KR102110684B1

KR102110684B1 - 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법

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Publication number: KR102110684B1
Application number: KR1020180124262A
Authority: KR
Inventors: 조승재; 김규태; 김영준; 조영주; 김병철; 신경수; 장길수; 배범찬
Original assignee: 현대제철 주식회사; 한국조선해양 주식회사
Priority date: 2018-10-18
Filing date: 2018-10-18
Publication date: 2020-05-19
Also published as: KR20200044236A

Abstract

일 측면에 따른 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.07%, 실리콘(Si): 0 초과 0.20% 이하, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 알루미늄(S_Al): 0.03% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0 초과 0.3% 이하, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.04%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 보론(B): 5ppm ~ 15ppm%, 질소(N): 7ppm ~ 140ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 900 ~ 1,150℃의 온도에서 가열하는 단계: 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정영역 이상의 온도에서 1차 압연하는 단계; 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정영역에서 2차 압연하는 단계; 및 열연 판재를 4℃/sec 이상의 냉각속도로 200 ~ 400℃까지 냉각하는 단계를 포함한다.

Description

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 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 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

전세계 물동량의 증가에 따라 선박의 대형화가 진행되고 있는 가운데, 사용되는 후판 강재의 극후물화도 동시에 요구되고 있다. 특히, 사용되는 강재의 두께가 두꺼울수록 외부 또는 내부에서 발생한 충격에 의한 균열진전이 발생하기 쉬운 환경에 노출되는데, 상부 데크(Upper Deck)나 해치코밍(Hatch coaming)에 이러한 균열이 발생하면 선박이 좌초될 정도의 대형사고가 발생하므로, 취성균열정지 특성을 가지는 후판의 개발이 절실하다.

이러한 취성균열정지 특성을 가지는 후판을 제작하기 위해서 주로 고용강화기구를 사용하여, 인성 및 강도를 확보하는데, 탄소당량(Ceq)이 0.46 이상의 높은 화학성분이 필요하다. 하지만 이렇게 높은 탄소당량(Ceq)에서는 예열온도가 높아질 수밖에 없으며, 용접 시 인성의 열화가 발생되어 용접에 제약이 크다.

블록 투 블록(Block to Block)의 조립시간이 길어질수록 선박의 용접공수가 늘어나고 결국 생산원가가 상승한다. 이를 위해 한 패스(1 pass)에 용접할 수 있는 입열량 650kJ/cm 이상의 투 폴(2 pole) EGW 적용도 검토되고 있으나, 높은 탄소당량 및 결정립 조대화에 따른 충격인성 저하로 실제 적용이 어렵다.

한편, 대한민국 특허공개공보 제10-2009-0049530호에는 판 두께 50mm 이상의 후강판 대입열용접 적용시 2㎛ 미만인 산화물 및 2㎛ 이상인 산황화물 분산을 통하여 용접열영향부의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다. 상기 미세산화물 분산화 기술은 미세효과를 극대화 시키기 위해 REM 고가의 원소 첨가가 요구되어 제조단가 측면에서 불리하다. 또한, 다량의 산화물 생성은 임계 크기 및 양 제어 실패 시 반대로 인성 저하를 초래할 수 있는 단점이 있다.

또한, 대한민국 특허공개공보 제10-2004-0058582호에는 티타늄(Ti) 계열의 산화물 및 석출물을 적용함으로써 대입열 용접 열영향부에서의 오스테나이트 결정립 성장을 제어하는 기술이 개시되어 있다. 상기 기술은 0.008중량% 이상의 질소 첨가를 특징으로 하며, 이를 바탕으로 Ti 계열 석출물의 고온 안정성 향상을 도모한다. 그러나, 모재 내에 고용 질소량이 증가할 우려가 있어 다량의 질소(N) 첨가는 인성 저하 요인으로 작용할 단점이 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제2009-0049530호(2009.05.18 공개, 발명의 명칭: 대입열 용접 시의 열 영향부의 인성이 우수한 용접용 고장력 후강판) 및 대한민국 공개특허공보 제2009-0069818호(2009.07.01 공개, 발명의 명칭: 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그 제조방법)가 있다.

본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 항복강도 390MPa 이상의 극후물 강판으로서의 취성균열정지 특성을 가질뿐 아니라, 600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시 열영향부의 인성이 뛰어난 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.

본 발명의 일 측면에 따른 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.07%, 실리콘(Si): 0 초과 0.20% 이하, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 알루미늄(S_Al): 0.03% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0 초과 0.3% 이하, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.04%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 보론(B): 5ppm ~ 15ppm%, 질소(N): 7ppm ~ 140ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트를 90% 이상의 상분율로 포함하고 나머지 베이나이트를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 티타늄(Ti) 대 질소(N)의 함량 비가 2:1일 수 있다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 강재는 항복강도: 390MPa 이상, 인장강도: 510 ~ 650MPa, 충격천이온도: -80℃ 이하, 및 -10℃에서의 취성균열전파 저항성 계수(Kca): 6,000 이상의 물성을 가질 수 있다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 강재는, 600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시 CGHAZ의 폭이 0.5mm 이하, 최대 결정립 크기가 250㎛ 이하인 강재일 수 있다.

본 발명의 다른 측면인 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.07%, 실리콘(Si): 0 초과 0.20% 이하, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 알루미늄(S_Al): 0.03% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0 초과 0.3% 이하, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.04%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 보론(B): 5ppm ~ 15ppm%, 질소(N): 7ppm ~ 140ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 900 ~ 1,150℃의 온도에서 가열하는 단계: 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정영역 이상의 온도에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정영역에서 2차 압연하는 단계; 및 상기 열연 판재를 4℃/sec 이상의 냉각속도로 200 ~ 400℃까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 강재는 상기 티타늄(Ti) 대 질소(N)의 함량 비가 2:1이며, 미세조직은 페라이트를 90% 이상의 상분율로 포함하고 나머지 베이나이트를 포함할 수 있다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 슬라브를 1차 압연하는 단계는 900℃ ~ 1,000℃에서 실시하고, 상기 1차 압연된 판재를 2차 압연하는 단계는 670℃ ~ 820℃의 압연종료온도로 하여 실시할 수 있다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 강 슬라브를 1차 압연하는 단계에서, 최종 제품의 두께를 t라 할 때, 상기 1차 압연 후 판재의 두께가 t/0.56 이상이 되도록 할 수 있다.

본 발명의 바람직한 실시예에 있어서, 상기 강재는 항복강도: 390MPa 이상, 인장강도: 510 ~ 650MPa, 충격천이온도: -80℃ 이하, 및 -10℃에서의 취성균열전파 저항성 계수(Kca): 6,000 이상의 물성을 갖는 강재일 수 있다.

본 발명에 따르면, 성분계 설계 및 공정 조건 제어에 의하여 본 발명의 용접구조용 강재는 항복강도(YS): 390MPa 이상, 인장강도(TS): 510MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상이고, 충격천이온도가 -80℃ 이하이며 취성균열전파 저항성 계수(Kca)가 6,000 이상인 우수한 취성균열정지특성을 가질 수 있으며, 대형 컨테이너에 사용되는 극후물재의 취성균열정지 특성뿐 아니라 600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시 뛰어난 용접부 기계적 성질을 가짐으로써 제작 시 용접송구 단축에 의해 생산원가를 절감할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2a 및 도 2b는 본 발명의 강재의 미세조직을 현미경으로 관찰하여 나타낸 사진들이다.
도 3a 및 도 3b는 본 발명의 실시예와 비교예의 용접부의 경도분포는 타나낸 사진들이다.
도 4는 본 발명의 실시예와 비교예의 용접부의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰하여 나타낸 도면이다.

이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.

본 발명은 항복강도 390MPa 이상의 극후물 강판으로서 취성균열정지 특성을 가질뿐 아니라 600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시 열영향부의 인성이 뛰어난 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제시한다. 이를 위하여 본 발며에서는, 대입열 용접시의 열영향부의 인성을 확보하기 위하여 티타늄(Ti)과 질소(N)를 2:1의 비율로 첨가하고, 탄소(C) 등의 원소의 첨가량을 낮추어 고용온도가 1,500℃ 이상인 TiN을 생성하여 결정립 성장을 최소화한다. 본 발명에 의하면 약 600kJ/㎝ 이상의 초대입열 용접시에도 CGHAZ의 폭이 0.5mm 이하, 최대 결정립 크기가 250㎛ 이하로 제어될 수 있다. 이렇게 설계된 합금조성에 대형취성파괴 특성을 얻기 위하여 압연 전 미세조직을 약 150㎛ 수준으로 제어하고 압연 및 냉각 종료 후 약 50㎛의 침상형 페라이트(Acicular ferrite) 또는 베이나이틱 페라이트(Bainitic ferrite)가 90% 이상, 베이나이트(Bainite)가 10% 이하로 이루어지는 미세조직을 갖도록 제어할 수 있다.

이하, 본 발명의 일 측면인 고강도 용접구조용 강재에 대하여 설명한다.

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재

본 발명의 일 측면인 고강도 용접구조용 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.07%, 실리콘(Si): 0 초과 0.20% 이하, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 알루미늄(S_Al): 0.03% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0 초과 0.3% 이하, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.04%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 보론(B): 5ppm ~ 15ppm%, 질소(N): 7ppm ~ 140ppm을 포함한다.

상기 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 용접구조용 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C): 0.04 ~ 0.07중량%

탄소(C)는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소로서, 강판의 담금질성을 높이고, 담금질 후 강도를 결정하는 주요 원소이다. 탄소(C)의 함유량과 제조방법에 따라 소재 조직 내부에서 고용 탄소가 되기도 하고, 탄소(C)와 결합하려는 성질이 아주 높은 원소들과 결합하여 탄화물을 형성하게 된다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 전체 강재 중량의 0.04중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 탄소(C)의 함유량이 과잉되면 용접성, 연신율 및 내식성 등이 저하되므로 그 함량을 0.07중량%로 제어하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.20중량% 이하

실리콘(Si)은 탈산제로 첨가되는 원소로서 그 함량이 0.20중량%를 초과하는 경우 강 표면에 산화물을 형성하여 강의 용접성 등을 저하시킬 수 있으므로, 그 상한치를 0.20중량%로 제한한다.

망간(Mn): 1.40 ~ 1.60중량%

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 이러한 작용을 효과적으로 발휘하기 위해서 망간(Mn)은 전체 강재 중량의 1.40중량% ~ 1.60중량%로 첨가된다. 망간(Mn)의 첨가이 1.40중량% 미만일 경우 강도 확보에 어려움이 있을 수 있고, 반대로 망간(Mn)의 함량이 1.60중량%를 초과하는 경우 강도는 증가하나 편석이 발생하여 조직 불균일을 발생시킬 수 있다.

가용성 알루미늄(S_Al): 0.03 ~ 0.07중량%

알루미늄(Al)은 탈산재로 사용되는 동시에 실리콘(Si)과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하며 강도를 향상시키는 역할을 한다. 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.03중량% ~ 0.07중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 첨가량이 0.03중량% 미만일 경우에는 오스테나이트 안정화 효과를 기대하기 어렵다. 반대로, 알루미늄(Al)의 첨가량이 0.07중량%를 초과할 경우에는 제강시 노즐 막힘 문제가 발생할 수 있고, 주조시 Al 산화물 등에 의하여 열간 취성이 발생하여 크랙 발생과 연성이 저하되는 문제가 있다.

구리(Cu): 0 초과 0.3중량% 이하

구리(Cu)의 함량은 0 초과 0.3중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 모재강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 그러나 구리(Cu)의 첨가량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 조장하기 때문에 바람직하지 못하다. 특히, 구리(Cu)는 황(S)과 함께 티타늄(Ti)계 산화물 주위에 CuS 형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이므로 그 함량을 0.3중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.04중량%

니오븀(Nb)은 질소(N)와 결합하여 NbN 석출물을 형성시켜 용접열영향부에서 페라이트 변태를 촉진시키기는 유용한 원소로, 미세한 NbN 석출물을 형성시키기 위해서는 0.01중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 니오븀(Nb)의 첨가량이 0.04중량%를 초과하면 용접열영향부내에서 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적성질에 나쁜 영향을 미친다.

니켈(Ni): 0.30 ~ 0.90중량%

니켈(Ni)은 고용강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 니켈(Ni)의 첨가량이 0.3중량% 이상인 것이 바람직하지만, 0.9중량%를 초과하는 경우에는 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.

티타늄(Ti): 0.01 ~ 0.02중량%

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 슬래브 가열 단계에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방해하여 강재의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄(Ti)은 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.02중량%의 함량으로 첨가된다. 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.01중량% 미만일 경우에는 인성 향상의 효과가 미미하다. 반대로, 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.02중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 극후 강판의 인성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조비용을 상승시키는 문제가 있다.

보론(B): 5 ~ 15ppm

보론(B)은 강의 강도를 확보하기 위하여 첨가한다. 상기 보론(B)은 5 ~ 15ppm 첨가하는 것이 바람직하다. 보론(B)의 첨가량이 5ppm 미만일 경우 마르텐사이트 분율을 확보하기 어려워 강도를 확보하기 어려우며, 보론(B)의 첨가량이 15ppm을 초과할 경우 취성 발생의 위험이 높아진다.

질소(N): 70 ~ 140ppm

질소(N)는 TiN 및 BN 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN 및 BN 등의 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 및 BN 석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 70ppm 이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 140ppm을 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열영향부 내에 분포하는 고용 질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고 용접시 희석에 따른 용접금속 중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다.

그 외 불가피한 첨가 원소: 인(P), 황(S)

그 외 불가피한 원소로서 인(P), 황(S) 및 질소(N)가 있다. 인(P)의 경우 슬라브 중심 편석에 의한 내부식성 저하 문제로 인하여 첨가 범위를 0.01중량% 이하로 제한하였고, 인성 및 용접성을 저해시키는 황(S)의 경우 그 함량을 보다 엄격하게 0.001중량% 이하로 제한하였다.

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

상기 성분들의 탄소당량(Ceq)은 0.44 이하인 것이 바람직하다.

대입열 용접시의 열영향부의 인성을 확보하기 위하여 상기 티타늄(Ti)과 질소(N)는 2:1의 비율로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 탄소(C) 등의 원소의 첨가량을 낮추어 고용온도가 1,500℃ 이상인 TiN을 생성하여 결정립 성장을 최소화한다. 본 발명에 의하면 약 600kJ/㎝ 이상의 초대입열 용접시에도 CGHAZ의 폭이 0.5mm 이하, 최대 결정립 크기가 250㎛ 이하로 제어될 수 있다. 이렇게 설계된 합금조성에 대형취성파괴 특성을 얻기 위하여 압연 전 미세조직을 약 150㎛ 수준으로 제어하고 압연 및 냉각 종료 후 약 50㎛의 침상형 페라이트(Acicular ferrite) 또는 베이나이틱 페라이트(Bainitic ferrite)가 90% 이상, 베이나이트(Bainite)가 10% 이하로 이루어지는 미세조직을 갖도록 제어할 수 있다.

본 발명에 따른 용접구조용 고강도 강재는 상술한 성분계 및 후술하는 공정 조건 제어에 의하여 항복강도(YS): 390MPa 이상, 인장강도(TS): 510MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상이며, 충격천이온도가 -80℃ 이하이며 취성균열전파 저항성 계수(Kca)가 6,000 이상인 우수한 취성균열정지 특성을 갖는다. 이러한 본 발명의 강재는 대형 컨테이너에 사용되는 극후물재의 취성균열정지 특성뿐 아니라 600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시에도 뛰어난 용접부 기계적 성질을 가짐으로써 제작 시 용접송구 단축에 의해 생산원가를 절감할 수 있다.

이하, 본 발명의 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이고, 도 2a 및 도 2b는 본 발명의 강재의 미세조직을 현미경으로 관찰하여 나타낸 사진들이다.

본 발명의 다른 측면인 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법은 상기 용접구조용 강재의 합금 조성비를 만족하는 강 슬라브를 900℃ ~ 1,150℃의 온도에서 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 오스테나이트 재결정영역에서 1차 열간 압연하는 단계, 상기 1차 압연된 판재를 2차 압연하는 단계, 및 상기 열연 강판을 400℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다.

슬라브 재가열 단계(S110)

상기의 조성을 갖는 강 슬라브를 900℃ ~ 1,150℃의 SRT(Slab Reheating Temperature)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 슬라브는 슬라브 재가열 단계(S110) 이전에 실시되는 연속주조과정에 의하여 제조되는 강 슬라브일 수 있다.

슬라브 재가열 온도가 900℃ 미만일 경우에는 가열온도가 충분하지 않아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물이 고용 온도에 이르지 못해 열간압연시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 또한, 재가열 온도가 1,150℃를 초과할 경우, 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다. 본 발명에서는 슬라브 재가열온도를 900℃ ~ 1,150℃로 제어함으로써, 도 2a에 도시된 바와 같이, 압연 전의 강의 미세조직을 150㎛ 수준으로 제어하여 대형취성 파괴 특성을 얻는 데 유리하게 할 수 있다.

1차 압연 단계(S120)

상기와 같이 슬라브를 가열한 다음에는, 가열된 슬라브에 대해 1차 압연을 실시한다. 1차 압연 온도는 오스테나이트 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 1차 압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴되고 오스테나이트의 크기를 작게 하는 효과를 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 1차 압연 온도는 900℃ ~ 1,000℃로 제어하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 재결정역에서 이루어지는 1차 압연을 통하여 구 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 또한, 1차 압연 후 판재의 두께는 최종 제품 두께를 t라 할 때 t/0.56 이상이 되도록 압하율을 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명의 바람직한 실시예에 따르면, 상기 1차 압연시 평균 압하율은 9% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 평균압하율이 9% 미만인 경우에는 조대한 미재결정역 오스테나이트가 잔존하여 DWTT 특성을 저하시킬 수 있다.

2차 압연 단계(S130)

2차 압연단계(S130)에서는 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정영역에서 2차 압연한다. 2차 압연은 670℃ ~ 820℃의 압연종료온도 조건으로 실시한다. 2차 압연종료온도가 670℃ 미만인 경우, 이상역 압연에 의해 혼립 조직이 발생하여 강판 물성을 저하시킬 수 있다. 또한, 압연종료온도가 820℃를 초과하는 경우, 강도 등이 불충분할 수 있다.

냉각 단계(S140)

상기 2차 압연 종료 후 냉각을 실시한다. 냉각 단계(S140)에서 냉각개시온도를 제어하는 것은 미세한 등축 페라이트의 형성에 중요한 요소이다. 본 발명에서 냉각개시온도는 680℃ ~ 820℃의 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 냉각 개시온도가 680℃ 미만이거나 820℃를 초과하는 경우에는 DWTT 역파면 억제 효과가 약화될 수 있다. 냉각 단계(S140)에서는 2차 압연된 판재를 4℃/sec 이상의 평균냉각속도로 200℃ ~ 400℃까지 냉각한다. 냉각은 수냉 방식으로 수행되는 것이 바람직하다. 자연 냉각의 경우, 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 있다. 다만, 냉각속도가 4℃/s 미만일 경우에는 등축 페라이트의 분율이 증가하고 결정립 크기가 조대해지므로 강도와 인성 모두 열화될 수 있다. 또한, 상기와 같이 냉각종료 온도는 200~400℃인 것이 바람직하다. 냉각 종료 온도가 200℃ 미만인 경우 저온변태조직이 다량 형성되어 취성파괴 저항력이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 냉각 종료 온도가 400℃를 초과할 경우 조대한 미세조직의 형성 등으로 인하여 강도가 불충분해지는 문제가 있다.

상기한 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 판재는 390MPa 이상의 항복강도를 갖는 극후물 강판에서 취성균열정지특성을 가질 뿐 아니라 650kJ/㎝의 대입열 용접시에도 열영향부의 인성이 우수하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 실시예일뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

실시예

하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 1,150℃에서 2시간 이상 가열한 뒤, 이를 950℃ 및 680℃에서 각각 1차 및 2차 압연하고, 4℃/sec의 냉각속도로 냉각을 실시하여 강재를 제조하였다. 표 1에서, 실시예 1과 실시예 2는 본 발명의 합금 조성비를 만족하는 강재들이고, 비교예 1 및 비교예 2는 본 발명의 합금 조성비를 만족하지 않는 강재들이다.

구분	C	Si	Mn	P	S	S_Al	Cu	Nb	Ni	Ti	B(ppm)	N(ppm)	Ceq
비교예1	0.08	0.30	1.61	0.010	0.001	0.021	0.29	0.01	0.01	0.009	4	32	0.355
비교예2	0.07	0.37	1.71	0.010	0.001	0.021	0.01	0.01	0.29	0.009	4	30	0.426
실시예1	0.06	0.13	1.50	0.010	0.001	0.051	0.01	0.03	0.32	0.017	10	90	0.355
실시예2	0.05	0.16	1.44	0.010	0.001	0.042	0.29	0.015	0.35	0.017	11	82	0.348

이후, 강재의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰하여 표 2a 및 도 2b에 도시하였고, 강재의 기계적 성질을 평가하여 표 2에 나타내었다. 강재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험은 압연방향, 그리고 샤르피 충격시험은 압연방향과 수직한 방향에서 측정하였다. 또한, 취성균열정지특성을 평가하기 위해 대형취성파괴시험(ESSO)을 실시한 결과를 표 2에 나타내었다.

구분	두께	YP	TS	EL	CVN 충격 시험				천이온도 (℃)	Kca (N/nm1.5@-10℃)
구분	두께	YP	TS	EL	1	2	3	Aver.	천이온도 (℃)	Kca (N/nm1.5@-10℃)
목표치		390↑	510-650	20↑	≥34J					≥6000
비교예1	80t	433	543	30	305	255	289	283	-60	4890
비교예2		415	550	30	329	367	353	350	-60	5270
실시예1		455	582	21	321	326	336	328	≤-80	8350
실시예2		420	546	28	302	291	325	306	≤-80	6890

상기 표 2를 참조하면, 본 발명의 실시예1, 2의 강재 및 비교예1, 2의 강재 모두 항복강도, 인장강도, 연신율 및 CVN 충격흡수 에너지를 만족하지만, 대형취성파괴시험(ESSO) 결과, 비교예 1 및 비교예 2의 경우 충격천이온도가 -60℃이고, -10℃에서 측정된 취성균열전파 저항성 계수인 Kca 값이 일반적인 조선용 강재에서 요구되는 6,000을 초과하지 못함을 알 수 있다. 이에 반해, 본 발명에서 제안한 합금의 조성범위를 만족하는 실시예 1 및 2의 강재들은 미세조직을 확보함에 따라, 우수한 인성 및 충격인성을 확보하는 것이 가능하다. 표 2에 나타낸 바와 같이, 실시예 1 및 2의 강재는 충격천이온도가 -80℃ 이하로 측정되었으며, Kca 값도 조선용 강재에서 요구하는 6,000을 초과함으로써, 비교예의 약 5,000N/mm^1.5에서 약 7,000N/mm^1.5으로 40% 정도 향상되었음을 알 수 있다.

용접부의 인장시험 및 열영향부의 충격인성 평가는 표 3에 제시된 바와 같이 실제 용접입열량에 상당하는 용접조건, 즉 용접시편 사이의 개선각, 시편의 루트갭, 용접시의 전류, 전압 및 속도, 용접입열량을 갖는 소정의 용접 열사이클을 부여한 다음, 시편의 표면을 연마하고 충격시험편으로 가공하여 실시하였다. 용접부의 인장강도 및 파단부를 관찰한 결과는 표 4에 나타내었고, 열영향부에 대해 -40℃에서 샤르피 충격시험을 실시한 결과는 표 5에 나타내었다. 이때 표 4에 나타낸 인장시험의 경우 80mm의 인장시험편의 두께(t)의 1/2 지점을 기준으로 상부(Face) 및 하부(Root)로 나누어 평가하였으며, 표 5에 나타낸 충격시험의 경우 시험편의 두께 방향으로 상부(Face), 중심부(Center), 하부(Root)로 나누어 평가하였으며, 모재와 용접금속의 경계선인 용융선(Fusion Line; FL), 상기 용융선으로부터 1mm 지점(FL+1mm) 및 2mm 지점(FL+2mm)에 대해 각각 충격시험을 실시하였다.

구분	개선각 (°)	루트갭 (mm)	용접 조건					입열량 (kJ/㎝)
			Face		Root		속도
			전류	전압	전류	전압	속도
비교예1	16	8	340	42	320	37	3.10	506
비교예2	16	14	340	42	320	37	2.45	639
실시예1	16	8	330	40	320	37	3.24	464
실시예2	16	14	400	42	380	40	2.69	715

구분	개선각 (°)	루트갭 (mm)	입열량 (kJ/㎝)	인장강도		파단위치
				Face	Root	파단위치
				BM파단, ≥510MPa
비교예1	16	8	506	541	540	BM
비교예2	16	14	639	544	532	BM
실시예1	16	8	464	545	536	BM
실시예2	16	14	715	530	537	BM

구분	위치	Face(J)				Center(J)				Root(J)
구분	위치	1	2	3	Ave.	1	2	3	Ave.	1	2	3	Ave.
비교예 1	FL	162	144	184	163	46	19	159	75	71	23	425	173
	FL+1㎜	110	433	143	229	47	44	77	56	31	28	160	73
	FL+2㎜	183	34	28	82	107	26	31	54	189	18	81	150
바교예 2	FL	185	148	196	176	19	16	52	29	124	107	171	134
	FL+1㎜	112	144	170	142	25	27	41	31	108	143	167	139
	FL+2㎜	425	34	421	293	416	421	430	422	427	433	420	427
실시예 1	FL	143	431	174	216	174	153	125	150	217	174	195	195
	FL+1㎜	424	419	424	424	414	427	418	420	167	429	422	339
	FL+2㎜	422	426	430	426	423	147	159	243	418	426	422	422
실시예 2	FL	169	171	168	169	194	189	120	167	140	173	205	172
	FL+1㎜	121	175	279	192	279	269	274	274	242	283	280	268
	FL+2㎜	280	278	281	280	158	288	272	239	281	279	219	260

표 4를 참조하면, 본 발명의 실시예1, 2의 강재와 비교예1, 2의 강재 모두 목표로 하는 인장강도인 510MPa를 만족하였으며 파단의 발생위치도 모재(Base Metal; BM)로서 목표를 만족하였다.

그러나, -40℃에서의 용접열영향부의 충격시험 결과를 나타낸 표 5를 참조하면, 본 발명의 실시예1, 2의 강재의 경우 모든 시험편(FL, FL+1mm, FL+2mm)의 상부, 중심부, 하부에 대해 조선용 강재에 요구되는 -40℃에서의 충격흡수에너지: 100J이상을 만족하였다. 그러나, 비교예1, 2의 강재의 경우 목표로 하는 값을 만족하지 않는 경우가 발생하였다.

도 3a 및 도 3b는 본 발명의 실시예와 비교예의 용접부의 경도분포는 타나낸 사진들이다.

도시된 바와 같이, 용접부 경도 매핑(mapping) 결과, 도 3a에 도시된 비교예의 경우 약 160Hv를 갖는 용졉열영향부(CGHAZ)의 폭이 5mm로 관찰되었으나, 본 발명의 합금 조성비를 만족하는 실시예의 경우 0.5mm로 관찰됨으로써 용접열영향부(CGHAZ)의 조직 제어가 잘 이루어졌음을 알 수 있다. 이와 같은 결과는 용접부의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 사진들로부터 더욱 명백하게 알 수 있다.

도 4는 본 발명의 실시예(개발1)와 비교예(기존1)의 용접부의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰하여 나타낸 사진들로서, 약 700kJ/㎝의 대입열 용접을 실시한 후 용접부의 표면을 관찰한 것이다.

도 4를 참조하면, 본 발명의 실시예(개발1)의 경우 결정립 성장의 폭이 0.5㎛으로 좁고 최대 결정립 크기도 약 200㎛ 이하로서, 비교예(기존1)의 1.5㎛ 및 550㎛에 비해 협폭으로, 결정립 크기도 미세하게 제어됨을 확인할 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 강재는 성분계 설계 및 공정 조건 제어에 의하여 항복강도(YS): 390MPa 이상, 인장강도(TS): 510MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상이며, 충격천이온도가 -80℃ 이하이며 취성균열전파 저항성 계수(Kca)가 6,000 이상인 우수한 취성균열정지특성을 갖는다. 이러한 본 발명의 강재는 대형 컨테이너에 사용되는 극후물재의 취성균열정지 특성뿐 아니라 600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시에도 뛰어난 용접부 기계적 성질을 가짐으로써 제작 시 용접송구 단축에 의해 생산원가를 절감할 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.07%, 실리콘(Si): 0 초과 0.20% 이하, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 알루미늄(S_Al): 0.03% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0 초과 0.3% 이하, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.04%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 보론(B): 5ppm ~ 15ppm%, 질소(N): 7ppm ~ 140ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 페라이트를 90% 이상의 상분율로 포함하고 나머지 베이나이트를 포함하는 강재로서,
상기 강재는,
항복강도: 390MPa 이상, 인장강도: 510 ~ 650MPa, 충격천이온도: -80℃ 이하, 및 -10℃에서의 취성균열전파 저항성 계수(Kca): 6,000 이상의 물성을 갖는,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재.
제1항에 있어서,
상기 티타늄(Ti) 대 질소(N)의 함량 비가 2:1인,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재.
삭제
제1항에 있어서,
상기 강재는,
600kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시 CGHAZ의 폭이 0.5mm 이하, 최대 결정립 크기가 250㎛ 이하인,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.07%, 실리콘(Si): 0 초과 0.20% 이하, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 인(P): 0 초과 0.01% 이하, 황(S): 0 초과 0.001% 이하, 알루미늄(S_Al): 0.03% ~ 0.07%, 구리(Cu): 0 초과 0.3% 이하, 니오븀(Nb): 0.01% ~ 0.04%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 보론(B): 5ppm ~ 15ppm%, 질소(N): 7ppm ~ 140ppm, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 900 ~ 1,150℃의 온도에서 가열하는 단계:
상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정영역 이상의 온도에서 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연된 판재를 오스테나이트 미재결정영역에서 2차 압연하는 단계; 및
상기 열연 판재를 4℃/sec 이상의 냉각속도로 200 ~ 400℃까지 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 냉각하는 단계 후 강재는,
항복강도: 390MPa 이상, 인장강도: 510 ~ 650MPa, 충격천이온도: -80℃ 이하, 및 -10℃에서의 취성균열전파 저항성 계수(Kca): 6,000 이상의 물성을 갖는,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 슬라브를 1차 압연하는 단계는 900℃ ~ 1,000℃에서 실시하고,
상기 1차 압연된 판재를 2차 압연하는 단계는 670℃ ~ 820℃의 압연종료온도로 하여 실시하는,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 강재는,
상기 티타늄(Ti) 대 질소(N)의 함량 비가 2:1이며,
미세조직은 페라이트를 90% 이상의 상분율로 포함하고 나머지 베이나이트를 포함하는,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 강 슬라브를 1차 압연하는 단계에서,
최종 제품의 두께를 t라 할 때, 상기 1차 압연 후 판재의 두께가 t/0.56 이상이 되도록 하는,
대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 강재의 제조방법.
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