KR101999016B1

KR101999016B1 - 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101999016B1
Application number: KR1020170178934A
Authority: KR
Inventors: 채재용; 강상덕
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-24
Filing date: 2017-12-24
Publication date: 2019-07-10
Also published as: EP3730644A1; KR20190077186A; CN111542632A; US20200325562A1; EP3730644A4; WO2019125075A1

Abstract

본 발명은 저장탱크, 압력용기, 건축 구조물, 선박 구조물 등의 소재로 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접열영향부 인성이 우수한 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL HAVING EXCELLENT HEAT AFFECTED ZONE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 저장탱크, 압력용기, 건축 구조물, 선박 구조물 등의 소재로 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

구조를 강재를 이용하여 저장탱크, 압력용기, 건축 구조몰, 선박 구조물 등의 구조물을 제작할 때, 다량의 용접을 수반하게 된다. 이 때문에 모재의 성능뿐만 아니라, 용접의 능률 및 용접 구조물의 안정성 또한 확보되어야 한다. 이를 위해서는 용접열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 오스테나이트 결정립 성장을 최대한 억제하여 최종 변태 조직을 미세하게 유지할 필요가 있다.

이를 해결하기 위한 수단으로 고온에서 안정한 Ti계 탄·질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 제시되고 있다.

일예로, 특허문헌 1은 TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로 100J/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때 0℃에서 충격인성이 200J 정도(모재는 300J 정도)인 구조용 강재에 관한 것으로서, 위 기술에서는 Ti/N을 실질적으로 4-12로 관리하여 0.05㎛이하인 TiN 석출물은 5.8×10³개/mm²~8.1×10⁴개/mm², 이와 함께 0.03~0.2㎛인 TiN 석출물은 3.9×10³개/mm²~6.2×10⁴개/mm²로 석출시켜 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다.

그러나 상기 특허문헌 1은 과도한 탄·질화물을 형성함으로써 연주시 슬라브 표면에 크랙 발생이 심해지는 문제가 있으며, 이와 같이 다수의 표면 크랙이 발생된 슬라브를 이용하여 후판 제품을 생산하게 되면 최종 제품의 표면에도 크랙 등의 문제가 발생하여 표면 보수 등의 문제나 보수 불가에 따른 불량품이 제조될 가능성이 큰 문제가 있다.

일본 공개특허공보 제1999-140582호

본 발명의 일측면은 용접 및 응력 풀림 열처리 후에도 모재의 강도 및 인성이 우수함과 동시에, 우수한 용접열영향부(HAZ)를 확보할 수 있는 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.16~0.20%, Mn: 1.0~1.5%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.01%를 포함하며,

Ca: 0.006% 이하, V: 0.03% 이하, Ni: 2.0% 이하, Cu: 1.0% 이하, Cr: 1.0% 이하 및 Mo: 1.0% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직은 페라이트-펄라이트 복합조직으로 이루어지고,

용접 및 응력 풀림 열처리 후, 상기 미세조직은 100㎚ 이하의 석출물이 1㎟당 1.27×10⁶ 개 이상 존재하고, 단일 결정립 내에서 900개 이상 분포하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재에 관한 것이다.

본 발명의 또다른 일측면은 중량%로, C: 0.16~0.20%, Mn: 1.0~1.5%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.01%를 포함하며,

Ca: 0.006% 이하, V: 0.03% 이하, Ni: 2.0% 이하, Cu: 1.0% 이하, Cr: 1.0% 이하 및 Mo: 1.0% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;

상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;

상기 가열된 강 슬라브를 열간 마무리 압연 온도 910℃ 이하에서 열간 압연하는 단계; 및

상기 열연 압연 후 20℃/Hr 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명에 의하면, 용접 후 응력 풀림 열처리를 하여도, 모재의 강도 및 인성이 저하되지 않고, 대입열 용접시 용접열영향부 인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 그리고 응력 풀림 열처리를 실시하여도 모재의 강도가 유지되므로 저장탱크, 압력용기, 구조물 등에 적합하게 사용될 수 있다. 또한, 상기 본 발명의 강재는 표면 크랙 발생 등의 결함이 없으므로, 구조용 강재로서 적합하게 적용할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예 중 발명예 1과 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예 중 발명예 1에서 관찰되는 NbC 석출물의 크기와 형태를 TEM(Transmission electron microscope)으로 관찰한 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예 중 비교예 6에서 관찰되는 Fe₃C 석출물의 크기와 형태를 TEM(Transmission electron microscope)으로 관찰한 것이다.

본 발명자들은 기존 구조용 강재로 사용하기 위한 후물 강재의 제조시 강 표면에 크랙 등의 결함이 발생하는 문제점을 근본적으로 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 최적화하는 경우 모재 강도 및 인성뿐만 아니라 용접시 용접열영향부 미세조직의 제어로 인성이 우수한 용접열영향부를 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명은 서브머지드 아크 용접과 같은 대입열 용접시 용접열영향부(HAZ)의 인성을 우수하게 확보할 수 있으므로, 구조용 강재로서 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

한편, 저장탱크나 압력용기 등의 제작시에 용접부 경화 조직의 재질을 안정화하기 위한 목적으로 일반적으로 실시되는 응력 풀림 열처리 후에 발생할 수 있는 모재의 강도 저하를 방지할 수 있는 방법을 강구한 결과, 일부 합금 성분의 첨가시 미세 석출물의 생성으로 열처리 후 강도를 확보할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 그로 인해 기존 구조용 강재뿐만 아니라 저장탱크나 압력용기 등의 용도로도 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명에 대해서 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명 강재의 합금조성에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 강재는 중량%로(이하, %), 탄소(C): 0.16~0.20%, 망간(Mn): 1.0~1.5%, 실리콘(Si): 0.3% 이하(0은 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.1%, 질소(N): 0.006~0.01%를 포함하고,

필요에 따라, 칼슘(Ca): 0.006% 이하, 바나듐(V): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 2.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하 및 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 포함할 수 있다.

탄소(C): 0.16~0.20%

상기 C는 슬라브 응고 거동에 가장 큰 영향을 미치는 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있다. 상기 C의 함량이 0.16% 미만이면 슬라브 응고시 상변태 발생 시점에 응고층 강도가 커져 수축을 유발하고 불균일 응고층을 형성하여 슬라브 표면에 크랙발생을 용이하게 하는 문제가 있으며, 반면 그 함량이 0.20%를 초과하게 되면 탄소 당량이 너무 커져서 용접부의 경화능이 크게 증가함에 따라 용접부 인성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.16~0.20%인 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~1.5%

상기 Mn은 강의 경화능을 높여 강판의 강도를 확보하는데 유용한 원소이나, 본 발명에서는 용접열영향부(HAZ) 인성을 확보하기 위한 측면에 그 함량을 적절하게 제한할 필요가 있다. 일반적으로 Mn은 용접열영향부의 인성을 크게 해치지 아니하나, 강판의 두께 중심부에 편석이 되는 경향이 있고, 이와 같이 Mn이 편석된 부위는 Mn 함량이 평균 함량에 비해 매우 높아지므로 용접열영향부 인성을 크게 해치는 취성 조직을 쉽게 생성시키는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 1.5% 이하로 Mn을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 낮으면 강재의 강도 확보가 곤란해지는 문제가 있으므로, 그 하한을 1.0%로 하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.3% 이하(0은 제외)

상기 Si은 강판의 강도를 높이고 용강의 탈산을 위해 필요한 원소이나, 불안정한 오스테나이트가 분해될 때 세멘타이트가 형성되는 것을 억제하기 때문에 도상 마르텐사이트(MA) 조직을 촉진시키며, 이는 용접열영향부(HAZ)의 인성을 크게 저하시키는 문제가 있다. 이를 고려하면, 본 발명에서 Si의 함량은 0.3% 이하인 것이 바람직하며, 만일 0.3%를 초과하게 되면 조대한 Si 산화물이 형성되고, 이러한 개재물을 기점으로 취성 파괴가 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

알루미늄(Al)): 0.005~0.5%

상기 Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐막힘을 야기하는 문제가 있으며, 고용된 Al은 용접부에 도상 마르텐사이트를 형성시킬 수 있어 용접부 인성 저하의 결과를 초래할 수 있으므로, 본 발명에서 상기 Al의 함량은 0.005~0.5%인 것이 바람직하다.

인(P): 0.02% 이하

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

황(S): 0.01% 이하

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

티타늄(Ti): 0.005~0.02%

상기 Ti는 질소(N)와 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 용접 용융선 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화하여 인성의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이때 Ti의 함량이 너무 낮으면, Ti 질화물의 수가 부족하여 조대화 억제 효과가 충분히 발휘되지 않으므로, 0.005% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나 그 함량이 너무 과도하게 되면 조대한 Ti 질화물의 생성으로 인해 결정립계 고착 효과가 떨어지는 문제가 있으므로, 그 상한은 0.02%로 하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.01~0.1%

상기 Nb는 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온에서 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화되는 효과를 나타낸다. 따라서, 저장용기 등과 같이 용접 후 응력 풀림 열처리를 거치는 경우에도 모재의강도를 확보하려면 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 그 함량이 0.1%를 초과하여 과다하게 투입될 경우에는 강재 모서리에 취성 크랙이 나타날 수 있으며 용접열영향부의 인성을 크게 떨어뜨리므로, 0.1%는 넘지 않는 것이 바람직하다

질소(N): 0.006~0.01%

상기 N은 상술한 Ti과 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 용접 용융선 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화하여 인성의 저하를 막는다. 위와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.006% 이상으로 N을 함유할 필요가 있다. 그러나 그 함량이 너무 과다하면 인성을 크게 감소시키는 문제가 있으므로, 0.01%는 넘지 않는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 전술한 합금조성이외에도, 본 발명에서 유리한 물성을 확보할 수 있는 원소들을 더 포함할 수 있다. 바람직한 일예로서, 칼슘(Ca): 0.006% 이하, 바나듐(V): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 2.0% 이하, 구리(Cu): 1.0% 이하, 크롬(Cr): 1.0% 이하 및 몰리브덴(Mo): 1.0% 이하 등을 더 포함할 수 있다. 이하, 이들에 대해, 상세히 설명한다.

칼슘(Ca): 0.006% 이하

상기 Ca는 주로 MnS 개재물의 형상을 제어하고 저온 인성을 향상시키는 원소로 사용된다. 그러나 과도한 Ca 첨가는 다량의 CaO-CaS가 형성 및 결합하여 조대한 개재물을 형성하므로 강의 청정도 저하는 물론 현장 용접성을 해친다. 따라서, 상기 Ca는 0.006% 이하인 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0.03% 이하

상기 V는 다른 합금원소에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부(HAZ)에 석출하여 강도의 저하를 방지하는 효과가 우수하나, 그 함량이 너무 과다하면 오히려 인성의 저하를 초래하는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.03% 이하로 하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 2.0% 이하

상기 Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소이지만, 고가의 원소이므로 2.0%를 초과하는 것은 경제적인 측면에서 매우 불리할 뿐만 아니라, 용접성도 열화되는 문제가 있다. 따라서, 상기 Ni 첨가시 2.0%를 넘지 않는 것이 바람직하다.

구리(Cu): 1.0% 이하

상기 Cu는 모재의 인성 저하를 최소화하는 동시에, 강의 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 그러나 너무 과도하게 첨가될 경우에는 제품의 표면 품질을 크게 저하시키는 문제가 있으므로, 1.0% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 1.0% 이하

상기 Cr은 경화능을 증가시켜 강도 향상에 큰 효과가 있다. 그러나 너무 과도하게 첨가하게 되면 용접성을 크게 저하시키는 문제가 있으므로, 그 함량이 1.0%를 넘지 않는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 1.0% 이하

상기 Mo은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트 상의 형성을 억제하는 효과가 있으며, 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 그러나 너무 과도하게 첨가될 경우에는 용접부의 경도를 크게 증가시키고 인성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량은 1.0%를 넘지 않는 것이 바람직하다.

본 발명의 강판은 상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주의 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 상세히 업근하지 않는다.

본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 정의되는 표면 크랙 민감도 지수(Cs)가 0.3 이하인 것이 바람직하다.

[관계식 1]

Cs = (71.4×[C]²) - (30.3×[C]) + 3.32

여기서, [C]는 상기 C의 함량인 중량% 값을 의미한다.

앞서 언급한 바와 같이, C는 슬라브 응고 거동에 가장 큰 영향을 미치는 원소로서, 본 발명에서 상기 C 함량이 0.16% 미만이면 상기 관계식 1의 표면 크랙 민감도 지수(Cs)가 0.3을 초과하게 된다. 즉, 슬라브 응고시 상변태 발생 시점에 응고층 강도가 커서 수축을 유발하고, 불균일 응고층을 형성하여 슬라브 표면에 크랙 발생을 용이하게 하는 문제가 있다. 따라서, 표면 크랙 발생이 없는 강재의 제공을 위해서는, 상기 관계식 1의 표면 크랙 민감도 지수(Cs)가 0.3 이하인 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 강재는 하기 관계식 2로 정의되는 Free-N의 값이 0 초과인 것이 바람직하다.

[관계식 2]

Free-N = [N] - {([Ti]/47.887)×14.01} - {([B]/10.81)×14.01}

여기서, 상기 [N], [Ti], [B]는 각 N, Ti 및 B의 함량 중량% 값을 의미한다.

본 발명에서 Nb 첨가로 인해 생성되는 Nb 석출물 일예로, NbC, Nb(C)N 형태의 석출물 등은 응력 풀림 열처리 후 강도를 확보하는데 주요한 역할을 하게 된다. 이때 N은 Ti, Al, B 등과 결합하여, TiN, BN 등의 또다른 형태의 석출물을 우선적으로 형성하여 의도하는 Nb 석출물을 확보하는데 부정적인 영향을 끼칠 수 있다. 이에 상기 Free-N이 0 이하의 수준으로 적을 경우, 충분히 질소계 석출물을 행성하지 못한 Ti와 B 등이 C와 결합하여 조대한 형태의 석출물을 형성할 수 있으므로, 상기 관계식 2로 정의되는 Free-N의 값은 0 초과인 것이 바람직하다.

본 발명의 강재는 미세조직으로 페라이트-펄라이트 복합조직을 주조직으로 갖는 것이 바람직하다. 상기 페라이트와 펄라이트 복합조직 이외에 베이나이트, 마르텐사이트 등의 제2상은 가급적 생성되지 않는 것일 바람직하다. 상기 베이나이트나 마르텐사이트 조직이 형성되는 경우에 물리적 성질이나 용접 열영향부 물성 등이 전혀 달라지게 되어, 본 발명에서 의도하는 강재 특성을 구현하기 어렵다. 상기 페라이트-펄라이트 복합조직은 면적분율로 펄라이트가 50~75%이고, 나머지는 페라이트인 것이 바람직하다.

본 발명의 강재는 대입열 용접 후 행해지는 응력 풀림 열처리 후, 지름 100㎚ 이하의 크기를 갖는 석출물이 1㎟ 당 1.27×10⁶ 개 이상, 단일 결정립 내에 900개 이상의 석출물이 분포하는 것이 바람직하다. 상기 석출물의 분포를 통해, 응력 풀림 열처리 후에도 모재의 강도와 인성의 저하를 방지할 수 있다.

대입열 용접시 용접 열영향부는 용접점으로부터 인접한 정도에 따라 최고 인접부는 용융점에 가까운 고온까지 급속으로 가열되었다가 빠르게 상온으로 냉각이되게 되는데, 이때 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온상이 생성되기도 하고, 페라이트가 생성되더라도 침상 페라이트와 같이 내부에 응력이 높은 종류의 미세조직이 생성되게 된다. 이러한 용접 열영향부의 미세조직은 취성이 발생하여 강재의 가공이나 사용환경에서 쉽게 파단이 발생하는 문제가 있다, 그래서, 저장탱트, 압력용기, 건축 구조물, 선박 구조물 등의 제조 공정에서 용접부의 응력 풀림 열처리가 행해지고, 이는 용접부 및 열영향부의 응력을 완화시켜 취성(embrittlement)을 줄여 사용환경에서 발생할 수 있는 파단의 가능성을 낮추고자 하는 것이다. 상기 응력 풀림 열처리 조건은 용접 조건 및 강재의 두께에 따라 다양하다. 일예로 중상온용 압력용기 강재인 A516-70의 경우 620℃의 온도에서 120분 동안 열처리 한다.

상기 응력 풀림 열처리는 상기 용접부나 열영향부가 아닌 모재 자체에는 부정적인 영향을 끼칠 수 있다. 페라이트, 펄라이트 등의 미세조직으로 구성되는 강재의 경우 400~800℃ 수준의 응력 풀림 열처리를 행하게 되면, 탄화물을 포함하는 석출물의 생성 및 조대화가 활발하게 일어날 수 있게 되는데, 이러한 탄화물은 시간에 비례하여 탄화물의 조대화가 발생하고, 기지 조직 내의 탄소 농도의 감소가 발생하여 전체적인 강도의 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 용접 및 응력 풀림 열처리에 의해 강도가 모재 강도 저하를 방지하기 위해 탄화물을 포함하는 석출물의 형성을 적절히 관리하는 것이 필요하다.

한편, 강재에 파단이 발생하면 통상 입계나 연질상(phase) 또는 편석대를 따라 전파가 진행되는데, 상기 100㎚ 이하의 크기를 갖는 미세 석출물은 강재의 파단이 발생할 때 파단의 전파를 방해하는 역할을 하여 강재의 강도와 인성을 향상시키는 효과가 있다. 본 발명의 강재의 기지조직은 페라이트-펄라이트를 가지므로, 상대적으로 연질인 페라이트 조직이 파단에 취약하지만, 많은 경우 펄라이트 밴드를 따라 파단이 진행되기도 하므로, 상기 미세 석출물은 기지 조직과 관계없이 고르게 분포 되어 있는 것이 바람직하다.

그러나 석출물이 Fe₃C, VC, MoC, Ce₂₃C₆ 등과 같이 조대한 형태로 생성되거나, 미세한 크기로 형성되더라도 석출물의 조대화가 발생하는 경우에는 파단 전파 방해의 역랄에 큰 기여를 하지 못할 뿐만 아니라, 오히려 파단의 시작점으로 작용하여 강도와 인성을 저하시키는 역할을 할 수 있으므로, 상기 석출물의 크기가 미세하고, 적절하게 분포되는 것이 중요하다.

특히, 단일 페라이트 또는 펄라이트 내의 특정 위치에 집중되어 있는 것보다, 단일 결정립 내에 900개 이상으로 고르게 분포되는 것이 강도와 충격 인성의 향상에 바람직하다.

본 발명의 상기 석출물은 Nb계 탄화물인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 NbC이다. 상기 Nb계 탄화물은 상대적으로 저온인 600~700℃ 온도대(오스테나이트에서 페라이트 변태점 직하 온도대)에서 주로 생성 및 성장이 이루어지며, 그 과정에서 강도의 저하 및 페라이트 입성장을 억제하는 역할을 한다.

한편, 본 발명의 강재는 종래의 강재보다 소입성이 향상된 강재로서, 급격한 수냉 등을 실시하지 않더라도 목적하는 조직을 강재 내부에 형성시킬 수 있다. 다만, 강재의 소입성이 향상되어 내부에 경질조직이 용이하게 형성될 경우에는 저온인성이 악화되는 경우가 대부분인데, 본 발명에서는 상기 강재의 바람직한 조직형태를 규정함으로써 강재의 소입성이 향상되더라도 저온인성 특성이 악화되는 것을 방지하는 효과가 있다.

본 발명의 강재는 용접 구조물 제작 이후에 응력 풀림 열처리(예를 들어, 620℃에서 120분)를 실시한 후에도 모재의 인장강도 500MPa 이상, 0℃에서의 샤르피 충격에너지가 150J 이상으로 우수할 뿐만 아니라, 용접열영향부(HAZ)의 미세조직 중 도상 마르텐사이트 분율이 3% 이하로서 0℃ 샤르피 충격에너지가 100J 이상의 우수한 충격인성을 갖는다.

이하에서는, 본 발명에 따른 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다. 하기의 제조방법은 본 발명의 강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.

본 발명의 제조방법은 전술한 합금 조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하여, 가열하고, 열간압연 및 냉각공정을 포함한다. 이하, 각 과정에 대해서 상세히 설명한다.

먼저, 전술한 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 가열한다. 이때 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 것이 바람직하다. 상기 가열은 1050℃ 이상에서 실시함이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb 탄·질화물을 고용시키기 위함이다. 즉, 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb 탄·질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1050℃ 이상에서 가열할 필요가 있다. 다만, 너무 과다하게 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화 될 수 있으므로, 이를 고려하여 상기 재가열 온도를 1250℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 가열된 강 슬라브를 열간 압연한다. 열간 압연은 상기 가열된 강 슬라브를 통상의 조건으로 조압연한 후 일정 온도에서 열간 마무리 압연하여 열간압연된 강판을 제조하는 것이 바람직하다. 이때 열간 마무리 압연은 910℃ 이하에서 행한다. 상기 열간 마무리 압연은 오스테나이트 조직을 불균일 미세조직으로 변태시키기 위한 것으로서, 상기 열간 마무리 압연 온도가 910℃를 초과하게 되면 조대한 조직이 형성되어 충격인성이 악화되는 문제가 있다. 보다 유리하게는 850~910℃의 온도범위에서 실시함이 보다 바람직하다. 압연 종료 온도가 850℃ 미만으로 낮아지면 판재의 형상을 제어하기가 어려워지는 문제가 있다.

상기 열간 마무리 압연하여 얻은 열연 강판을 냉각함이 바람직한데, 이때 냉각은 통상의 공냉 수준보다 더 낮은 저속 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 특히, 800~435℃의 온도구간에서 20℃/Hr 이하의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이는 본 발명 강재의 최적 강도와 인성을 안정적으로 확보할 수 있다. 상기 온도구간은 석출물들이 생성되어 성장하는 주요 온도구간이다. 본 발명의 강재가 응력 풀림 열처리 전후의 강도와 인성을 확보하기 위해 석출물의 목표 분율과 분포를 확보하기 위해서는 최소한의 열학적인 구동력을 상기 냉각 과정을 통해 확보할 수 있다. 상기와 같은 서냉을 구현하는 방법으로는 별도의 보온 설비를 통해 행하는 방법도 있고, 별도의 보온 설비 없이 열간 압연을 마친 유사한 치수의 강판을 다단으로 적치하는 방법으로도 달성할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 하기 표 2의 조건으로 조건으로 각각의 강 슬라브를 압연한 후 냉각하여 열연강판을 제조하였다.

구분	C	Mn	Si	Al	P	S	Ti	Nb	N	Ni	Cu	Cr	Mo	V	Ca	식 (1)	식 (2)
강종A	0.166	1.41	0.18	0.021	0.011	0.001	0.016	0.014	0.0077	-	-	-	-	0.0145	0.0019	0.26	0.0030
강종 B	0.185	1.38	0.14	0.038	0.009	0.002	0.018	0.016	0.0079	-	-	-	-	-	-	0.16	0.0026
강종 C	0.171	1.38	0.167	0.024	0.01	0.002	0.018	0.014	0.0065	-	-	-	-	0.016	-	0.23	0.0012
강종 D	0.17	1.3	0.15	0.035	0.013	0.002	0.017	0.007	0.0075	0.4	-	0.3	-	-	-	0.23	0.0025
강종 E	0.19	1.45	0.17	0.013	0.012	0.002	0.02	0.004	0.008	0.3	0.2	-	0.1	-	-	0.14	0.0021
강종 F	0.18	1.42	0.26	0.031	0.005	0.0004	0.012	0.026	0.0027	0.23	0.17	0.052	0.089	0.015	0.0017	0.18	-0.0008
강종 G	0.172	1.3	0.4	0.024	0.013	0.005	0.015	0.04	0.007	-	-	0.5	-	-	-	0.22	0.0026

(상기 표 1의 성분은 중량%이며, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물로 이루어진다. 한편, 표 1에서 식(1) 및 (2)는 각각 관계식 1과 2를 의미한다.)

강종	슬라브 가열온도(℃)	열간 마무리 압연 온도(℃)	냉각 속도(℃/Hr)	비고
강종 A	1137	905	20	발명예 1
	1142	895	20	발명예 2
	1146	931	20	비교예 1
강종 B	1180	890	20	발명예 3
	1024	889	20	비교예 2
	1270	893	20	비교예 3
강종 C	1180	867	20	발명예 4
	1162	920	20	비교예 4
	1154	880	60	비교예 5
강종 D	1170	952	20	비교예 6
	1175	909	20	비교예 7
	1140	873	20	비교예 8
강종 E	1100	873	20	비교예 9
강종 E	1185	884	20	비교예 10
강종 F	1146	878	20	비교예 11
	1152	875	20	비교예 12
	1137	867	20	비교예 13
강종 G	1170	880	20	비교예 14
강종 G	1157	878	20	비교예 15

상기와 같이 제조된 강재에 대해서 200kJ/㎝로 용접을 실시한 후, 620℃에서 120분간 유지하는 응력 풀림 열처리를 실시하였다.

상기 열처리 후, 모재의 미세조직 및 100nm 이하의 석출물 분포와 결정립 내 존재하는 석출물 개수를 측정하고, 인장강도와 충격인성을 측정하여 그 결과를 표 3에 나타내었다. 또한, 용접열영향부의 충격인성과 도상 마르텐사이트 분율을 측정하여 그 결과를 표 3에 함께 나타내었다. 한편, 상기 충격인성은 0℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하여 측정하였다. 상기 도상 마르텐사이트 분석은 Le-Pera 에칭을 실시한 후 Point-counting 방법을 활용하여 도상 마르텐사이트로 추정되는 위치와 상대 면적 분율을 측정하였다.

구분	모재			모재 석출물				HAZ
구분	인장강도 (MPa)	충격인성 (J, @0℃)	미세 조직	종류	분율 (면적%)	분포 (개/㎟)	결정립 내 석출물 개수(개)	충격인성 (J, @0℃)	MA분율 (면적%)
발명예 1	522	194	F+P	NbC	1	1.7×10⁶	1214	125	1.7
발명예 2	519	183	F+P	NbC	1	1.6×10⁶	1139	111	2.2
비교예 1	550	87	F+P	NbC	1	0.8×10⁶	574	50 미만	4.0
발명예 3	504	193	F+P	NbC	1	1.6×10⁶	1166	104	2.5
비교예 2	473	91	F+P	NbC	1	0.7×10⁶	516	50 미만	3.5
비교예 3	499	76	F+P	NbC	1	0.6×10⁶	455	50 미만	3.5
발명예 4	512	216	F+P	NbC	1	1.9×10⁶	1326	168	2.6
비교예 4	507	79	F+P	NbC	1	0.7×10⁶	480	105	2.5
비교예 5	480	99	F+P	미생성	0	0	0	50 미만	2.5
비교예 6	463	152	F+P	Fe₃C	6	6.0×10⁴	42	137	2.2
비교예 7	442	302	F+P	Fe₃C	8	1.1×10⁵	80	117	2.4
비교예 8	487	287	F+P	Fe₃C	8	1.2×10⁵	84	151	2.5
비교예 9	433	217	F+P	Fe₃C	1	7.9×10⁴	56	129	2.3
비교예10	445	222	F+P	MoC	1	8.0×10⁴	59	103	2.2
비교예11	573	187	F+P	MoC	3	9.0×10⁴	64	19	2.1
비교예12	544	166	F+P	Fe₃C, VC	5	8.0×10⁴	54	55	1.8
비교예13	535	201	F+P	Fe₃C, VC	5	9.0×10⁴	64	59	1.8
비교예14	528	175	F+P	Cr 탄화물	4	8.0×10⁴	55	89	4.1
비교예15	518	178	F+P	Cr 탄화물	4	8.0×10⁴	55	92	3.9

상기 표 3에서 F는 페라이트를, P는 펄라이트를 의미한다.

한편, 도 2는 상기 발명예 1의 석출물을 TEM으로 관찰하고, 석출물의 사이즈(nm)를 나타낸 것이다. 도 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 발명예 1은 100㎚ 이하의 NbC 석출물이 고르게 형성되는 것을 알 수 있다. 반면, 도 3은 상기 비교예 6의 석출물을 TEM으로 관찰하고, 석출물의 사이즈(nm)를 나타낸 것으로, 비교예 6은 조대한 FeC 석출물이 형성된 것을 알 수 있다.

상기 표 3의 결과에서 발명예의 경우에는 용접 후 응력 풀림 열처리 후에도모재가 높은 강도와 충격인성을 확보할 뿐만 아니라, 용접열영향부(HAZ)도 높은 충격인성을 확보할 수 있음을 알 수 있다. 즉, 본 발명의 강재는 대입열 용접시에도 HAZ의 인성을 우수하게 확보할 수 있으며, 표면 크랙 등의 결함이 없는 강재를 제조할 수 있다.

비교예 1 및 4는 본 발명의 합금 조성을 충족하지만, 열간 마무리 압연 온도가 너무 높게 형성되어, 미세조직의 조대화로 인해 모재의 충분한 인성을 확보하지 못하였다. 도 1의 (a) 및 (b)는 각각 상기 발명예 1과 비교예 1의 모재 미세조직을 관찰한 사진이다. 모두 페라이트와 펄라이트로 이루어진 것은 동일하지만 비교예 1의 경우에는 입도가 조대하여 충격인성 하락에 영향을 끼친 것으로 생각된다.

비교예 2 및 3도 본 발명의 합금 조성을 충족되지만, 슬라브 가열 온도가 본 발명의 범위를 벗어나서, Nb 등의 고온에서 오스테나이트 입도 성장을 억제하는 원소가 충분히 고용되지 않거나, 높은 온도로 인해 오스테나이트의 입도가 과도하게 조대화되어 모재의 강도와 충격인성을 떨어뜨리는 결과가 발생하였다. 비교예 5의 경우는 열간 압연 후 강재의 냉각속도가 본 발명에서 제안된 범위를 벗어나서 냉각되면서, 강재의 석출물이 확보되지 못하여 본 발명에서의 강도를 얻지 못하였다.

한편, 비교예 6 내지 10은 강재에서 Nb의 함량이 충분하지 못하여, C이 조대한 시멘타이트 입자나 MoC 등으로 석출됨으로써, 충분한 강도를 확보하지 못하고, HAZ의 인성도 확보하지 못하는 것을 알 수 있다. 비교예 11 내지 13은 강재의 N 함량이 본 발명의 범위에 미치지 않는 동시에, 관계식 2로 정의되는 Free-N이 본 발명의 조건을 충족하지 못하면서, MoC, Fe₃C, VC 등의 조대한 석출물이 형성되고, 석출물의 분포가 본 발명과 상이하여 HAZ의 충격인성이 열위한 것을 알 수 있다. 비교예 14 및 15는 Si의 함량이 본 발명의 범위를 초과하여, 모재의 물성은 본 발명에서 의도하는 범위와 일치하나, HAZ의 도상 마르텐사이트의 분율이 과도하여 HAZ의 충격 인성이 열위해지는 결과를 얻었다.

Claims

중량%로, C: 0.16~0.20%, Mn: 1.0~1.5%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.01%를 포함하며,
Ca: 0.006% 이하, V: 0.03% 이하, Ni: 2.0% 이하, Cu: 1.0% 이하, Cr: 1.0% 이하 및 Mo: 1.0% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 페라이트-펄라이트 복합조직으로 이루어지고,
용접 및 응력 풀림 열처리 후, 상기 미세조직에는 100㎚ 이하의 Nb계 탄화물이 1㎟당 1.27×10⁶ 개 이상 존재하고, 상기 Nb계 탄화물은 단일 결정립 내에서 900개 이상 분포하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
삭제
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 하기 관계식 1로 정의되는 표면 크랙 민감도 지수(Cs)가 0.3 이하인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
[관계식 1]
Cs = (71.4×[C]²) - (30.3×[C]) + 3.32
(상기 [C]는 해당 성분의 중량% 함량임)
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 하기 관계식 2로 정의되는 Free-N이 0을 초과하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
[관계식 2]
Free-N = [N] - {([Ti]/47.887)×14.01} - {([B]/10.81)×14.01}
(상기 [N], [Ti], [B]는 해당 성분의 중량% 함량임)
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 응력 풀림 열처리 후에도 인장강도 500MPa 이상, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 150J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재의 용접열영향부는 도상 마르텐사이트(MA)가 면적분율로 3% 이하인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
청구항 1에 있어서,
상기 강재는 대입열 용접 후 용접열영향부가 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 100J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
중량%로, C: 0.16~0.20%, Mn: 1.0~1.5%, Si: 0.3% 이하(0은 제외), Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Ti: 0.005~0.02%, Nb: 0.01~0.1%, N: 0.006~0.01%를 포함하며,
Ca: 0.006% 이하, V: 0.03% 이하, Ni: 2.0% 이하, Cu: 1.0% 이하, Cr: 1.0% 이하 및 Mo: 1.0% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 열간 마무리 압연 온도 910℃ 이하에서 열간 압연하는 단계; 및
상기 열간 압연 후 20℃/Hr 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계
를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 열간 마무리 압연은 850~910℃의 온도범위에 행하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
청구항 8에 있어서,
상기 냉각은 800~435℃의 온도구간에서 20℃/Hr 이하의 냉각속도로 행하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.