성되어 바람직하지 못하며, 반면 냉각종료온도가 450℃/s를 초과하게 되면 조직이 조대화되기 때문에 바람직하지 못하다.

상술한 방법에 따라 행할 경우, 본 발명에서 목적하는 용접구조용 강재를 제조할 수 있다.

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

( 실시예 )

하기 표 1 및 2에 나타낸 성분조성 및 성분관계를 갖는 강 슬라브를 본 발명에서 제안하는 방법에 의해 재가열 - 열간압연 - 냉각하여 각각의 열연강판을 제조하였다.

상기에 따라 제조된 각각의 열연강판에 대해 실제 용접입열량에 상당하는 용접조건, 즉 최고가열온도 1350℃로 가열한 후 800~500℃의 냉각시간이 40초인 용접 열사이클을 부여한 다음, 시험편 표면을 연마하고 기계적 물성을 측정하기 위한 시험편으로 가공한 후 물성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

이때, 인장시험편은 KS 규격(KS B 0801) 4호 시험편에 준하여 제조하고, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/min에서 실시하였다.

또한, 충격시험편은 KS 규격(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하고, 충격시험은 -20℃에서 샤르피 충격시험을 통해 평가하였다.

그리고, 용접열영향부의 미세조직의 관찰과 용접열영향부 인성에 중요한 영향을 미치는 석출물의 크기, 개수에 대해서 광학현미경과 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하고, 그 결과를 표 3에 나타내었다. 이때, 피검면은 100mm²을 기준으로 평가하였다.

구분	성분조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	P	S	Ni	Mo	Cu	Cr	Ti	B*	Al	Nb	V	N*
발명강1	0.06	0.2	2.8	0.006	0.002	0.5	0.2	0.1	0.4	0.02	10	0.03	0.03	-	33
발명강2	0.05	0.3	2.5	0.005	0.002	0.4	0.1	0.2	0.5	0.02	15	0.02	0.01	0.01	35
발명강3	0.07	0.2	2.7	0.005	0.003	0.3	0.1	0.2	0.4	0.03	16	0.02	0.02	-	44
발명강4	0.08	0.2	1.9	0.007	0.003	0.5	0.3	0.3	0.4	0.02	20	0.03	0.01	-	32
발명강5	0.05	0.4	2.3	0.006	0.002	0.3	0.1	0.1	0.4	0.03	23	0.03	0.01	-	50
비교강1	0.08	0.2	2.8	0.005	0.003	1.0	-	-	0.06	0.001	-	-	-	-	45
비교강2	0.05	0.2	1.5	0.008	0.004	0.1	0.1	0.1	0.1	-	26	0.03	0.02	-	74
비교강3	0.08	0.3	2.7	0.010	0.003	1.4	0.5	0.04	0.3	0.04	-	0.01	0.01	-	12
비교강4	0.06	0.3	2.9	0.008	0.003	0.8	0.4	0.2	0.2	0.02	32	0.01	0.03	-	30
비교강5	0.078	0.6	2.5	0.012	0.005	1.3	0.7	0.3	0.5	0.02	42	0.03	-	0.01	90

(상기 표 1에서 B* 및 N*의 단위는 'ppm' 이다.)

구분	합금원소 구성비
구분	Ti/N	N/B	2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb
발명강 1	6.1	3.3	6.8
발명강 2	5.7	2.3	6.0
발명강 3	6.8	2.8	6.3
발명강 4	6.3	1.6	5.0
발명강 5	6.0	2.2	5.4
비교강 1	0.2	-	6.6
비교강 2	-	2.8	3.4
비교강 3	33.3	-	7.6
비교강 4	6.7	0.9	7.3
비교강 5	2.2	2.1	7.5

구분	미세조직 분율		TiN 석출물		기계적 성질
	AF	B	개수 (개/mm²)	평균크기 (㎛)	인장강도 (MPa)	충격인성 (vE_-20℃(J))
발명강 1	32	68	2.1×10⁴	0.01	910	194
발명강 2	34	66	2.2×10⁴	0.01	925	223
발명강 3	35	65	2.3×10⁴	0.01	910	198
발명강 4	34	66	2.3×10⁴	0.01	932	283
발명강 5	38	62	2.5×10⁴	0.01	916	215
비교강 1	48	52	1.2×10²	0.15	712	34
비교강 2	45	55	1.3×10²	0.32	684	36
비교강 3	18	82	1.3×10²	0.20	954	35
비교강 4	12	88	1.2×10²	0.39	993	22
비교강 5	7	93	1.5×10²	0.20	981	18

(상기 표 3에서 AF: 침상 페라이트, B: 베이나이트 를 의미한다.)

상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 성분관계를 만족하여 제조된 강재(발명강 1 내지 5)의 용접열영향부는 그 미세조직이 침상 페라이트를 30% 이상, 베이나이트를 60% 이상으로 포함하면서, 충분한 양의 TiN 석출물이 형성됨에 따라, 강도 및 충격인성이 모두 우수하게 확보되었다.

반면, 합금의 성분조성과 성분관계를 만족하지 않는 비교강 1 내지 5는 모든 경우에서 TiN 석출물의 개수가 충분치 못할 뿐만 아니라, 침상 페라이트의 분율도 40%를 초과하거나 30% 미만으로 확보됨에 따라 강도 및 충격인성 중 하나 이상의 물성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

도 1은 발명강 3의 용접부 미세조직을 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것으로서, 미세조직이 주로 침상 페라이트와 베이나이트(하부 베이나이트)로 이루어진 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1~0.6%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 구리(Cu): 0.1~0.4%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.0003~0.004%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 Ti와 N 성분함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 N와 B의 성분함량은 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Mn, Cr, Mo, Ni 및 Nb의 성분함량은 하기 관계식 3을 만족하고,
면적분율로 30~40%의 침상 페라이트, 60~70%의 베이나이트로 이루어지는 미세조직을 갖고,
0.01~0.05㎛ 크기의 TiN 석출물을 포함하고, 상기 TiN 석출물은 50㎛ 이하의 간격으로 1.0×10³개/mm² 이상 분포하여 존재하는 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재.
[관계식 1]
3.5 ≤ Ti/N ≤ 7.0
[관계식 2]
1.5 ≤ N/B ≤ 4.0
[관계식 3]
4.0 ≤ 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb ≤ 7.0
(상기 관계식 1 내지 3에서 각각의 성분단위는 중량%이다.)
제 1항에 있어서,
상기 강재는 중량%로, 바나듐(V): 0.005~0.2%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005% 및 REM: 0.005~0.05% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재.
삭제
제 1항에 있어서,
상기 강재는 대입열 용접시 오스테나이트 결정립 크기가 200㎛ 이하인 용접열영향부를 포함하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재.
제 4항에 있어서,
상기 용접열영향부는 미세조직이 면적분율 30~40%의 침상 페라이트 및 60~70%의 베이나이트로 이루어지는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.1~0.6%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 0.1~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.5%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 구리(Cu): 0.1~0.4%, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.0003~0.004%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.015% 이하, 산소(O): 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 Ti와 N 성분함량은 하기 관계식 1을 만족하고, 상기 N와 B의 성분함량은 하기 관계식 2를 만족하고, 상기 Mn, Cr, Mo, Ni 및 Nb의 성분함량은 하기 관계식 3을 만족하는 슬라브를 1100~1200℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 870~900℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 4~10℃/s의 냉각속도로 420~450℃까지 냉각하는 단계
를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재의 제조방법.
[관계식 1]
3.5 ≤ Ti/N ≤ 7.0
[관계식 2]
1.5 ≤ N/B ≤ 4.0
[관계식 3]
4.0 ≤ 2Mn+Cr+Mo+Ni+3Nb ≤ 7.0
제 6항에 있어서,
상기 슬라브는 중량%로, 바나듐(V): 0.005~0.2%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005% 및 REM: 0.005~0.05% 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재의 제조방법.