KR102522570B1 - 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 - Google Patents

용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 Download PDF

Info

Publication number
KR102522570B1
KR102522570B1 KR1020210177950A KR20210177950A KR102522570B1 KR 102522570 B1 KR102522570 B1 KR 102522570B1 KR 1020210177950 A KR1020210177950 A KR 1020210177950A KR 20210177950 A KR20210177950 A KR 20210177950A KR 102522570 B1 KR102522570 B1 KR 102522570B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
excluding
affected zone
welded
comparative example
Prior art date
Application number
KR1020210177950A
Other languages
English (en)
Inventor
김종철
이창민
배철현
지춘호
최준태
김규태
주형건
신누리
Original Assignee
현대제철 주식회사
에이치디한국조선해양 주식회사
에이치디현대중공업 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사, 에이치디한국조선해양 주식회사, 에이치디현대중공업 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020210177950A priority Critical patent/KR102522570B1/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102522570B1 publication Critical patent/KR102522570B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

본 발명은 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판으로서, 중량%로, C: 0.03∼0.08％, Si: 0.10％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 1.0∼2.5％, P: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), S: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ni: 4.50∼4.97％, Cr: 0.1~0.8%, Mo: 0.1~0.6%, Al: 0.1 이하(0％를 포함하지 않음), N: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 기타 불가피한 불순물인 강판이며, 상기 강판은 하기 식 1로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)이 0.7 이상을 포함할 수 있다.

Description

용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판{Steel plate having excellent ultra low temperature toughness in welding heat affected zone}
본 발명은 극저온 인성이 우수한 후강판에 관한 것으로서, 상세하게는, Ni 함량이 저감되어도, -196℃의 극저온하에서 용접 열영향부 극저온 인성이 양호한 후강판에 관한 것이다.
후강판은 극저온하에 노출되는 액화 천연가스(LNG)용에 주로 적용될 수 있다. 대표적으로 수송용 LNG 저장탱크, LNG 연료탱크 등과 같이 적용가능하나, 그 범위를 LNG에만 국한시키지 않고, 보다 고온에서 저장이 가능한 액화 암모니아(-33℃)와 같이 LNG 보다 끓는점이 높은 액화연료의 저장 및 연료탱크로의 적용이 가능하다.
종래에는 다량의 니켈 첨가에 의해 항복강도가 높아 굽힘가공이 필요한 극저온 탱크 제조에 어려움이 발생할 수 있다. 다량의 니켈 첨가에 따라 아크용접을 이용한 용접구조물 제작시, 모재를 포함한 용접 이음부에 쉽게 자화가 발생하여 완료된 용접이음부의 품질 저하를 유발하는 문제점이 있었다.
최근 9% 정도의 니켈(9% Ni강)을 포함하는 후강판이 사용되어 왔지만, 니켈의 비용이 지속적으로 상승하면서 9% 보다 적은 니켈 함유량을 가지면서도 극저온 인성이 우수한 후강판의 개발이 진행되고 있다. 그러나, 니켈 함유량을 저감시키면 극저온 인성 특성을 만족시키기 어렵다. 특히, 니켈 함유량이 저감되면 용접 열영향부에서의 취성 파단이 발생하기 쉬워지는 문제점이 있었다.
한국공개특허 제10-2020-0140907호
종래에는 이와 같이, 고가의 니켈의 함량을 저감하기 위한 극저온 인성이 우수한 후강판을 개발하고 있으나, 니켈 함량이 낮아짐에 따라 극저온 인성을 만족시키기기 어려우며, 취성 파괴도 발생하기 쉽다는 문제점이 있었다. 본 발명은 상기와 같은 문제점을 포함하여 여러 문제점들을 해결하기 위한 것으로서, 용접 열영향부의 취성 파단이 개선되며, 극저온 인성이 우수한 후강판을 제공하는 것을 목적으로 한다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 이에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판을 제공한다. 상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판은 중량％로, C: 0.03∼0.08％, Si: 0.10％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 1.0∼2.5％, P: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), S: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ni: 4.50∼4.97％, Cr: 0.1~0.8%, Mo: 0.1~0.6%, Al: 0.1 이하(0％를 포함하지 않음), N: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 기타 불가피한 불순물인 강판이며, 상기 강판은 하기 식 1로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)이 0.7 이상일 수 있다.
[식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + Ni/15 + (Cr+Mo)/5
상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판에 있어서, 중량%로, Cu: 1.00% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.50%이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Ca: 0.0030% 이하(0%를 포함하지 않음), REM: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)을 포함하는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유할 수 있다.
상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판에 있어서, 상기 강판은 하기 식 2로 나타내어지는 B 값이 0.3 이상 0.65 이하일 수 있다.
[식 2]
B = Cr + Mo
상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판에 있어서, 상기 강판은 하기 식 2로 나타내어지는 B 값이 0.45 이상 0.65 이하일 수 있다.
[식 2]
B = Cr + Mo
본 발명의 다른 실시예에 따르면, 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물을 제공한다. 상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판은 상술한 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판을 용접하여 제조한 용접 구조물로서, 상기 용접 구조물의 용접 열영향부의 조직은 베이나이트 및 래스 마르텐사이트 분율이 95% 이상이고, 상기 강판은 하기 식 1로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)이 0.7 이상일 수 있다.
[식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + Ni/15 + (Cr+Mo)/5
상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물에 있어서, -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 5% 내지 15%일 수 있다.
상기 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물에 있어서, 모재부에서 잔류 오스테나이트상의 종횡비(Aspect ratio)가 1.5 이상이고, 원상당 직경이 1마이크로 미터 이하인 상기 잔류 오스테나이트상이 면적 100μm2당 100개 내지 170개 분포하는 것을 특징으로 할 수 있다.
상기한 바와 같이 이루어진 본 발명의 일 실시예에 따르면, 종래기술 대비 낮은 항복강도에 의한 극저온 탱크 제작시 굽힘가공성이 우수하고, 용접 이음부 자화강도가 낮아 용접구조물 제작이 용이한 후강판을 제공할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1 및 도 2는 본 발명의 실험예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 샘플(실시예 2)의 미세조직을 주사전자현미경(SEM) 및 전자후방산란회절(EBSD)로 분석한 결과이다.
도 3 및 도 4는 본 발명의 실험예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 샘플(비교예 6)의 미세조직을 주사전자현미경(SEM) 및 전자후방산란회절(EBSD)로 분석한 결과이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 여러 실시예들을 상세히 설명하기로 한다.
본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려 이들 실시예들은 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 또한, 도면에서 각 층의 두께나 크기는 설명의 편의 및 명확성을 위하여 과장된 것이다.
이하, 본 발명의 실시예들은 본 발명의 이상적인 실시예들을 개략적으로 도시하는 도면들을 참조하여 설명한다. 도면들에 있어서, 예를 들면, 제조 기술 및/또는 공차(tolerance)에 따라, 도시된 형상의 변형들이 예상될 수 있다. 따라서, 본 발명 사상의 실시예는 본 명세서에 도시된 영역의 특정 형상에 제한된 것으로 해석되어서는 아니 되며, 예를 들면 제조상 초래되는 형상의 변화를 포함하여야 한다.
종래에는 다량의 니켈 첨가에 의해 항복강도가 높아 굽힘가공이 필요한 극저온 탱크 제조에 어려움이 발생할 수 있지만, 본 발명에서는 니켈의 함량을 5% 미만으로 제한하면서도 비교예에 의한 후강판(종래기술에 의해 제조된 강)과 항복강도가 유사한 수준을 만족할 수 있는 방법을 제공하고자 한다. 이하에서, 종래기술 대비 7% 정도의 항복강도를 저감하여 굽힘가공성을 높였다는 구성은 비교예에 의한 후강판(종래기술에 의해 제조된 강)의 항복강도가 300MPa이라면 본 발명의 일 실시예에 의해 제조된 강이 279MPa로 측정되었을 때 니켈 함량의 비율이 비교예에 의한 후강판 대비 7% 저감시켰다는 의미로 이해될 수 있다.
이하에서, 용접구조물용 극저온 후강판에 대해 보다 상세한 제조방법을 후술하고자 한다. 보다 구체적으로는 -196℃에서의 모재부 충격에너지를 85J 이상, 용접열영향부는 30J 이상 확보 가능한 후강판을 제조할 수 있는 방법에 대해 설명하고자 한다. 여기서, 후강판은, 두께가 대체로 6mm 내지 50mm인 강판을 의미한다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 후강판은 중량%로, C: 0.03∼0.08％, Si: 0.10％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 1.0∼2.5％, P: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), S: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ni: 4.50∼4.97％, Cr: 0.1~0.8%, Mo: 0.1~0.6%, Al: 0.1 이하(0％를 포함하지 않음), N: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 기타 불가피한 불순물인 강판으로서, 상기 강판은 하기 식 1로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)이 0.7 이상을 만족한다. 여기서, 상기 Si은 인위적으로 첨가하지 않는다.
[식 1]
탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + Ni/15 + (Cr+Mo)/5
상기 강판은 중량%로, Cu: 1.00% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.50%이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Ca: 0.0030% 이하(0%를 포함하지 않음), REM: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)을 포함하는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유할 수 있다.
상기 강판은 하기 식 2로 나타내어지는 B 값이 0.45 이상 0.65 이하를 만족할 수 있다. 상기 B 값을 만족할 때, -196℃ 하에서 20kJ/cm 내지 30kJ/cm의 고입열량을 적용한 용접 열영향부 횡방향 충격 에너지 개개값이 19J 이상이며, 평균값이 30J 이상인 후강판을 제조할 수 있다.
상기 강판은 하기 식 2로 나타내어지는 B 값이 0.3 이상 0.65 이하를 만족할 수 있다. 상기 B 값을 만족할 때, -196℃ 하에서 5kJ/cm 내지 20kJ/cm의 저입열량을 적용한 용접 열영향부 횡방향 충격 에너지 개개값이 19J 이상이며, 평균값이 30J 이상인 후강판을 제조할 수 있다.
[식 2]
B = Cr + Mo
본 발명의 일 실시예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판은 상기 식 1과 식 2를 공통적으로 만족해야 한다. 상기 식 1 및 식 2를 동시에 만족할 때, 상온에서 모재의 항복강도가 640MPa 이하의 후강판으로 제조될 수 있다.
상기 후강판을 적용하여 LNG 탱크 제작시 용접 프로세스는 필수적으로 적용되며, 종래에는 통상적으로 니켈 함유량이 높은 인코넬 용접재료를 사용하며 용접을 실시하였으나, 본 발명에서는 고가의 인코넬 용접재료가 아닌 스테인리스계 용접재료를 사용하더라도 -196℃에서의 용접열영향부 충격에너지를 평균 27J 이상 확보할 수 있다.
이하에서, 상기 강 중 성분의 함량 범위에 대해 구체적으로 후술한다.
C는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소로서, 강판의 담금질성을 높이고, 담금질(quenching) 후 강도를 결정하는 주요 원소이다. C의 함유량과 제조방법에 따라 소재 조직 내부에서 고용탄소가 되기도 하고, C와 결합하려는 성질이 아주 높은 원소들과 결합하여 탄화물을 형성하게 된다. 또한 담금질 후 고인성 효과를 얻기 위해서는 전체 슬래브에 0.04 중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다.
또한, C는 오스테나이트 안정화 원소로서 템퍼링 이후 잔류 오스테나이트 확보에 필수 적인 원소로서, 바람직한 첨가 범위는 0.03% 내지 0.08%이며, 보다 바람직하게는 0.04% 내지 0.06%이다. 단, 과도하게 첨가하면 과도한 강도 상승으로 극저온 인성이 저하되므로, 그 상한은 0.08%로 한다.
Si은 고용 강화 원소로서, 강판의 강화에 기여하고, 알루미늄과 함께 탈산재로 작용하여 용강의 개재물을 슬래그로 부상분리 하는 역할을 담당한다. 하지만, 본 발명에서 Si은 전체 강재 중량의 0.1% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 본 발명의 후강판에서 Si은 용접 토우부(weld toe)의 오토 템퍼링(Auto-tempering) 효과를 향상시키기 위해서 인위적으로 첨가하지 않으며, 용강의 개재물을 제어하기 위한 방법으로 알루미늄을 탈산 원소로 활용하는 것으로 충분하다.
Mn은 탈산재로서도 기능하지만, 대표적인 오스테나이트 안정화 원소로서, 고가의 Ni을 저감하는 대신에 치환하여 첨가함으로써 잔류 오스테나이트(γ) 양의 증가에 기여하는 원소이다. 이 효과를 발휘하기 위해 그 하한은 1.0%로 한다. 하지만 Mn이 과잉으로 첨가하게 되면 템퍼링 취화가 발생하고, 조대한 잔류 오스테나이트(γ)가 다량 형성되어 오히려 극저온 인성을 저하시키므로 그 상한은 2.5%로 한다.
P는 대표적인 불순물 원소로서, 입계 파괴를 유발하기 때문에 존재하지 않는 것이 바람직하지만 용강 생산시 불가피하게 잔존하게 되므로 극저온 인성을 확보하기 위해서는 그 상한은 0.01%로 한다.
S는 P와 마찬가지로 입계파괴의 원인으로 작용하며, Mn과 결합하여 MnS를 형성하여 강판의 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 한다.
Ni은 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 유용한 원소이며, 그 첨가량이 증가함에 따라 잔류 오스테나이트(γ)의 분율이 증가한다. 본 발명에서는 고가인 Ni을 저감하기 위해 그 상한은 4.97%로 한다. 바람직하게는 Ni의 상한은 4.93%로 한다. 단, 과도하게 저감할 경우 잔류 오스테나이트(γ)를 목표하는 수준으로 확보할 수 없기 때문에 최소한 4.5%이상 첨가하는 것이 바람직하다.
종래에는 Ni의 함량을 5 중량%까지 저감한 후강판에 대한 연구가 진행되었으나, Ni의 함량을 5 중량% 이하로 낮게 제어할 경우, 잔류 오스테나이트(γ)를 확보하기가 용이하지 않기 때문에, 잔류 오스테나이트(γ) 조직에 의한 극저온 인성 향상 효과를 얻을 수 없는 문제점이 있었다. 그러나, 본 발명에서는 이를 해결하기 위해서, Ni 원소 이외에 Mn, Cr, Mo 3가지의 원소의 최적범위를 도출함으로써, Ni의 함량이 5% 미만으로 제어되더라도 극저온 인성이 향상되는 효과를 얻을 수 있는 방법을 개발하였다.
N은 Ti, Nb, V 등과 결합하여 탄질화물을 형성함으로써, 결정립을 미세화시키는 역할을 하나, 본 발명에서는 Nb 및 V 등과 같은 세립화 원소가 첨가되지 않아 그 효과를 발휘할 수 없고, 다량으로 N이 첨가되면 고용되는 N이 증가하여 강의 충격 특성 및 연신율을 떨어뜨리고 용접부 인성을 저해한다. 따라서, N은 강재 전체 중량의 0.01% 이하로 제한한다.
Mo는 Cr과 함께 강의 강도를 증가시키고, 오스테나이트(γ)의 안정성을 향상시키는데 유용한 원소이다. 본 발명의 효과를 극대화하기 위해서는 Mo는 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만 Mo를 과잉으로 첨가하면, 강의 강도가 과도하게 상승하여 오히려 극저온 인성을 저하시키기 때문에 바람직한 Mo의 상한은 0.6%로 한다.
Cr은 라멜라이징(Lamelizing) 열처리 온도 범위에서 형성된 오스테나이트(γ)내에 농축되어 안정성을 증가시켜 강의 극저온 인성을 확보하는데 유용한 원소로서, Cr은 0.1% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만 Cr을 과도하게 첨가할 경우 강도가 지나치게 상승하고, 템퍼 취화를 일으킬 수 있으므로 Cr의 상한은 0.8%로 한다.
Al은 탈산 원소이다. Al의 함유량이 부족하면, 용강 중에서의 프리 산소 농도가 상승하여, 주조 냉각의 과정에서, 원래 용강 중에 존재한 개재물의 표면에 산화물 혹은 황화물과 같은 2차 개재물이 복합 생성됨으로써, 개재물의 형상이 찌그러진 것으로 되어, 원상당 직경이 1.0㎛ 초과의 개재물의 평균 진원도가 커지는 문제점이 있다. 반면, Al을 과잉으로 첨가하면, 상기 개재물의 응집이나 합체가 촉진되어, 역시 당해 개재물의 평균 진원도가 커지므로, 그 상한을 0.1％ 이하(0%를 포함하지 않음)로 한다.
Cu는 오스테나이트(γ) 안정화 원소로, 잔류 오스테나이트(γ) 량의 증가에 기여하는 원소이다. 단, Cu를 과잉으로 첨가하면, 강의 강도를 과도하게 향상시켜, 목표로 하는 극저온 인성 효과가 얻어지지 않으므로, 그 상한을 1.00％ 이하(0%를 포함하지 않음)로 하는 것이 바람직하다. Cu 함량의, 보다 바람직한 상한은 0.8％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.7％ 이하이다.
Ti, Nb 및 V는, 모두 탄질화물로서 석출되어, 강의 강도를 상승시키는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 병용해도 된다. 단, 상기 원소들을 과잉으로 첨가하면, 강의 강도를 과도하게 향상시켜, 목표로 하는 극저온 인성을 확보할 수 없다.
그러므로, Ti 함량은 0.025％ 이하(0%를 포함하지 않음)로 하되, 보다 바람직하게는 0.018％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.015％ 이하로 첨가해야 한다. Nb 함량은 0.10％ 이하(0%를 포함하지 않음)로 하되, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.02％ 이하로 첨가해야 한다. V 함량은 0.50％ 이하(0%를 포함하지 않음)으로 하되, 보다 바람직하게는 0.3％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이하로 첨가해야 한다.
B는 켄칭성 향상에 의해 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 만약, B의 함량을 과잉으로 첨가하면, 강의 강도를 과도하게 향상시켜, 목표로 하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되기 때문에, B의 함량을 0.0050％ 이하(0%를 포함하지 않음)로 첨가하되, 보다 바람직하게는 0.0030％ 이하, 더 바람직하게는 0.0020％ 이하로 첨가한다.
Ca은 0.0030％ 이하(0％를 포함하지 않음), REM는 0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Zr은 0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종 Ca, REM 및 Zr은, 모두 탈산 원소로, 이들의 첨가에 의해 강 중의 산소 농도가 저하되어, 산화물의 양이 감소함으로써 인성에 좋은 영향을 미친다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 병용해도 된다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca 함량을 0.0005％ 이상, REM 함량(이하에 기재된 REM을, 단독으로 함유할 때에는 단독 함유량이고, 2종 이상을 함유할 때에는, 그들의 합계임. 이하, REM량에 대해 동일함.)을 0.0005％ 이상, Zr 함량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 산화물의 사이즈가 증가하여, 극저온 인성이 저하되기 때문에, Ca 함량의 바람직한 상한을 0.0030％ 이하(보다 바람직하게는 0.0025％ 이하), REM 함량의 바람직한 상한을 0.0050％ 이하(보다 바람직하게는 0.0040％ 이하), Zr 함량의 바람직한 상한을 0.0050％ 이하(보다 바람직하게는 0.0040％ 이하)로 한다.
본 명세서에 있어서, REM는 희토류 원소로서, 란타노이드 원소(주기율표에 있어서, 원자 번호 57의 La로부터 원자 번호 71의 Lu까지의 15원소)에, Sc 및 Y을 추가한 원소군이며, 이들을 단독으로 또는 2종 이상을 병용할 수 있다. 바람직한 희토류 원소는 Ce 및 La이다. REM의 첨가 형태는 특별히 한정되지 않고, Ce 및 La를 주로 포함하는 미슈 메탈(예를 들어 Ce:약 70％ 정도, La:약 20∼30％ 정도)의 형태로 첨가해도 되고, 혹은 Ce, La 등의 단체로 첨가해도 된다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판은 열간압연 공정을 이용하여 제조한다. 열간압연 공정은 슬래브를 1,100℃ 내지 1,200℃의 온도에서, 1시간 내지 4시간 가열한 후, 마무리 압연 온도와 압하량을 조절한다. 만약, 슬래브 가열온도가 1,100℃ 미만일 경우, 마무리 압연 온도를 맞추기 어려워지고, 오스테나이트(γ)가 과도하게 미세화되어 열간압연 후 마르텐사이트를 충분히 확보할 수 없게 된다. 반면, 슬래브 가열온도가 1,200℃를 초과할 경우, 오스테나이트(γ)가 조대해져 최종 템퍼링 이후 패킷(packet)이 조대해져 모재 및 열영향부 극저온 인성이 저하된다.
열간압연 시 마무리 압연 온도는 Ar3 이상으로 한정한다. Ar3 이하에서 마무리 압연할 경우, 초석 페라이트가 형성되어 후술하는 TL 처리 이후 준안정 오스테나이트(γ)를 목표하는 수준으로 확보하기 어려워져 -196℃에서의 극저온 인성이 저하되는 결과를 초래할 수 있다.
열간압연 시 마무리 압연 이후 냉각은 마르텐사이트 기지조직을 확보할 수 있도록 충분히 빠르게 냉각한다. 바람직하게는 5℃ 이상의 속도로 강판이 냉각될 수 있도록 수냉하는 것을 권장한다.
열간압연 후에는 Ac1 ~ Ac3의 온도범위(TL)로 가열하여 유지 후 수냉한다. 라멜라이징(Lamellarizing) 열처리를 수행하는 이유는 TL 온도 영영에서 형성된 오스테나이트(γ)상에 Ni, Cr, Mo 등의 합금원소가 농축되어 실온에서 준안정적으로 존재하는 잔류 오스테나이트(γ)상을 얻기 위함이다. Ac1 미만 혹은 Ac3 초과 영역에서는 준안정 잔류 오스테나이트(γ)상을 충분히 확보할 수 없어 -196℃에서의 고입열 용접 열영향부 극저온 인성이 열화되는 결과를 초래할 수 있다. Ac1 ~ Ac3 영영에서의 유지시간(tL)은 대체적으로 10분 내지 60분으로 하는 것이 바람직하다. 10분 미만 시에는 오스테나이트(γ) 상에 Ni, Cr, Mo 등의 합금원소가 충분히 농축되지 않아 결과적으로 잔류 오스테나이트(γ)상을 목표하는 수준으로 확보할 수 없으며, 60분 초과시에는 잔류 오스테나이트(γ)상이 조대화되어 극저온 인성 시험 시 균열전파를 충분히 억제할 수 없다. 바람직한 유지시간(tL)은 30분 내지 60분으로 제한한다.
상기 L 열처리 이후에는 템퍼링을 실시한다. 템퍼링 처리는 550℃ 내지 610℃의 온도 범위(T3)에서 30분 내지 180분동안(t3) 수행한다. 이를 통해 L 열처리 후 생성된 준안정 잔류 오스테나이트(γ)에 C가 농축되어 잔류 오스테나이트(γ)상의 안정도가 증가하여, -196℃에서도 안정적으로 존재하는 잔류 오스테나이트(γ)상을 확보할 수 있다. 템퍼링 온도가 550℃보다 낮으면 준안정 잔류 오스테나이트(γ)상이 α상과 시멘타이트로 분해되어 -196℃에서의 극저온 인성을 확보할 수 없고, Ac1 초과하거나 180분을 초과하면 진류 오스테나이트(γ)가 조대화 되어 극저온 인성 시험 중의 균열전파를 충분히 억제할 수 없다. 바람직한 템퍼링 조건은 T3: 580℃ 내지 610℃, 40분 내지 100분(t3) 이며, 템퍼링 후 냉각은 공냉하는 것이 좋다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판을 이용하여 제조한 용접 구조물은 중량%로, C: 0.03∼0.08％, Si: 0.10％ 이하(인위적으로 첨가하지 않음), Mn: 1.0∼2.5％, P: 0.01％ 이하, S: 0.01％ 이하, Ni: 4.50∼4.97％, Cr: 0.1~0.8%, Mo: 0.1~0.6%, Al: 0.1 이하(0％를 포함하지 않음), N: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 강판을 포함할 수 있다.
또한, 상기 강판은 중량%로, Cu: 1.00% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.50%이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Ca: 0.0030% 이하(0%를 포함하지 않음), REM: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)을 포함하는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유할 수 있다.
상기 용접 구조물의 용접 열영향부의 조직은 베이나이트 및 래스 마르텐사이트 분율이 95% 이상일 수 있다. 또, 상기 용접 구조물은 -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 5% 내지 15%일 수 있다. 이에 대한 구체적인 내용은 하기 실험예를 통하여 후술한다.
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해서 상술한 기술적 사상을 적용한 실험예를 설명한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이
아래의 실험예에 의해서 한정되는 것은 아니다.
진공 용해로를 사용하여, 표 1에 나타내는 성분의 원소들을 용해주조하여 잉곳을 제작한 후 표 2에 정리된 공정조건으로 본 발명의 실험예에 의한 후강판 샘플을 각각 제조하였다.
구분 C Si Mn P S Al Ni Cr Mo N Cu Ti Nb V B 식 1 식 2
실시예1 0.064 0.048 1.12 0.0034 0.0021 0.026 4.95 0.419 0.208 0.0048 0.001 0.002 0.005 0.002 0.0003 0.71 0.63
실시예2 0.057 0.0097 1.53 0.0031 0.0022 0.031 4.97 0.408 0.207 0.0058 0.001 0.002 0.005 0.002 0.0003 0.77 0.62
실시예3 0.056 0.05 2.19 0.0031 0.0019 0.028 4.97 0.411 0.203 0.0062 0.002 0.001 0.005 0.002 0.0003 0.88 0.61
실시예4 0.059 0.031 1.49 0.0041 0.0021 0.026 4.97 0.312 0.317 0.038 0.001 0.003 0.005 0.001 0.0003 0.77 0.63
실시예5 0.061 0.026 1.91 0.0038 0.0018 0.024 4.90 0.156 0.309 0.048 0.002 0.002 0.004 0.002 0.0004 0.80 0.47
실시예6 0.061 0.042 1.88 0.0035 0.0022 0.026 4.58 0.351 0.282 0.0035 0.81 0.63
실시예7 0.058 0.046 1.49 0.0041 0.0019 0.028 4.93 0.251 0.361 0.0034 0.76 0.61
실시예8 0.039 0.038 1.25 0.0031 0.0018 0.031 4.95 0.349 0.293 0.0039 0.71 0.64
실시예9 0.048 0.035 1.42 0.0038 0.0015 0.029 4.77 0.388 0.218 0.0034 0.72 0.61
실시예10 0.057 0.041 1.28 0.0029 0.0013 0.024 4.97 0.129 0.45 0.036 0.72 0.58
비교예1 0.061 0.0096 1.64 0.0031 0.0019 0.028 4.38 0.381 0.215 0.0049 0.75 0.60
비교예2 0.063 0.034 1.58 0.0033 0.0018 0.028 4.92 0.051 0.213 0.0049 0.71 0.26
비교예3 0.058 0.0636 1.83 0.0029 0.0019 0.031 4.98 0.213 0.061 0.0063 0.75 0.27
비교예4 0.059 0.051 0.47 0.0034 0.0016 0.026 4.92 0.101 0.318 0.0043 0.55 0.42
비교예5 0.061 0.031 2.74 0.0034 0.0016 0.025 4.81 0.568 0.381 0.0047 1.03 0.95
비교예6 0.062 0.028 1.61 0.0031 0.0018 0.028 4.96 0.139 0.144 0.0058 0.72 0.28
비교예7 0.059 0.031 1.59 0.0028 0.0019 0.026 4.93 0.187 0.211 0.0049 0.73 0.40
비교예8 0.061 0.046 1.13 0.0034 0.0021 0.026 4.96 0.391 0.212 0.0180 0.70 0.60
비교예9 0.058 0.0097 1.51 0.0033 0.0023 0.032 4.97 0.169 0.191 0.0058 0.71 0.36
비교예10 0.057 0.029 1.55 0.0027 0.0021 0.031 4.94 0.177 0.219 0.0048 0.72 0.40

구분		 열간압연 L (Lamellarizing) 템퍼링
슬래브
가열 (℃)		 마무리
압연 (℃)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 TL (℃) tL (분) 냉각방법 T3 (℃) t3 (분)
실시예1 1,152 810 19 76 708 61 수냉 610 58
실시예2 1,151 810 17 78 710 61 수냉 608 59
실시예3 1,148 805 15 82 687 59 수냉 600 60
실시예4 1,150 812 16 109 689 65 수냉 598 59
실시예5 1,152 814 14 108 691 58 수냉 599 62
실시예6 1,161 801 9 111 688 60 수냉 601 61
실시예7 1,148 805 22 91 707 59 수냉 609 60
실시예8 1,153 807 27 95 712 62 수냉 610 62
실시예9 1,151 804 10 110 692 61 수냉 600 61
실시예10 1,154 809 21 99 710 59 수냉 611 58
비교예1 1,174 800 8 100 688 62 수냉 597 57
비교예2 1,182 807 11 105 692 56 수냉 599 62
비교예3 1,210 805 12 99 690 59 수냉 601 59
비교예4 1,207 805 15 111 690 60 수냉 600 59
비교예5 1,181 810 9 94 691 60 수냉 603 57
비교예6 1,156 811 18 94 710 61 수냉 609 60
비교예7 1,157 803 16 100 707 62 수냉 610 60
비교예8 1,149 811 16 86 687 61 수냉 603 61
비교예9 1,164 800 10 120 710 61 수냉 610 28
비교예10 1,160 807 15 99 712 62 수냉 611 181
이와 같은 공정을 통해 얻어진 후강판 샘플에 대해, -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트(γ)상의 분율, 종횡비(aspect ratio), 단위면적당 개수를 측정하였다. 모재의 인장 특성(인장강도, 항복강도) 및 극저온 인성을 각각 측정하여 하기 표 3에 정리하였다.

구분		 잔류 오스테나이트(γ) 모재 인장 모재 극저온 인성
분율 (%) 종횡비 단위면적당
개수		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 개개 1 개개2 개개3 평균
실시예1 7 1.9 150 626 724 153 180 190 174
실시예2 12 2 153 620 718 169 191 170 177
실시예3 15 1.8 145 663 771 138 138 134 137
실시예4 12 1.7 140 631 721 142 140 141 141
실시예5 13 1.5 133 628 736 148 140 140 143
실시예6 14 1.5 127 648 742 131 134 132 132
실시예7 12 1.7 138 632 738 151 162 166 160
실시예8 7 1.8 144 625 718 164 148 155 156
실시예9 8 1.6 135 624 711 144 132 138 138
실시예10 8 1.7 142 618 699 166 148 164 159
비교예1 11 1.4 68 609 693 112 98 99 103
비교예2 7 1.6 66 621 701 123 99 112 111
비교예3 11 1.4 79 619 720 92 88 134 105
비교예4 4 1.5 52 541 649 31 27 35 31
비교예5 17 1.3 62 713 833 128 116 122 122
비교예6 12 1.2 76 619 713 142 135 138 138
비교예7 12 1.3 75 614 708 168 171 181 173
비교예8 8 1.6 81 634 746 148 139 142 143
비교예9 9 1.7 82 616 761 95 89 75 86
비교예10 9 1.6 180 603 705 191 187 184 187
또, 용접 열영향부의 물성을 확인하기 위해서, 저입열 용접과 고입열 용접 특성에 대해 분석하여 하기 표 4 및 표 5에 각각 정리하였다.

구분
 저입열 용접 (5~20 kJ/cm)
FL FL+1 FL+3 FL+5
1 2 3 Av 1 2 3 Av 1 2 3 Av 1 2 3 Av
실시예1 38 37 48 41 65 35 33 44 240 216 198 218 217 219 244 227
실시예2 48 56 55 53 57 78 68 68 215 216 203 211 216 197 196 203
실시예3 28 38 28 31 90 73 71 78 93 57 59 70 149 159 151 153
실시예4 49 58 49 52 53 43 54 50 91 128 101 107 143 142 143 143
실시예5 42 41 43 42 46 45 66 52 79 65 84 76 132 134 134 133
실시예6 27 35 44 35 34 55 46 45 64 60 57 60 98 123 125 115
실시예7 36 48 42 42 59 63 53 58 95 135 127 119 154 126 154 145
실시예8 35 38 47 40 48 46 47 47 166 160 97 141 191 152 180 174
실시예9 37 36 46 40 48 69 62 60 116 121 156 131 142 166 153 154
실시예10 31 49 38 39 52 65 78 65 93 155 101 116 177 141 143 154
비교예1 14 14 13 14 27 26 23 25 65 49 42 52 76 73 70 73
비교예2 34 21 25 27 15 18 14 16 49 55 46 50 156 128 131 138
비교예3 13 12 11 12 25 11 21 19 28 38 35 34 77 103 100 93
비교예4 26 34 19 26 34 17 19 23 52 223 37 104 41 28 82 50
비교예5 18 22 24 21 24 26 29 26 89 68 65 74 92 93 93 93
비교예6 25 27 20 24 31 16 13 20 59 49 76 61 185 172 166 174
비교예7 28 27 29 28 29 39 28 32 104 87 107 99 196 108 214 173
비교예8 26 29 41 32 26 16 29 24 203 176 218 199 165 200 158 174
비교예9 42 32 45 40 48 54 46 49 92 94 110 99 110 135 114 120
비교예10 57 27 27 37 44 33 37 38 84 200 240 175 254 262 246 254

구분
 고입열 용접 (20~30 kJ/cm)
FL FL+1 FL+3 FL+5
1 2 3 Av 1 2 3 Av 1 2 3 Av 1 2 3 Av
실시예1 40 33 36 36 40 34 56 43 213 230 188 210 210 221 211 214
실시예2 51 49 37 46 45 50 44 46 228 69 230 176 210 209 218 212
실시예3 29 34 56 40 82 72 41 65 47 41 35 41 122 75 115 104
실시예4 41 55 52 49 38 32 71 47 91 97 100 96 145 126 139 137
실시예5 33 37 33 34 41 35 48 41 64 70 66 67 132 116 135 128
실시예6 28 37 34 33 34 25 36 32 34 30 27 30 68 63 65 65
실시예7 31 46 50 42 39 33 33 35 119 105 98 107 114 122 133 123
실시예8 29 47 31 36 38 43 49 43 150 132 155 146 166 143 178 162
실시예9 28 31 35 31 39 59 55 51 104 103 122 110 153 136 141 143
실시예10 28 34 58 40 32 39 36 36 121 93 85 100 158 146 161 155
비교예1 17 9 15 14 20 7 33 20 45 26 33 35 56 48 63 56
비교예2 12 28 23 21 13 16 13 14 77 17 33 42 144 136 130 137
비교예3 5 11 14 10 13 9 20 14 27 19 45 30 55 92 68 72
비교예4 11 9 11 10 12 18 18 16 18 21 25 21 29 92 66 62
비교예5 16 13 12 14 11 16 15 14 56 77 100 78 45 30 48 41
비교예6 17 16 18 17 12 15 17 15 34 37 48 40 174 160 168 167
비교예7 22 20 23 22 24 27 32 28 21 21 33 25 88 73 74 78
비교예8 24 26 29 26 33 53 40 42 72 66 52 63 193 127 204 175
비교예9 17 23 22 21 16 24 15 18 15 13 14 14 40 50 53 48
비교예10 17 16 21 18 21 15 26 21 21 27 28 25 223 251 252 242
도 1 및 도 2는 본 발명의 실험예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 샘플(실시예 2)의 미세조직을 주사전자현미경(SEM) 및 전자후방산란회절(EBSD)로 분석한 결과이고, 도 3 및 도 4는 본 발명의 실험예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 샘플(비교예 6)의 미세조직을 주사전자현미경(SEM) 및 전자후방산란회절(EBSD)로 분석한 결과이다.
도 1 내지 도4, 표 1 및 표 3 내지 표 5를 참조하면, 본 발명의 실시예 샘플(실시예 1 내지 실시예 10)들은 모두 식 1 및 식 2를 만족하고 있습니다. 실시예 2 샘플의 경우, 열영향부(FL ~ FL + 5mm)의 조직이 베이나이트 및 래스 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 분율 95% 이상을 차지하여, 열영향부 잔류응력이 고르게 분포되어 있는 것을 확인할 수 있었다. 다른 실시예 샘플들도 모두 래스 마르텐사이트 분율이 90% 이상을 만족하고 있었다. 여기서, 열영향부 미소경도 측정 결과, 경도 차이(최대값 - 최소값)가 비커스 경도로 50HV 이하 만족하였다.
또한, 실시예 2 샘플은 잔류 오스테나이트 분율도 12%를 만족하고, 종횡비(aspect ratio)도 2.0이며, 단위 면적당 개수도 88개로 나타났다. 이로 인해, 저입열 및 고입열 조건하에서 극저온 인성이 우수한 후강판 샘플이 제조된 것을 확인할 수 있었다.
반면, 본 발명의 비교예 샘플(비교예 1 내지 비교예 10)들은 식 1 및 식 2 중 어느 하나를 만족하지 못하며, 저입열 또는 고입열 조건하에서의 극저온 인성이 실시예 샘플 대비 열위한 것을 확인할 수 있었다. 비교예 6 샘플의 경우, 열영향부(FL ~ FL + 5mm) 조직이 래스 마르텐사이트의 분율이 50% 이며, 기타 입상 베이나이트(Granular Bainite) 및 베이니틱 페라이트(Bainitic Ferrite) 혼재조직이 50% 이상을 차지하는 것을 확인할 수 있었다. 다른 비교예 샘플들도 래스 마르텐사이트 분율이 90% 이하였으며, 혼재조직이 10% 이상으로 나타났다. 여기서, 열영향부 미소경도 측정 결과, 경도 차이(최대값 - 최소값)가 비커스 경도로 50HV 초과하였다.
또한, 비교예 6 샘플은 잔류 오스테나이트 분율도 12%를 만족하였으나, 종횡비(aspect ratio)가 1.2로 1.5 미만으로 나타났고, 단위 면적당 개수는 46개로 저입열 및 고입열 열영향부의 극저온 인성이 크게 저하되는 것을 알 수 있었다.
비교예 4 샘플은 식 1로 표현된 탄소당량(Ceq) 값이 0.7 미만으로서, CCT(연속냉각변태) 선도의 페라이트 노즈(nose)가 왼쪽으로 이동하여 상술한 제조조건의 열간압연시 냉각속도를 5℃/s 이상으로 제어하여도 기지 조직에 잔류 오스테나이트(γ)가 5% 미만으로 형성되어, 모재의 횡방향 충격 에너지를 85J 이상 확보하기 어려워지는 것을 확인하였다.
비교예 8 샘플의 경우, 세립화 원소인 Ti, Nb, V를 포함하고 있지 않음에도 N 함량이 중량%로 0.01%를 초과하여, 조직 내에 고용된 N가 증가함으로써 용접 이음부 극저온 인성이 열화된 것으로 확인하였다. 이는 저입열 및 고입열 모두 해당되는 것으로 확인할 수 있었다.
또한, 비교예 2 샘플, 비교예 3 샘플 및 비교예 6 샘플의 경우 식 2로 표현되는 B값이 저입열 기준인 0.3 내지 0.6을 만족하지 못해, 저입열 용접 조건에서 극저온 인성이 상술한 기준값에 미달하는 결과를 보이는 것을 확인할 수 있었다. 비교예 5 샘플, 비교예 7 샘플, 비교예 9 샘플 및 비교예 10 샘플의 경우 상기 B값이 고입열 기준인 0.45 내지 0.6을 만족하지 못해, 고입열 용접 조건에서 극저온 인성이 상술한 기준값에 미달하는 결과를 보이는 것을 확인할 수 있었다.
본 발명의 실시예 샘플들은 모두 모재에 존재하는 잔류 오스테나이트(γ)의 분율이 5% 내지 15% 범위이며, 형상 측면에서 평균 종횡비(Aspect ratio)가 1.5 이상, 사이즈는 원상당 직경 1μm 이내로 미세한 조직을 갖고 있는 것을 확인할 수 있었다. 또, 100μm2면적을 기준으로 잔류 오스테나이트(γ)가 100개 이상, 170개 이하로 존재하는 것도 확인할 수 있었다.
상술한 바와 같이, 고가의 Ni을 5% 미만으로 저감하면서 통상의 ??칭 후 템퍼링 열처리를 수행한 9% 함유 Ni 강과 동등한 수준의 극저온 인성을 확보하기 위해서는, 라멜라이징(α+γ 공존영역) 열처리를 통해 Ni을 저감하면서도 안정된 잔류 오스테나이트(γ)를 다량 확보하는 것이 중요하다.
상기 조직을 제어하기 위해서는, Mo, Cr, Mn 3가지 원소의 적절한 조합이 반드시 수반되어야 하며, 이에 대한 관계식을 식 1 및 식 2로 표기하였다. 본 발명에서는 상기 식 1 및 식 2를 동시에 만족할 수 있는 Ni의 최적 범위를 도출하였고, 이를 기반으로 모재는 85J 이상, 저입열 및 고입열 용접조건 하에서는 모두 27J 미만의 충격에너지를 보이는 것을 실험을 통해 확인하였다.
따라서, 본 발명의 실시예에 따른 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판을 이용하여 아크용접 방법으로 제작한 용접구조물은 용접 이음부에 자화가 쉽게 발생하지 않아 품질이 우수할뿐 아니라, 제조비용도 저감하는 효과를 얻을 수 있었다.
본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 설명되었으나 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 다른 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 진정한 기술적 보호 범위는 첨부된 특허청구범위의 기술적 사상에 의하여 정해져야 할 것이다.

Claims (7)

  1. 중량％로, C: 0.03∼0.08％, Si: 0.10％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn: 1.0∼2.5％, P: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), S: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ni: 4.50∼4.97％, Cr: 0.1~0.8%, Mo: 0.1~0.6%, Al: 0.1 이하(0％를 포함하지 않음), N: 0.01％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 후강판을 용접하여 제조한 용접 구조물로서,
    상기 용접 구조물의 용접 열영향부의 조직은 베이나이트 및 래스 마르텐사이트 분율이 95% 이상이고,
    상기 강판은 하기 식 1로 나타내어지는 탄소당량(Ceq)이 0.7 이상인,
    용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물.
    [식 1]
    탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + Ni/15 + (Cr+Mo)/5
  2. 제 1 항에 있어서,
    중량%로, Cu: 1.00% 이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.10% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.50%이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Ca: 0.0030% 이하(0%를 포함하지 않음), REM: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)을 포함하는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유하는,
    용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판은 하기 식 2로 나타내어지는 B 값이 0.3 이상 0.65 이하인,
    용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물.
    [식 2]
    B = Cr + Mo
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판은 하기 식 2로 나타내어지는 B 값이 0.45 이상 0.65 이하인,
    용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물.
    [식 2]
    B = Cr + Mo
  5. 삭제
  6. 제 1 항에 있어서,
    -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상의 체적 분율이 5% 내지 15%인,
    용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물.
  7. 제 1 항에 있어서,
    모재부에서 잔류 오스테나이트상의 종횡비(Aspect ratio)가 1.5 이상이고, 원상당 직경이 1마이크로 미터 이하인 상기 잔류 오스테나이트상이 면적 100μm2당 100개 내지 170개 분포하는 것을 특징으로 하는,
    용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 용접 구조물.
KR1020210177950A 2021-12-13 2021-12-13 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판 KR102522570B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020210177950A KR102522570B1 (ko) 2021-12-13 2021-12-13 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020210177950A KR102522570B1 (ko) 2021-12-13 2021-12-13 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR102522570B1 true KR102522570B1 (ko) 2023-04-26

Family

ID=86099617

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020210177950A KR102522570B1 (ko) 2021-12-13 2021-12-13 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102522570B1 (ko)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120054359A (ko) * 2010-11-19 2012-05-30 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR20130103422A (ko) * 2012-03-09 2013-09-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 극저온 인성이 우수한 후강판
KR20200140907A (ko) 2018-06-12 2020-12-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 극저온용 고장력 후강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120054359A (ko) * 2010-11-19 2012-05-30 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR20130103422A (ko) * 2012-03-09 2013-09-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 극저온 인성이 우수한 후강판
KR20200140907A (ko) 2018-06-12 2020-12-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 극저온용 고장력 후강판 및 그 제조 방법

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7161536B2 (ja) 引張強度及び低温衝撃靭性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法
CN108368591B (zh) 具有优异的焊后热处理耐性的压力容器钢板及其制造方法
JP4926447B2 (ja) 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法
JP6492862B2 (ja) 低温用厚鋼板及びその製造方法
CN111356781B (zh) 弯曲性和低温韧性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
KR20160079166A (ko) 저온충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
JP2013014812A (ja) 歪付与後のｃｔｏｄ特性に優れた極低温用鋼材およびその製造方法
KR102065276B1 (ko) 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
KR20070116561A (ko) Ｈａｚ 인성이 우수하고 용접 후 열처리에 의한 강도저하가 작은 강판
KR20140023787A (ko) 저온 인성이 우수한 저탄소 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101271968B1 (ko) 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법
KR102031450B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102522570B1 (ko) 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판
KR20200065480A (ko) 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법
KR102498135B1 (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR20210062895A (ko) 고인성 니켈강 제조방법 및 니켈강 자화 제어방법
KR20240004010A (ko) 알루미늄이 첨가된 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 후강판
KR102493979B1 (ko) 충격인성이 우수한 압력용기용 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR102200225B1 (ko) 극저온 횡팽창이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
KR102443927B1 (ko) 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
KR102498150B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498158B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498147B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR20130106626A (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고항복비형 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102250324B1 (ko) 강재 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
GRNT Written decision to grant