KR102109277B1

KR102109277B1 - 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102109277B1
Application number: KR1020180129081A
Authority: KR
Inventors: 채재용
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2018-10-26
Filing date: 2018-10-26
Publication date: 2020-05-11
Also published as: US20210404031A1; JP2022505843A; WO2020085848A1; EP3872207A1; CN112930414A; KR20200047080A; JP7266673B2

Abstract

본 발명은 건축구조물, 선박구조물, 해양구조물 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법 {STEEL PLATE HAVING LOW YIELD RATIO AND EXCELLENT HEAT AFFECTED ZONE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

건축구조물의 고층화 및 대형화 추세에 따라, 이들의 소재로 사용되는 강재 또한 대형화되면서 기존 강재에 비해 두께가 두꺼운 후물 강재로 대체되고 있다.

이러한 후물 강재는 모재의 높은 강도와 충격 인성 외에도 낮은 항복비가 요구되는 것이 일반적이며, 고강도 및 후물화 될수록 여러 번의 용접을 수반하기 때문에 용접에 소요되는 시간과 비용이 큰폭으로 증가하게 된다.

이에, 입열량이 높은 대입열 용접을 적용하게 되면, 전체 용접의 패스(pass) 수가 줄어들어 용접의 능률이 향상되어 비용을 절감하는 효과를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 용접구조물의 안정성도 향상시킬 수 있다.

하지만, 대입열 용접은 일반 용접에 비해 강재의 용접열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 범위가 넓어지고, 열영향부의 온도가 상대적으로 높은 범위까지 상승되어 오스테나이트 결정립이 성장하고, 결과적으로 조대한 조직이 생성되어 용접열영향부의 충격인성이 저하될 가능성이 크다.

한편, 위와 같은 문제를 해결하기 위하여, 고온에서 안정한 Ti계 탄·질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 제시되고 있다.

일 예로, 특허문헌 1은 TiN 석출물을 이용하는 기술로서, 100J/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때 0℃에서 충격인성이 200J 정도(모재는 300J 정도)인 구조용 강재를 개시하고 있다. 구체적으로, Ti와 N의 함량비(Ti/N)를 4~12로 관리하여 결정립 크기가 0.05㎛ 이하인 TiN 석출물을 5.8×10³개/mm²~8.1×10⁴개/mm², 결정립 크기가 0.03~0.2㎛인 TiN 석출물을 3.9×10³개/mm²~6.2×10⁴개/mm²로 석출시켜 페라이트 미세화를 도모하여 용접부의 인성을 확보하고 있다.

그런데, 위 특허문헌 1은 탄·질화물을 과도하게 형성함으로써 연주시 슬라브 표면에서 크랙(crack)의 발생이 심해지는 문제가 있으며, 이와 같이 다수의 표면 크랙이 발생된 슬라브를 이용하여 후판 제품을 생산할 경우, 최종 제품의 표면에도 크랙 등의 문제가 발생하여 표면 보수 등의 문제가 발생하거나, 보수 자체가 어려워져 불량품이 제조될 가능성이 크다는 단점이 있다.

이에, 특허문헌 2에서는 표면 크랙 민감도 지수(Cs)를 적정수준으로 관리하여 위 특허문헌 1에서 발생할 수 있는 표면 크랙 발생을 억제시키고, Si 또는 Cr 등과 같은 용접열영향부 인성에 부정적인 영향을 끼치는 원소를 제어함으로써 용접열영향부 인성이 우수한 강재를 개시하고 있다.

그런데, 상기 특허문헌 2의 강재는 용접열영향부 인성 측면에서 종래에 비해 향상된 결과를 보이나, 건축구조물, 선박구조물, 해양구조물 등에서 요구되는 낮은 항복비의 특성을 만족하지 못하는 경향이 있다.

이는, TiN 등의 석출물을 활용하는 특허문헌 1과 같은 강재의 경우에도 발생할 수 있는데, 강재 제조과정 중에 석출물이 모재에도 생성될 가능성이 있고, 이로 인해 석출 경화 효과로 항복강도가 상승하여 저항복비를 구현하기가 어렵다.

또한, 통상적으로 용접열영향부의 결정립 성장을 억제하는 효과를 나타내는 원소들은 결정립 성장 억제 효과로부터 항복강도 또한 증가시키는 경우가 대부분이므로, 용접열영향부의 인성과 모재의 저항복비를 동시에 구현할 수 있는 방안에 대한 연구가 필요한 실정이다.

일본 공개특허공보 제1999-140582호 한국 공개특허공보 제2016-0078772호

본 발명의 일 측면은, 모재의 낮은 항복비 및 고인성과 더불어 용접열영향부의 인성이 우수한 강재 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

20~100mm의 두께를 가지며, 상기 두께가 20~40mm 일 때 미세조직이 면적분율로 40~50%의 저온 베이나이트, 3~6%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하고, 상기 두께가 40mm 초과~60mm 일 때 미세조직이 면적분율로 35~40%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하며, 상기 두께가 60mm 초과~100mm 일 때 미세조직이 면적분율로 30~45%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재를 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 900~1000℃에서 조압연을 행하는 단계; 상기 조압연 후 830~870℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 250~500℃까지 3~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 모재의 강도 및 인성이 우수할 뿐만 아니라, 대입열 용접시 용접열영향부 인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 또한, 상기 본 발명의 강재는 낮은 항복비를 가짐으로써 구조용 강재로서 적합하게 적용할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 측면에 따른 발명예 및 비교예의 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 측면에 따른 발명예의 도상 마르텐사이트 상을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 측면에 따른 발명강의 용접 후 용접부 및 용접열영향부의 위치별 충격인성(-10℃)을 측정한 결과를 나타낸 것이다.

본 발명자들은 기존 건축구조용 등의 소재로서 사용하기 위한 후물 강재의 제조시 모재의 항복비가 높고, 대입열 용접을 적용하는 경우에는 용접열영향부(HAZ) 인성이 취약해지는 문제점을 근본적으로 해결하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강의 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써 모재 강도, 항복비 및 인성뿐만 아니라, 용접시 형성된 용접열영향부의 조직을 제어하는 것에 의해 인성이 우수한 용접열영향부를 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명은 서브머지드 아크 용접(Sebmerged Arc Welding, SAW)과 같은 대입열 용접시 용접열영향부(HAZ)의 인성을 우수하게 확보할 수 있으므로, 구조용 강재로서 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강재의 합금조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 원소들의 함량은 중량%를 의미한다.

탄소(C): 0.05~0.09%

탄소(C)는 강재의 강도 확보에 가장 큰 영향을 끼치는 원소이므로, 적절한 함량으로 강 중에 함유될 필요가 있다.

본 발명에서 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 강재의 강도가 지나치게 저하되어 구조용 강재로서의 사용이 어려워진다. 반면, 그 함량이 0.09%를 초과하게 되면 탄소 당량(Ceq)이 과도하게 커져 모재 및 용접부의 경화능이 크게 증가함에 따라 용접부의 인성이 저하하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.05~0.09%인 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.06~0.08%로 포함할 수 있다.

망간(Mn): 1.5~1.6%

망간(Mn)은 강의 경화능을 높여 강도 확보에 유용한 원소이나, 본 발명에 있어서는 용접열영향부(HAZ)의 인성을 확보하기 위한 측면에서 그 함량을 적절하게 제한할 필요가 있다.

일반적으로 Mn은 용접열영향부의 인성을 크게 해치지 아니하나, 강판의 두께 중심부에 편석(segregation)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 1.6% 이하로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 너무 낮으면 강판의 강도 확보가 곤란해지는 문제가 있으므로, 그 하한을 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.2~0.3%

실리콘(Si)은 강판의 강도를 높이고 용강의 탈산을 위해 필요한 원소이다. 이에 0.2% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Si은 불안정한 오스테나이트가 분해될 때 세멘타이트가 형성되는 것을 억제하기 때문에 도상 마르텐사이트(MA) 조직을 촉진시키며, 이는 용접열영향부의 인성을 크게 저하시키는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 상기 Si의 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 Si의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 조대한 Si 산화물이 형성되고, 이러한 개재물을 기점으로 취성 파괴가 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

알루미늄(Al): 0.02~0.05%

알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 이를 위해서는 0.02% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐 막힘을 야기하는 문제가 있다. 또한, 고용된 Al이 용접부에 도상 마르텐사이트의 생성을 조장할 우려가 있고, 그로 인해 용접부의 인성을 저해할 가능성이 높다.

니켈(Ni): 0.4~0.5%

니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는데 유리한 원소로서, 이를 위해서는 0.4% 이상으로 Ni을 포함할 수 있다. 다만, 상기 Ni은 고가의 원소로서 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 경제적으로 불리해지며, 용접성이 열화될 우려가 있다.

인(P): 0.02% 이하

인(P)은 강도 향상 및 내식성 확보에 유리한 측면이 있으나, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 함유하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

황(S): 0.01% 이하

황(S)은 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 함유하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

본 발명의 저항복비 강재는 상술한 합금조성 외에 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

티타늄(Ti): 0.005~0.02%

티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 용접 용융선(Fusion Line) 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화하여 인성의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이때, Ti 함량이 너무 낮으면 Ti 질화물의 수가 부족하여 조대화 억제 효과가 충분히 발휘되지 않으므로 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하게 되면 조대한 Ti 질화물의 생성으로 인해 결정립계 고착 효과가 떨어지는 문제가 있으므로 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.01~0.05%

니오븀(Nb)은 강의 강도를 높이는 데 효과적인 원소이나, 용접열영향부의 인성을 크게 떨어뜨리므로 그 함량을 적절하게 제한할 필요가 있다. 특히, 용접 용융선 부근에서 오스테나이트 영역으로 역변태시 Nb 탄질화물이 오스테나이트 입계에 석출되어 인성을 저해하므로, 이를 고려하여 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 강도 확보 측면에서 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다.

구리(Cu): 0.1~0.3%

구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 함유할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우 제품의 표면품질을 크게 저해하므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.1~0.2%

크롬(Cr)은 상기 Cu와 유사하게 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 용접성을 크게 저하시키므로 바람직하지 못하다.

몰리브덴(Mo): 0.05~0.10%

몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 강의 경화능을 크게 향상시켜 페라이트 상의 형성을 억제하는 효과가 있으며, 강도를 크게 향상시키는데 유리하다. 이를 위해서는 0.05% 이상으로 함유할 수 있으나, 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 용접부의 경도를 크게 증가시키고 인성을 저해하므로 바람직하지 못하다.

본 발명의 저항복비 강재는 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

보론(B): 5ppm 이하

보론(B)은 미량의 첨가로도 경화능을 향상시키는 원소이지만, 그 함량이 5ppm을 초과하는 경우에는 오히려 입계에서 석출 또는 정출하여 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다. 특히, 본 발명에서는 B외에도 경화능을 확보할 수 있는 Mn, Ni, Mo 등을 함유하므로, 상기 B의 함량이 과도해지면 부정적인 영향을 끼칠 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 B의 함량을 5ppm 이하로 제한한다.

질소(N): 60ppm 이하

질소(N)는 티타늄(Ti)과 함께 첨가시 TiN 석출물을 형성하여 용접 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 다만, 과도하게 첨가시 조대한 TiN을 형성하여 저온 충격인성을 해칠 뿐만 아니라, AlN 형성에 의해 표면크랙을 유발하므로, 이를 고려하여 최대 60ppm으로 함유하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 20~100mm의 두께를 가지며, 미세조직으로 저온 베이나이트, 애시큘러 페라이트 및 도상 마르텐사이트 상을 포함하는 것이 바람직하다.

특히, 본 발명은 상기 강재의 두께에 따라 미세조직의 분율을 제어하는 것이 바람직하다.

구체적으로, 상기 강재는 20~40mm의 두께를 가지는 경우 미세조직이 면적분율로 40~50%의 저온 베이나이트, 3~6%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트(acicular ferrite)를 포함하는 것이 바람직하며, 두께가 40mm 초과~60mm인 경우에는 면적분율 35~40%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 두께가 60mm 초과~100mm인 경우에는 면적분율 30~45%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함할 수 있다.

본 발명은 강재의 두께가 얇을수록 압연 후 냉각시 냉각속도가 빨라지는 효과가 발생하게 되고, 이로 인해 저온 베이나이트 상을 더 함유함으로써 강도가 증가하는 경향을 보이게 된다. 저온 베이나이트 상은 본 발명에서 모재 및 용접부의 강도를 확보하는데 주요한 역할을 하나, 너무 과도할 경우 연신율 및 충격인성에 불리하게 작용하는 바, 본 발명에서는 강재의 두께에 따라 냉각속도와 미세조직 상(phase)의 분율을 면밀하게 제어할 필요가 있다.

상기 강재의 미세조직 중 저온 베이나이트 상이 불충분하게 되면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 되며, 반면 애시큘러 페라이트 또는 도상 마르텐사이트 상의 분율이 미비하면 저온 인성이 급격히 저하될 우려가 있다.

그리고, 상술한 분율로 도상 마르텐사이트 상을 포함함에 있어서, 상기 도상 마르텐사이트 상은 장축의 최대 길이가 1㎛ 이하이고, 하나의 오스테나이트 결정립 내에서 20개 이하로 분포하는 것이 바람직하다.

도상 마르텐사이트 상은 강 중에 미세한 크기로 균일하게 분포할 시, 파단의 전파를 방해하는 역할에 기여하게 되고, 이로 인해 강의 강도, 충격인성 등의 기계적 특성을 전반적으로 향상시키는데에 주요한 역할을 할 수 있다. 따라서, 강 중에 가급적 균일하게 분포시킴으로써 도상 마르텐사이트 상에 의한 효과를 향상시킬 수 있다. 다만, 도상 마르텐사이트 상의 크기가 일정 수준 이상으로 조대해지거나 그 분포가 불균일한 경우에는 오히려 파단의 개시점으로 작용하거나, 파단의 전파경로가 되어 기계적 특성을 저해할 우려가 있다.

본 발명에서는 상기 도상 마르텐사이트 상을 포함함에 있어서, 그 크기와 분포를 제어할 필요가 있으며, 구체적으로 상술한 바와 같이 제어함으로써 도상 마르텐사이트 상에 의한 효과를 얻을 수 있는 것이다.

본 발명에서 제공하는 강재는 상술한 바와 같은 미세조직을 가짐으로써, 항복비가 85% 이하로 저항복비를 가지면서 인장강도 600MPa 이상의 고강도와 더불어 -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로 인성도 우수하게 확보하는 효과가 있다.

나아가, 본 발명의 강재는 용접을 행할 수 있으며, 상기 용접 후 도상 마르텐사이트(MA)의 분율이 3~6%인 용접열영향부(HAZ)를 가질 수 있고, 상기 도상 마르텐사이트 상을 제외한 나머지 조직은 저온 베이나이트와 애시큘러 페라이트로 구성된다. 한편, 상기 강재의 두께가 40mm를 초과하는 경우에는 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ) 내 도상 마르텐사이트(MA) 분율이 3~5%일 수 있다.

상기 용접열영향부 내 도상 마르텐사이트의 분율이 3% 미만이면 강도와 인성이 크게 저하될 우려가 있다. 반면, 그 분율이 5% 또는 6%를 초과하게 되거나 그 크기나 분포가 의도하는 범위를 벗어날 경우에는 파단의 개시점 또는 전파경로로 작용하여 인성과 연성이 크게 저해될 우려가 있다. 여기서, 용접열영향부 내 도상 마르텐사이트의 분포라 함은 상술한 모재 내 도상 마르텐사이트 상의 분포 수준을 의미하며, 용접열영향부의 미세조직도 두께별로 제어된 모재의 미세조직 상(phase) 분포와 동일 또는 유사함을 밝혀둔다.

본 발명의 강재는 상기와 같이 용접 후 용접열영향부 미세조직이 제어됨에 따라, -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로 인성을 우수하게 확보하는 효과가 있다.

한편, 본 발명에 있어서 상기 강재를 용접하는 방법으로는 대입열 용접을 적용할 수 있으며, 일 예로 용접 입열량 200KJ/cm 이상의 서브머지드 아크 용접(SAW) 방법을 적용할 수 있다.

즉, 본 발명의 강재는 상기와 같은 대입열 용접을 행하더라도 인성의 열화가 최소화된 용접열영향부를 얻을 수 있는 것이다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

우선, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 공정을 거칠 수 있다.

상기 강 슬라브의 재가열시 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 목표로 하는 물성을 가지는 강재를 얻을 수 없다. 반면, 그 온도가 1100℃ 미만이면 주조 중에 슬라브 내에 생성된 탄질화물, 예컨대 Ti 및/또는 Nb 탄질화물 등의 재고용이 어려워진다.

따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열할 수 있다.

상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 상기 열간압연은 조압연 및 마무리 압연을 거쳐 행해질 수 있다.

상기 조압연은 900~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 상기 마무리 압연은 830~870℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 조압연시 온도가 900℃ 미만이면 후속하는 마무리 압연시 목표 온도의 확보가 어려워져 품질 불량이 발생할 우려가 있다. 또한, 상기 마무리 압연시 온도가 870℃를 초과하게 되면 조대한 조직이 형성되어 강의 인성이 열위할 우려가 있으며, 반면 그 온도가 830℃ 미만이면 판재의 형상을 제어하기 곤란해진다.

따라서, 상술한 온도범위에서 조압연 및 마무리 압연을 행할 수 있다.

상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 250~500℃까지 3~200℃/s의 냉각속도로 냉각을 행할 수 있다.

본 발명에서는 제조된 열연강판의 냉각 공정을 제어함으로써 저항복비 확보에 유리한 미세조직을 형성할 수 있다.

상기 냉각속도가 3℃/s 미만이면 강판의 경화능이 충분히 높지 못하여 저온 베이나이트 조직이 적절히 형성되지 못하며, 펄라이트 기반의 미세조직이 생성되어 강도가 큰폭으로 저하되고, 인성이 감소할 우려가 있다. 반면, 냉각속도가 200℃/s를 초과하게 되면 저온 페라이트 및 페라이트 상의 형성 대신 마르텐사이트가 주로 생성되어 강도가 지나치게 높아지고, 인성이 열위하며, 항복비가 높아져 본 발명에서 적용하고자 하는 용도에 적합한 물성을 확보할 수 없게 된다.

한편, 본 발명은 상기에 따라 제조되는 열연강판의 두께에 따라 냉각속도를 다르게 적용할 수 있다. 구체적으로, 상기 열연강판의 두께가 20~40mm인 경우에는 80~200℃/s로 행하고, 그 두께가 40mm 초과~60mm인 경우에는 20℃/s 이상~80℃/s 미만, 그 두께가 60mm 초과~100mm인 경우에는 3℃/s 이상~20℃/s 미만으로 행하는 것이 바람직하다.

또한, 상술한 냉각속도로 냉각시 종료온도가 250℃ 미만이면 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 강도는 크게 증가하는 반면, 인성이 열화될 우려가 있다. 반면, 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 저온 베이나이트 상이 적절히 형성되지 못하여 저항복비 확보가 곤란해질 수 있다.

상술한 냉각속도의 확보를 위하여 수냉으로 냉각을 행할 수 있으며, 780~860℃에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 냉각이 개시되는 온도가 너무 낮으면 냉각 개시 이전에 페라이트와 오스테나이트 2상 영역에 해당하는 온도에 진입하게 되어 일부 페라이트가 생성됨에 따라 강재의 강도를 크게 저하시킬 우려가 있다. 반면, 그 온도가 너무 높으면 냉각 중 강재의 두께 중심부 측에서 복열이 발생하여 조직이 역변태 될 우려가 있고, 압연 후 정적 재결정이 발생할 기회가 상대적으로 감소하여 불균일한 조직이 생성될 가능성이 높아진다.

한편, 상술한 냉각 공정을 완료한 후에는 상온까지 공냉할 수 있다.

한편, 상기 공냉을 완료하여 얻은 열연강판에 대해 대입열 용접하는 공정을 더 행할 수 있으며, 상기 대입열 용접 방법으로는 용접 입열량 200KJ/cm 이상의 서브머지드 아크 용접(SAW)으로 행할 수 있다.

상기 대입열 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ)는 도상 마르텐사이트(MA) 상을 3~6%의 분율로 포함할 수 있으며, 이로부터 상기 용접열영향부는 -10℃에서 샤르피 충격에너지를 100J 이상으로 확보할 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 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브에 대하여 하기 표 2의 제조조건으로 일련의 공정(재가열-열간압연-냉각)을 거쳐 각각의 열연강판을 제조하였다. 이때, 하기 표 2에 따라 냉각을 완료한 후 상온까지 공냉하였다.

강종	합금조성 (중량%)
강종	C	Si	Mn	Al	P	S	Ti	Nb	Cu	Ni	Cr	Mo	B*	N
1	0.06	0.21	1.58	0.035	0.0040	0.0010	0.012	0.030	0.20	0.40	0.11	0.060	4	0.0052
2	0.07	0.25	1.57	0.035	0.0054	0.0008	0.015	0.031	0.17	0.44	0.15	0.078	1	0.0047
3	0.12	0.20	1.55	0.042	0.0110	0.0025	0.011	0	0.11	0.41	0	0	3	0.0044
4	0.07	0.24	1.37	0.037	0.0087	0.0008	0.014	0.029	0.14	0.091	0.15	0.076	1	0.0043
5	0.04	0.21	1.55	0.041	0.0099	0.0054	0.017	0.040	0.25	0.42	0.56	0.230	15	0.0051
6	0.17	0.28	1.41	0.035	0.0110	0.0010	0.016	0.014	0.17	0.40	0	0	2	0.0048

(표 1에서 B*는 ppm으로 나타낸 것이다.)

강종	두께 (mm)	재가열 추출 온도(℃)	조압연 온도(℃)	마무리 압연 온도(℃)	냉각 속도(℃/s)	냉각종료 온도(℃)
1	20	1130	961	869	120	489
1	40	1130	929	855	90	493
1	40	1130	966	869	80	583
1	60	1128	906	844	65	405
1	80	1128	903	835	5	367
2	20	1129	962	849	120	492
2	40	1130	930	838	90	489
2	80	1127	904	844	42	상온(30)
2	100	1204	980	866	4	480
2	133	1140	955	857	2	450
3	80	1137	905	855	4	395
4	40	1142	918	860	80	428
5	20	1170	990	869	140	366
6	80	1157	921	868	4	401

각각의 제조된 열연강판의 기계적 물성(항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 항복비(YR))과 충격인성(CVN, -10℃)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 인장 시험 시편은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향(transverse 방향)으로 두께방향 1/4t(여기서 t는 강판 두께(mm)를 의미함) 지점에서 채취하였으며, 상기 채취된 각각의 시편에 대해 상온에서 인장 시험을 실시하였다. 또한, 충격인성 시편은 ASTM E23 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향(transverse 방향)으로 두께방향 1/4t 지점에서 채취하여 각 측정 온도에서 샤르피 V-노치(Charpy V-Notch) 충격시험을 3회 실시하여 평균값으로 측정하였다.

미세조직의 분율은 충격인성 시편의 잔재로부터 조직 관찰용 시편을 채취한 다음, 1차 SEM으로 저온 베이나이트 및 애시큘러 페라이트의 분율(면적%)을 ASTM E560 규격에 명기된 방법으로 측정하고, 2차로 레페라(Lepera) 부식 후 광학 현미경을 이용하여 도상 마르텐사이트 분율을 측정한 후 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

강종	두께	YS (MPa)	TS (MPa)	YR	El (%)	CVN (@-10℃, J)	미세조직 (B/AF/MA,분율%)	구분
1	20	495	616	80	20	338	50 / 44 / 6	발명예 1
1	40	531	627	85	22	352	44 / 52 / 4	발명예 2
1	40	436	559	78	24	312	24 / 76 / 0	비교예 1
1	60	476	606	78	30	348	35 / 60 / 5	발명예 3
1	80	510	612	83	31	388	32 / 64 / 4	발명예 4
2	20	585	690	84	18	364	50 / 45 / 5	발명예 5
2	40	522	626	83	24	360	40 / 56 / 4	발명예 6
2	80	655	728	90	13	80	75 / 15 / 10	비교예 2
2	100	506	603	84	22	357	30 / 67 / 3	발명예 7
2	133	420	511	82	17	98	15 / 85 / 0	비교예 3
3	80	570	648	88	11	170	28 / 70 / 2	비교예 4
4	40	612	688	89	12	46	39 / 60 / 1	비교예 5
5	20	460	518	89	29	302	34 / 65 / 1	비교예 6
6	80	622	687	91	9	62	55 / 45 / 0	비교예 7

(표 3에서 B는 저온 베이나이트 상, AF는 애시큘러 페라이트 상을 의미한다.)

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 7은 의도하는 미세조직을 가짐에 따라 강도 및 연성이 우수할 뿐만 아니라, 저항복비를 가지면서 충격인성이 우수함을 확인할 수 있다. 이러한 효과는 강판 두께에 관계없이 확보 가능함을 확인할 수 있다.

반면, 본 발명에서 제안하는 합금조성이 본 발명을 만족하지 못하는 비교예 4 내지 7은 공통적으로 저항복비의 확보가 어려웠으며, 이 중 비교예 5와 비교예 7은 충격인성도 열위하였다.

한편, 합금조성은 본 발명을 만족하나 제조조건이 본 발명을 벗어나는 비교예 1 내지 3은 강도 또는 인성이 열위하였다.

도 1은 발명예 2(두께 40mm), 발명예 3(두께 60mm) 및 발명예 4(두께 80mm)와 비교예 6(두께 20mm)의 미세조직을 전자주사현미경(SEM)으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다. 또한, 도 2는 발명예 2(두께 40mm)의 도상 마르텐사이트 상을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.

도 1과 도 2에 나타낸 바와 같이, 발명예들은 저온 베이나이트 및 애시큘러 페라이트 상이 충분히 형성되면서 군데군데 도상 마르텐사이트 상이 형성된 것을 확인할 수 있다. 반면, 비교예의 경우에는 저온 베이나이트 및 애시큘러 페라이트 상이 충분히 형성되지 못하였으며, 생성된 베이나이트 상도 그 형태로 미루어 고온에서 형성된 것으로 추정된다. 이러한 미세조직의 차이로 인해 비교예는 발명예들에 비해 낮은 강도의 결과가 나타난 것이라 판단된다.

한편, 상기에서 제조한 열연강판 중 일부의 열연강판에 대해 226KJ/cm의 입열량으로 서브머지드 아크 용접(SAW)을 행하였다.

상기 용접을 완료하여 형성된 용접열영향부 내 용융선(FL)에서 시험편을 채취하여 충격인성(CVN(-10℃, -20℃, -40℃))을 측정하였다. 추가로, FL+2, FL+5 및 FL+10 부위에서도 각각 시험편을 채취하여 충격인성(CVN)을 측졍하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다 (여기서, +2, +5, +10 부위는 용융선을 기준으로 모재 방향으로 각각 2mm, 5mm, 10mm 떨어진 지점을 의미한다). 이때, 충격인성은 각각의 온도(-10℃, -20℃, -40℃)에서 샤르피 V-노치 (Charpy V-Notch) 충격시험을 3회 실시하여 평균값으로 측정하였다.

구분	온도(℃)	용접열영향부 위치
구분	온도(℃)	FL	FL+2mm	FL+5mm	FL+10mm
발명예 4	-10	252	180	276	333
발명예 4	-20	194	240	233	309
발명예 4	-40	91	237	136	152
비교예 5	-10	77	52	89	91
비교예 5	-20	29	18	41	44
비교예 7	-10	42	31	88	102
비교예 7	-20	27	24	91	105
비교예 7	-40	13	27	66	90

상기 표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건에 의해 제조된 열연강판을 SAW 방법으로 용접하여 얻은 용접열영향부 내 용융선(FL)의 충격인성이 우수함을 확인할 수 있다 (도 3 참조).

반면, 발명예 4와 동일한 두께를 가지는 비교예 7의 경우에는 용접 후 용접열영향부 내 용융선의 충격인성이 열위하였으며, 두께가 비교강들의 경우에는 용접 후 용접열영향부 내 용융선의 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 또한, 상대적으로 두께가 얇은 비교예 5의 경우에도 용접열영향부의 전 구간에 걸쳐 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와,
티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
20~100mm의 두께를 가지며,
상기 두께가 20~40mm 일 때 미세조직이 면적분율로 40~50%의 저온 베이나이트, 3~6%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하고,
상기 두께가 40mm 초과~60mm 일 때 미세조직이 면적분율로 35~40%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하며,
상기 두께가 60mm 초과~100mm 일 때 미세조직이 면적분율로 30~45%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는
용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
제 1항에 있어서,
상기 도상 마르텐사이트 상은 장축의 최대 길이가 1㎛ 이하이고,
하나의 오스테나이트 결정립 내에서 20개 이하인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 인장강도가 600MPa 이상, 항복비가 85% 이하, -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
제 1항에 있어서,
상기 강재는 용접 후 도상 마르텐사이트(MA)의 분율이 3~6%인 용접 열영향부(HAZ)를 가지는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
제 4항에 있어서,
상기 용접 열영향부(HAZ)는 -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와,
티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 900~1000℃에서 조압연을 행하는 단계;
상기 조압연 후 830~870℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 250~500℃까지 3~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하며,
상기 냉각은, 상기 열연강판의 두께가 20~40mm 일 때 80~200℃/s로 행하고, 상기 열연강판의 두께가 40mm 초과~60mm 일 때 20℃/s 이상~80℃/s 미만으로 행하고, 상기 열연강판의 두께가 60mm 초과~100mm일 때 3℃/s 이상~20℃/s 미만으로 행하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
삭제
제 6항에 있어서,
상기 냉각은 수냉으로 행하며, 780~860℃에서 개시하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 공냉한 열연강판을 대입열 용접하는 단계를 더 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 대입열 용접은 용접 입열량 200KJ/cm 이상의 서브머지드 아크 용접(SAW)으로 행하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.