KR20020034482A - 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의제조방법 - Google Patents

용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 저질소 강슬라브에 침질처리하여 주편표면 크랙의 발생을 근본적으로 차단하면서 TiN석출물을 미세하고 균일하게 분포시키는 것과 함께 Ti-Zr 복합산화물을 이용하여 모재와 열영향부의 인성이 차이가 최소가 되도록 하고, 모재는 베이나이트+페라이트로 하여 고인성, 고강도의 용접구조용 강재의 제조방법을 제공하고자 한다. 이러한 본 발명은, 중량%로 C:0.03-0.17%, Si:0.01-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.0005-0.1%, N:0.005%이하, B:0.0003-0.01%, W:0.001-0.2%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.002-0.03%, Zr:0.005-0.1%, 3≤Zr/O≤8, 7≤(Ti+Zr)/O≤14, 4≤Ti/O≤10을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 슬라브를 만드는 단계; 이 슬라브를 1000-1250℃범위에서 60-180분간 가열하면서 강의 N가 0.008-0.03%의 범위내에서 Ti, B, Al과 아래의 관계를 만족하도록 침질처리하는 단계; 및
1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14,
상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 베이나이트 변태 종료온도±10℃까지는 5∼20℃/sec의 속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법{Method for manufacturing high strength steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone}
본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용 강재에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 저질소 강슬라브에 침질처리하여 TiN의 석출물을 미세하고 균일하게 분포시키는 것과 함게 Ti-Zr 복합산화물을 이용하여 용접열영향부의 인성을 개선하면서 모재는 베이나이트+페라이트로 하여 고인성, 고강도의 용접구조용 강재의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 건축물, 구조물의 고층화 추세에 따라 사용되는 강재가 대형화되면서 후물강재로 대체되고 있다. 이러한 후물강재를 용접하기 위해서는 고능률 용접이 불가피한데, 후육화된 강재를 용접하는 기술로는, 1패스 용접이 가능한 대입열 서어브머지드 용접법 및 일렉트로 용접법이 광범위하게 사용되고 있는 실정이다. 또한, 조선 및 교량 분야에 있어서 판 두께 25mm이상의 강판을 용접하는 경우에도 상기와 같은 1패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 적용하고 있다.
일반적으로 용접에서는 입열량이 클수록 용착량이 커서 용접패스수가 감소하기 때문에, 용접생산성을 고려하면 대입열 용접이 가능하도록 하는 것이 유리하다. 즉, 용접에서 입열량을 증가시키면 그 사용범위를 넓힐 수 있게 되는 것이다. 현재 사용되고 있는 대입열의 범위는 대략 100-200kJ/cm에 해당되는데 좀더 후육화 된 판두께 50mm이상의 강재를 용접하기 위해서는 200-500kJ/cm의 초대입열 범위가 되어야 가능하다.
강재에 대입열이 적용되면, 용접시 형성되는 용접열영향부(Heat Affected Zone) 특히 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열영향부는 용접입열량에 의해 융점에 가까운 온도까지 가열된다. 이에 따라, 용접열영향부의 결정립이 성장하여 조대화되고 냉각과정에서 상부 베이나이트 및 마르텐사이트 등 인성에 취약한 미세조직이 형성되기 때문에, 용접열영향부가 용접부중 인성이 가장 열화되는 부위이다.
따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 미세하게 유지시킬 필요가 있다. 이를 해결하는 수단으로는, 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 개시되어 있다. 예를 들어, 일본 특허공개공보 (평)11-140582, (평)10-298708, (평)10-298706, (평)9-194990, (평)9-324238, (평)8-60292, (소)60-245768, (평)5-186848호, (소)58-31065호, (소)61-79745호, 일본용접학회지 제 52권 2호, 49페이지 및일본특허공개공보 (소)64-15320호 등이 있다.
이중에서 일본 특허공개공보 (평)11-140582호는, TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로, 100J/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때에 0℃에서 충격인성이 200J정도(모재는 300J 정도)인 구조용강재가 개시되어 있다. 이 선행기술에서는 Ti/N을 실질적으로 4-12로 관리하여 0.05㎛이하인 TiN 석출물은 5.8×103개/㎟∼8.1×104개/㎟, 이와 함께 0.03∼0.2㎛인 TiN석출물은 3.9×103개/㎟∼6.2×104개/㎟로 석출시켜서 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다. 이 강재는 미세조직이 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 인장강도가 최고 581MPa, 항복강도가 최고 405MPa로 기계적성질을 갖고 있다.
그러나, 이 선행기술에 의하면 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때, 모재와 열영향부의 인성이 대체적으로 낮고(0℃의 충격인성의 최고치로 모재:320J, 열영향부:220J) 또한, 모재와 열영향부의 인성차가 100J 정도로 커서 후육화 강재의 초대입열 용접에 따른 강구조물의 신뢰성확보에 한계가 있다. 이 뿐만 아니라, 원하는 TiN의 석출물을 확보하기 위한 방법으로, 슬라브를 1050℃이상의 온도에서 가열하여 급냉한 다음에, 열간압연을 위해 재가열하는 공정을 채택하기 때문에 2회의 열처리로 인한 제조비용 상승이 문제가 된다. 또한, 이 선행기술에서는 N가 0.005∼0.02% 함유된 고질소 용강을 연속주조하여 주괴로 만들기 때문에, 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다. 즉, N은 오스테나이트 안정화 원소로서 주괴의 응고과정에서 오스테나이트가 장시간 유지되기 때문에, P, S 등의 불순원소들이 미응고부에 편석을 조장하여 주편크랙을 유발할 수 있는 것이다.
상기 일본 공개특허공보 (평)9-194990호는 저질소강(N≤0.005%)에서 Al과 O의 비를 0.3≤Al/O≤1.5로 관리하여, Al, Mn, Si으로 되는 복합산화물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부 천이온도가 -50수준으로 인성이 좋은 편이 아니다. 또한, 상기 일본 공개특허공보 (평)10-298708호는 MgO-TiN 복합석출물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부 0℃의 충격인성이130J로 인성이 좋은 편이 아니다. 이 선행기술에서는 고질소강은 오히려 인성을 떨어뜨린 다는 이유로 0.005%이하의 저질소강을 이용하고 있다.
현재까지, TiN석출물과 Al계 또는 MgO 등의 산화물을 이용하여 대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선한 기술은 많이 알려져 있지만, 1350℃이상에서 장시간 유지되는 초대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 획기적으로 개선시키면서 모재의 고강도화를 동시에 달성한 사례는 아직 발표된 바 없다. 특히, 용접열영향부의 인성이 모재 대비 동등한 수준을 보인 기술은 거의 없는 실정이다. 따라서, 상기의 문제점을 해결할 수 있다면, 후육화 강재의 초대입열 용접이 가능하여 용접작업 고능률화는 물론 강구조물의 고층화 및 강구조물의 신뢰성 확보를 동시에 달성할 수 있는 것이다.
본 발명은, 저질소강 슬라브를 침질처리하여 고질소강에서 주편표면크랙의 발생을 근본적으로 차단하면서 TiN과 Ti-Zr 복합산화물을 이용하여 중입열에서 초대입열에 이르는 용접입열량 범위에서도 모재와 열영향부의 인성이 차이가 최소가 되도록 하고, 모재는 베이나이트+페라이트로 하여 고강도, 고인성의 용접구조용 강재의 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 용접 구조용 강재의 제조방법은, 중량%로 C:0.03-0.17%, Si:0.01-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.0005-0.1%, N:0.005%이하, B:0.0003-0.01%, W:0.001-0.2%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.002-0.03%, Zr:0.005-0.1%, 3≤Zr/O≤8, 7≤(Ti+Zr)/O≤14, 4≤Ti/O≤10을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 슬라브를 만드는 단계;
이 슬라브를 1000-1250℃범위에서 60-180분간 가열하면서 강의 N가 0.008-0.03%의 범위내에서 Ti, B, Al과 아래의 관계를 만족하도록 침질처리하는 단계; 및
1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14,
상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 베이나이트 변태 종료온도±10℃까지는 5∼20℃/sec의 속도로 냉각하는 것을 포함하여 구성된다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명에서 "구오스테나이트(prior austenite)"란 용어는 강재(모재)에 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부에 형성되는 오스테나이트를 칭하는 것으로, 강재의 제조과정(열간압연공정)에서 형성되는 오스테나이트와 구별하기 위해 편의상 사용한다.
본 발명자들은 고질소강에서 발생하는 주편표면크랙을 방지하면서 용접열영향부의 인성을 개선하여 강재(모재)의 강도를 증진시킬 수 있는 방안을 연구한 결과, 저질소용강으로 강슬라브를 만드는 대신 후속공정에서 침질화를 통해 고온안정성이 우수한 TiN석출물을 모재에 균일하게 분포시켜 구오스테나이트의 결정립 크기를 임계치(약 80㎛)이하로 관리하면 용접열영향부의 인성이 문제가 되지 않는 다는 사실과 이러한 침질처리후 압연공정중 압연재를 가속냉각시킬 경우 모재의 강도를 개선할 수 있는 베이나이트 조직분율의 손쉽게 제어할 수 있다는 사실을 확인하였다.
이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,
[1] 저질소강에 침질화를 통해 미세하게 분포시킨 TiN 석출물과 Ti-Zr 복합산화물을 이용하는 것과 함께
[2] 강재의 초기 페라이트 결정립 크기를 임계수준 이하로 관리함으로써 대입열 용접이 적용될 때 열영향부의 구오스테나이트의 크기를 80㎛이하로 미세화하는 것이다. 또한,
[3] Ti-Zr 복합산화물과 BN, AlN 석출물을 이용하여 구오스테나이트로부터 페라이트생성 분율을 높이고, 특히 구오스테나이트에서 다각형(polygonal)이나 침상형 페라이트의 변태를 촉진하여 인성개선 효과를 높인다. 한편,
[4] 침질처리후의 압연공정에서 가속냉각을 통해 모재의 강도를 개선한다. 이들 [1][2][3][4]을 보다 구체적으로 설명한다.
[1] 침질화를 통해 형성한 TiN석출물과 Ti-Zr 복합산화물의 관리
구조용강재에 대입열용접을 적용하는 경우 용융선 부근의 용접열영향부는 약 1400℃이상의 고온으로 가열되어 모재내에 석출되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의하여 부분적으로 용해되거나 또는 오스왈드 라이프닝현상(Ostwald ripening, 크기가 작은 석출물이 분해되어 크기가 큰 석출물로 확산되면서 큰 석출물은 더욱 커지는 현상)에 의해서 일부 석출물만이 조대해지며 또한 TiN석출물의 개수가 현저히 감소하여 구오스테나이트 결정립 성장의 억제효과가 소멸된다.
본 발명자들은 이러한 현상은 모재내에 분포되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의해 분해된 고용 Ti원자의 확산에 의해서 일어나는 것이라는데 착안하여 Ti/N의 비에 따른 TiN석출물의 특성을 살펴본 결과, 고질소환경(Ti/N의 비가 낮음)에서는고용 Ti농도와 고용 Ti원자의 확산속도가 감소되고 TiN석출물의 고온 안정성이 향상되는 새로운 사실을 알게 되었다. 더욱 흥미로운 것은 강슬라브를 주편표면크랙의 발생 가능성이 낮은 0.005%이하의 저질소강으로 제조하고 난 후 압연공정중 슬라브 가열로에서 침질처리를 통해 고질소강으로 만들더라도 Ti와 N의 비(Ti/N)를 1.2∼2.5의 범위를 관리해주면, 고용Ti의 양이 극도로 감소되면서 TiN석출물의 고온안정성이 높아져서 0.01-0.1㎛ 크기의 미세한 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x107개/㎟ 이상으로 분포되는 결과를 얻었다. 이는 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 고용되어 있는 모든 Ti원자가 쉽게 질소원자와 결합하고, 또한, 고질소 환경에서는 고용 Ti양이 감소하기 때문에 질소함량이 낮은 경우에서 보다 TiN석출물이 고온에서 안정해지는 용해도적(Solubility Product)이 낮아지기 때문인 것으로 분석되었다. 본 발명에서는 고질소환경에서 고용N의 존재로 인한 시효성을 조장할 수 있다는 점을 감안하여, N/B, Al/N, V/N의 비 그리고, N와 Ti+Al+B+(V)을 총체적으로 관리하여 N를 BN, AlN, VN으로 석출시킨다.
나아가, 본 발명에서는 미세하고 균일하게 분포된 TiN석출물과 함께 1400℃이상에서도 안정한 Ti-Zr 복합산화물을 함께 이용하는 것이다. Ti-Zr복합산화물은 모재내에 분산되어 용접시 용접열영향부 오스테나이트 결정립 성장을 억제 할 뿐만 아니라 침상형 페라이트변태를 촉진시켜 용접열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다. Ti-Zr복합산화물의 석출은 Zr, Ti과 O의 비율이 중요한 영향을 미친다.
[2] 강재(모재)의 페라이트입도 관리
본 발명의 연구에 따르면, 용접열영향부에서 구오스테나이트의 크기를 80㎛로 하기 위해서는 모재의 미세조직을 페라이트 + 베이나이트 복합조직으로 하더라도 페라이트의 크기를 20㎛이하로 하는 것이 중요하다는 것이다. 이때, 페라이트의 미세화는 열간압연시 강가공에 의한 오스테나이트 결정립미세화 뿐만 아니라, 열간압연후 냉각과정에서 발생하는 페라이트 결정립의 성장 제어에 의해 얻어질 수 있다. 이를 위해서는 페라이트 결정립성장에 유효한 탄화물(Fe3C, VC, WC)을 적절히 석출 분포시키는 것이 매우 효과적이라는 사실을 확인하였다.
[3] 용접열영향부의 미세조직
본 발명의 연구로부터 밝혀진 사실은, 용접열영향부의 인성에는 모재가 약 1400℃이상으로 가열될 때 구오스테나이트 결정립 크기 뿐 아니라, 구오스테나이트 결정립계에서 석출하는 페라이트의 양(약 70%이상)과 크기(약 20㎛이하) 그리고 그 형상이 중요한 영향을 미친다는 것이다. 본 발명에서는 Zr/O비를 3-8, Ti/O의 비를 4-10 그리고, (Ti+Zr)/O의 비를 7-14로 하여 Ti-Zr의 산화물 개수와 이 산화물내에 함유되는 Zr의 비율을 적량화하는 것과 함께, AlN, BN 등의 석출물을 이용하여 구오스테나이트 입내에서 미세한 페라이트를 다량 생성시키는데, 이때의 페라이트는 대부분 다각형(polygonal) 페라이트와 침상형 페라이트로서 열영향부의 인성을 크게 개선한다.
[4] 베이나이트 조직분율 제어
본 발명자들은 슬라브 재가열공정에서 침질처리하고 열간압연한 다음에 가속냉각속도를 제어(약 5∼20℃/sec)할 경우에 모재의 강도를 개선할 수 있는 베이나이트 조직분율을 손쉽게 제어할 수 있다는 것과 이때 용접열영향부의 물성은 모재의 미세조직 변화와는 무관하다는 사실을 확인하였다.
이하, 본 발명을 강재의 성분과 그 제조방법으로 구분하여 상세히 설명한다.
[용접 구조용 강재]
·탄소(C)의 함량은 0.03∼0.17%로 하는 것이 바람직하다.
탄소(C)의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 구조용강으로서의 강도확보가 불충분하다. 또한, C가 0.17%를 초과하는 경우에는 냉각중 상부 베이나이트, 마르텐사이트 및 퇴화 퍼얼라이트(degenerate pearlite)등의 인성에 취약한 미세조직이 변태되어 구조용 강재의 저온충격인성 저하시키고, 또한 용접부의 경도 또는 강도를 증가시켜 인성의 열화 및 용접균열의 생성을 초래한다.
·실리콘(Si)의 함량은 0.01-0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘의 함량이 0.01% 미만인 경우에 제강과정에서 용강의 탈산효과가 불충분하고 강재의 내부식성을 저하시키며, 0.5%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고, 압연후 냉각시 소입성 증가에 따른 도상 마르텐사이트의 변태를 촉진시켜 저온충격인성을 저하시킨다.
·망간(Mn)의 함량은 0.4-2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn은 강중에서 탈산작용, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키는 유효한 원소로서, Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이다. 이러한 Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 0.4%이상의 첨가하는 것이 좋다. 그러나, Mn함유량이 2.0%이상을 초과할 경우 고용강화 효과보다는 Mn편석에 의한 조직불균질이 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미친다. 또한 Mn함량이 2.0%이상 첨가될 경우에 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석 및 미시편석이 일어나 압연시 중심부에 중심편석대의 형성을 조장하여 모재의 중심부 저온변태 조직을 생성시키는 원인으로 작용한다.
·알루미늄(Al)의 함량은 0.0005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al은 탈산제로서 필요한 원소로 산소와의 반응으로 Al산화물을 형성하여 Ti가 산소와 반응하는 것을 방지함으로써 Ti가 미세 TiN석출물을 형성하는데 일조할 뿐 아니라, 강중에 미세한 AlN석출물을 형성시키는데 유효한 원소이다. 미세한 AlN석출물을 형성시키기 위해서는 Al함유량을 0.0005%이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 0.1%를 초과하면 AlN을 석출시키고 남은 고용Al은 용접열영향부 냉각과정에서 인성에 취약한 위드만스테튼 페라이트(Widmanstatten ferrite) 및 도상 마텐사이트의 생성을 조장하여 대입열 용접열영향부의 인성을 저하시킨다.
·티타늄(Ti)의 함량은 0.005-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN석출물을 형성시킬 뿐만 아니라 Ti-Zr복합 산화물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiN 및 Ti-Zr복합 석출효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.2%를 초과하면 용강중에서 조대한 TiN석출물 및 조대한Ti-Zr복합산화물이 용강중에 형성되어 연주스라브 및 모재에 혼입되어 용접시 용접열영향부 구오스테나이트 결정립성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 못하다.
·붕소(보론, B)의 함량은 0.0003-0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
B은 결정립내에서 인성이 우수한 침상 페라이트(acicular ferrite) 뿐만 아니라 입계에서 다각형상의 페라이트를 생성시키는데 매우 유효한 원소이다. B은 BN석출물을 형성하여 구오스테나이트 결정립의 성장을 방해하고 결정입계 및 입내에서 Fe탄붕화물을 형성하여 인성이 우수한 침상형 및 다각형의 페라이트 변태를 촉진한다. B 함유량이 0.0003%미만인 경우에는 이러한 효과를 기대할 수 없으며 0.01%를 초과하면 소입성이 증가하여 용접열영향부의 경화 및 저온균열이 발생할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.
·질소(N)의 함량은 0.008-0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
N은 TiN, AlN, BN, VN, NbN등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN, AlN, BN, VN, NbN 등의 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 및 AlN석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.008%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 0.03%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열영향부내의 분포하는 고용질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고 용접시 희석에 따른 용접금속중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다. 본 발명에서는 강슬라브에서 N을 주편표면크랙의 가능성이 낮은 0.005%이하로 관리하고, 이후 슬라브 재가열공정에서 침질처리를 통해 0.008-0.03%의 고질소강으로 만든다.
·텅스텐(W)의 함량은 0.001-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
텅스텐은 열간압연 이후 모재에 텅스텐 탄화물(WC)로 균일하게 석출되어 페라이트변태 후 페라이트 결정립 성장을 효과적으로 억제하고, 또한 용접열영향부의 가열 초기 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 원소이다. 그 함량이 0.001%미만인 경우에는 열간압연후 냉각시 페라이트 결정립성장 억제를 위한 텅스텐 탄화물이 적게 분포하게 되고, 0.2% 보다 많이 첨가되는 경우 그 효과가 포화된다.
·인(P) 및 황(S)의 함량은 0.030%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
P는 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 모재 인성, 용접열영향부 인성 향상 및 중심편석 저감을 위해서는 0.03%이하로 관리하는 것이 좋다.
S는 다량으로 존재하는 경우 FeS 등의 저융점화합물을 형성시키기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 모재인성, 용접열영향부 인성 및 중심편석 저감을 위해서는 S함량을 0.03%이하로 하는 것이 좋다. 특히, 황의 경우에는 Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치므로 용접시 고온균열을 고려할 경우 보다 바람직한 범위로는 0.003%에서 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·산소(O)의 함량은 0.0020-0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
O는 용강중에서 Ti 및 Zr과 반응하여 Ti-Zr 복합산화물을 형성시키는 원소로, 이 Ti-Zr 복합산화물은 용접열영향부에서 구오스테나이트로부터 침상페라이트의 변태를 촉진시킨다. O함유량이 0.0020%미만인 경우에는 원하는 만큼의 Ti-Zr 복합산화물을 얻을 수 없으며, 0.03%를 초과하면 조대한 Ti-Zr 복합산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성되므로 바람직하지 않다.
·지르코늄(Zr)의 함량은 0.005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Zr은 용강중의 Ti 및 O와 결합하여 Ti-Zr복합산화물을 형성시켜 용접열영향부에서 침상페라이트 변태를 촉진시키기는 유용한 원소로, 미세한 Ti-Zr복합산화물을 형성시키기 위해서는 0.005%이상의 Zr함유량을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Zr함유량이 0.1%를 초과하면 용강중에 조대한 Zr산화물이 형성되어 모재의 기계적성질에 나쁜 영향을 미친다.
· Ti/O의 비는 4-10으로 하는 것이 바람직하다.
Ti/O비가 4미만의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는 Ti-Zr산화물의 개수가 불충분할 뿐 아니라, 이 산화물내에 함유하는 Ti비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부의 인성개선에 유효한 침상페라이트 상분율이 저하된다. Ti/O의 비가 10초과의 경우에는 용접열영향부 오스테나이트 결정립성정억제 효과가 포화되며, Ti산화물내에 함유되는 MnS 등의 황화물이 복합석출되는 비율이 감소하여 입내 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.
·Zr/O비는 3-8로 제한하는 것이 바람직하다.
Zr/O비가 3미만의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는 Ti-Zr산화물 개수가 불충분하며 산화물내의 함유하는 Zr비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부의 인성개선에 유효한 침상 페라이트 상분율이 저하된다. 또한, Zr/O비가 8초과의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제 효과는 포화되며 산화물내에 함유하는 Mn 등 성분의 비율이 오히려 작아져서 입내 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.
·(Ti+Zr)/O비는 7-14로 제한하는 것이 바람직하다.
(Ti+Zr)/O비가 7미만의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는Ti-Zr복합 산화물 개수가 불충분하여 오스테나이트 결정립내 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부의 인성개선에 유효한 침상 페라이트 상분율이 저하된다. 또한, (Ti-Zr)/O비가 7초과의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제 효과는 포화되며 산화물내에 함유하는 Mn성분의 비율이 오히려 작아져서 입내 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.
본 발명의 강재는 질소의 침질량이 Ti/N의 비가 1.2-2.5, N/B의 비가 10-40, Al/N의 비가 2.5-7, (Ti+2Al+4B)/N의 비가 6.5-14가 되도록 조절하는 것이 바람직하다.
·Ti/N의 비는 1.2∼2.5로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 Ti/N비를 2.5이하로 낮추는데, 이는 2가지 장점이 있다. 첫째는, TiN양 즉, TiN석출물의 개수를 증가시킬 수 있다는 점이다. 즉, 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출량이 증가하게 된다. 둘째는, 고온에서 TiN이 안정하다는 점이다. 즉, 용접열영향부와 같은 고온에서 석출물의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)이 작아지기 때문에 고질소 TiN과 같은 석출물의 경우 질소함량이 낮은 경우에서 보다 TiN석출물이 안정하다. 반면에 Ti/N비가 2.5보다 높은 경우는 TiN으로 석출하지 않고남은 잉여의 Ti는 고용상태로 존재하여 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미친다. Ti/N비가 1.2미만에서는 모재의 고용질소량이 증가하여 용접열향부의 인성에 유해하기 때문이다.
·N/B의 비는 10∼40으로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 N/B비가 10미만이면 용접후 냉각과정중에 구오스테나이트 결정입계에서 다각형의 페라이트 변태를 촉진하는 BN의 석출량이 불충분하며, N/B비가 40초과의 경우에는 그 효과가 포화되며 고용질소량이 증가하여 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문이다.
·Al/N의 비는 2.5∼7로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 Al/N비가 2.5미만인 경우에는 침상형 페라이트 변태를 유도하기 위한 AlN석출물의 분포가 불충분하고, 용접열영향부의 고용질소량이 증가하여 용접균열이 발생할 가능성이 있으며, Al/N비가 7초과의 경우에는 그 효과가 포화된다.
·(Ti+2Al+4B)/N의 비는 6.5∼14로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 (Ti+2Al+4B)/N의 비가 6.5미만의 경우 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장억제, 결정입계에서의 미세한 다각형 페라이트 생성, 고용질소량, 결정입내에서의 침상형 및 다각형의 페라이트 생성 및 조직분율의 제어를 위한 TiN, AlN, BN, VN 석출물의 크기 및 분포개수가 불충분하며, (Ti+2Al+4B)/N이 14초과의 경우에는 그 효과가 포화된다. 만일, V이 첨가되는 경우에는 (Ti+2Al+4B+V)/N의 비를 7-17로 하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 조성되는 강재(모재)와 열영영향부의 인성을 보다 개선시키기 위해 V을 추가로 첨가한다.
·바나듐(V)의 함량은 0.01-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
V은 N와 결합해 VN을 형성하여 용접열영향부에서 페라이트 형성을 촉진시키는 원소이며, VN는 단독으로 석출하거나 TIN석출물에 석출하여 페라이트 변태를 촉진시킨다. 또한 V은 C과 결합하여 VC를 형성하는데, 이러한 VC탄화물은 페라이트 변태후 페라이트 결정립 성장을 억제하는 역할을 한다. V함유량이 0.01%미만에서는 VN석출량이 작기 때문에 용접열영향부에서 페라이트 변태촉진 효과를 얻기가 힘들다. 한편 0.2%를 초과하면 모재 및 용접열영향부(HAZ)의 인성열화를 초래하고 용접경화성을 향상시켜 용접저온균열 발생위험이 있기 때문에 바람직하지 않다.
또한, 침질화처리후에 V/N의 비는 0.3∼9로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 V/N비가 0.3미만인 경우에는 용접열영향부 인성개선을 위한 Ti산화물+MnS석출물 경계에 석출하여 분포하는 적정 VN석출물 개수 및 크기를 확보하기 어렵다. V/N비가 9를 초과하는 경우에는 Ti산화물+MnS석출물 경계에 석출하는VN석출물의 크기가 조대화되어 오히려 Ti산화물+MnS복합석출물 경계에 석출되는 VN석출빈도수가 감소하기 때문에 용접열영향부의 인성에 유효한 페라이트 상분율을 감소시킨다.
상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적성질을 보다 향상시키기 위해, Ni, Cu, Nb, Mo, Cr의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 첨가한다.
·니켈(Ni)의 함량은 0.1-3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni은 고용강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni함유량이 0.1%이상 함유되는 것이 바람직하지만, 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.
·구리(Cu)의 함량은 0.1-1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 모재강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 이를 위해서는 Cu함유량이 0.1%이상 함유되어야 하지만, 1.5%를 초과하는 경우에는 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다. 특히, 상기 Cu는 황과 함께 Ti계 산화물 주위에 CuS형태로 석출하여 용접열영향부인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이므로 그 함량을 0.3-1.5%로 하는 것이 바람직하다.
또한 Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우 이들의 합계는 3.5%미만으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 3.5%미만의 경우에 소입성이 커져서 용접열영향부 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.
·니요븀(Nb)의 함량은 0.01-0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb는 모재 강도확보의 관점에서 유효한 원소로, 이를 위해 0.01%이상 첨가하나, 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 NbC의 단독석출을 초래하여 모재의 인성에 유해하게 되므로 바람직하지 못하다.
·크롬(Cr)은 0.05∼1.0%로 하는 것이 바람직하다.
Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는데, 그 함유량이 0.05%미만에는 강도를 얻을 수 없고 1.0%를 초과하는 경우 모재 및 HAZ인성열화를 초래한다.
·몰리브덴(Mo)은 0.05-1.0%로 하는 것이 바람직하다.
Mo도 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는 원소로, 그 함유량이 강도확보를 위하여 0.05%이상으로 하지만, HAZ경화 및 용접저온균열을 억제하기 위해서는 Cr과 마찬가지로 상한을 1.0%로 한다.
또한, 본 발명에서는 가열시에 구오스테나이트의 입성장억제를 위해 Ca, REM의 1종 또는 2종을 추가로 첨가한다.
Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 모재내에서 가열시 구오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 또한, Ca은 제강시 조대한 MnS형상을 제어하는 효과가 있다. 이를 위해, 칼슘(Ca)은 0.0005%이상, REM은 0.005%이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca이 0.005% REM이 0.05%를 초과하는 경우 대형개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강의 청정도를 해치게 된다. REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf등의 1종 또는 2종이상을 사용하여도 무방하고 어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.
[용접 구조용 강재의 제조방법]
·정련(탈산, 탈가스)공정
일반적으로 강의 정련공정은 정련로(전로, 전기로)에서 1차정련한 다음, 정련로의 용강을 래들(L.F)로 출강하여 2차정련(노외정련)하는데, 용접구조용 강재와 같이 후물재에서는 노외정련 다음에 탈가스(RH공정)를 행한다. 보통 탈산은 1차정련과 2차정련에서 이루어진다.
본 발명자들은 이러한 탈산공정에서 용존산소량이 산화물의 생성거동에 크게 영향을 미친다는 사실에 착안한 연구과정에서 Ti을 적량의 Ti-Zr 복합산화물과 다량의 미세한 TiN석출물로 다량으로 균일하게 분포시키기 위한 다음의 사실을 밝혀낼 수 있었다.
(1) 용존 산소량은 산화물의 생성거동에 크게 영향을 미치며 다량의 산화물을 생성시키기 위해서는 적정한 용존산소량이 존재하는데, 그 수치는 50-200ppm 정도라는 점,
(2) 이러한 용존산소량을 갖는 용강에 Zr을 먼저 투입한 다음 Ti을 투입하면, Zr산화물은 밀도가 기존의 다른 산화물보다 상당히 커서 좀더 미세한 산화물 분포를 얻을 수 있다는 점, 그리고, Ti의 일부는 Ti-Zr복합산화물을 형성하여 산화물의 개수를 증가시키고 또한, 이러한 Ti-Zr복합산화물은 TiN, MnS, CuS, VN 등의 석출물의 석출빈도수를 증가시키며, 첨가된 Ti중의 나머지는 용강중에 고용되어 응고시 미세한 Ti석출물을 형성한다는 점인데, 이를 자세히 설명한다.
본 발명에서는 Zr, Ti 투입전에 용강을 Si, Mn, Al원소를 이용하여 탈산하여 용존산소량을 50-200ppm으로 조정한다. 용강의 탈산은 Ti 보다도 탈산력이 강한 탈산제를 최종적으로 투입하여 행하는 것이 좋다. 탈산제의 탈산력은 아래와 같다.
Cr < Mn < Si < Ti < Al < REM < Zr < Ca ≒ Mg
산소와의 친화력이 큰 탈산제 일수록 용강중 산소와 결합하는 속도가 빠르고 결합력도 강하다. 따라서, Zr, Ti의 첨가전에 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 투입하여 적정 용존산소(50-200ppm)을 확보하여야 탈산공정의 진행시간을 단축하면서 목적하는 TiO산화물로 형성하면서 Ti을 TiN석출물로 만들 수 있다. 즉, Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 사전에 투입하기 때문에 Ti가 용강중에서 조대한 1차산화물로 생성되기 보다는 고용Ti로 잔존하는 비율이 상당히 높아져서 응고시 미세한 다량의 Ti산화물 및 TiN질화물을 확보할 수 있는 것이다. 본 발명에서 Zr은 대부분 미세한 산화물로 형성하는 것이 바람직하기 때문에 Zr 투입전에 반드시 Zr 보다 탈산력이 강한 탈산제를 사용할 필요성은 없다.
본 발명에서는 Ti보다 탈산력이 큰 원소(Al, REM, Zr, Ca, Mg)를 투입하기 전에, Mn, Si 등의 원소를 투입하여 탈산하고, 이어서 Al 등 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 투입하는 것도 바람직하다. 이 방법은 탈산력이 약한 Si, Mn등을 이용하여 조정하고 또한 Al을 첨가시켜 조대한 1차 산화물을 부상분리를 통하여 용강의 산소량을 조정하는 것이 유리하다는 장점이 있다.
본 발명에서 탈산 조업패턴의 일례로서, 1차정련에서 Mn, Si, Al의 순으로 투입한 다음 2차정련에서 Zr을 다시 투입하고 최종적으로 Ti를 첨가하는 것이다. 본 발명에서는 Al 최종함유량을 0.005-0.1%범위로 한정하는데, 그 이유는 상기한 함량범위일 때 1차 탈산후에 투입하는 Al 투입에 의해서 용강중의 산소와 반응하여 부상분리에 의하여 용강중의 산소량을 제어하는데 효과적이기 때문이다. Al의 적정범위를 도출하기 위해 실험한 결과, Al이 0.005%보다도 작으면 적정 용존산소량 제어 등에 미치는 영향도가 충분하지 않고 0.1%를 초과하게 되면 용강중의 산소량이 부족하여 Ti-Zr복합산화물의 형성량이 감소하기 때문이다.
상기와 같이 본 발명에서는 Ti의 투입전에 용존산소량을 50-200ppm으로 탈산하는 것이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다. 용존산소량이 50ppm미만의 경우에 용강중의 산소량이 너무 적어 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 Ti-Zr계 산화물의 형성량이 불충분하기 때문이며, 200ppm 초과의 경우에는 그 효과가 포화되며 목표로 하는 원소뿐만 아니라 타합금 첨가원소를 산화시켜 정확한 화학성분들을 구성된 합금성분계를 얻는 문제점이 있기 때문이다.
상기와 같이 Si, Mn, Al원소를 이용하여 용존산소량을 제어한 다음에, 탈산원소로 Zr 및 Ti를 첨가하는데 그 이유는 다음과 같다. 용강중에서 개재물의 부상분리는, (용강중에서 탈산원소의 용해)→(개재물이 핵생성)→(개재물의 성장)→(개재물까지 충돌등에 의한 계속적인 성장과 부상)→(용강표면에서의 슬랙으로의 흡수제거) 순으로 진행하는데, 이때 개재물의 종류에 따라 각 단계의 진행속도가 달라진다. 개재물의 밀도 차이에 의한 부상속도의 차이에 의해서 부상속도가 달라진다. 제강에서 널리 쓰이는 스토크(stoke)법칙에 따르면 개재물의 밀도가 클수록 개재물 부상은 어려워진다. 제강과정의 탈산과정중에 형성되는 산화물은 매우 복잡한 구성형태를 띠고 있어 각 산화물의 밀도를 정확히 알 수 없어 직접 비교하기에는 문제가 있으나 단순히 TiO, Ti2O3와 ZrO2간의 상대적인 밀도를 비교하면 TiO가 4.93, Ti2O3가 4.6, ZrO2가 6.10g/cm3로서 ZrO2가 상당히 높기 때문에 ZrO2가 존재할 경우 그렇지 않은 산화물에 비하여 밀도가 커서 부상이 어렵게 되어 강중에 ZrO2산화물이 증가하게 된다. 이러한 ZrO2산화물은 Ti와 친화력이 커서 Ti-Zr복합산화물 형성에 직접적인 영향을 미쳐 응고시 강중에 분포하는 Ti계 산화물의 개수 증가에 상당히 효과적인 영향을 미친다. Ti와 Zr을 동시에 첨가하는 경우에는 Zr이 Ti보다 산소와의 친화력이 커서 우선적으로 용강중의 산소와 결합하여 Ti계 산화물보다는 Zr계산화물을 형성한다. 따라서, 다각형 또는 침상의 페라이트 변태핵으로 작용하는 Ti산화물의 개수를 크게 감소시키는 문제점이 있기 때문에 먼저 Zr에 의한 탈산공정으로 Zr산화물을 분포시킨 후 Ti에 의한 탈산공정을 진행함으로서 페라이트 핵생성에 영향을 미치는 Ti산화물의 개수를 증가시키는 것이 유리하다.
본 발명에서 3차탈산원소로 Zr을 0.005-0.1%범위로 첨가하는데, 그 이유는 Zr의 함량이 0.005%이하에서는 용강중에 형성되는 Zr산화물 개수가 너무 적어 Ti-Zr복합산화물의 형성이 부족하기 때문이며, 0.1%이상에서는 Zr과 산소와의 친화력이 Ti산화물보다 큰 이유로 Ti와 결합할 수 있는 산소량이 부족해져 본 발명의 효과를 보이기 위한 Ti-Zr복합산화물 뿐만아니라 TiO산화물의 개수도 감소하기 때문이다.
상기와 같이, Zr탈산원소 첨가 후 용강상태에서 Ti를 0.005-0.2% 첨가한다. 용강상태에서 Ti산화물을 형성하는 것 보다 오히려 대부분 용강에 고용시키고 응고시 Ti산화물을 형성하게 되면 Ti산화물이 좀더 미세하고 개수 또한 증가되는 효과가 있다. 따라서, Zr탈산원소 첨가후 Ti를 첨가하게 되면 산화물로 생성되는 것보다는 고용Ti로 잔존하는 비율이 상당히 높아 응고시 미세하면서 다량의 Ti산화물 및 TiN석출물을 확보할 수 있다. 이때 바람직한 Ti첨가량은 0.005-0.2%범위인데, 이는 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 Ti산화물 및 TiN석출물 분포 뿐만아니라 용접열영향부 인성개선에 유효한 MnS, CuS, BN, VN석출거동을 함께 고려한 범위이다.
상기와 같이, Zr을 첨가하고 이어 Ti을 첨가한 다음에 후속하여 정련 예를 들어 탈가스처리하는데, 이때 연속주조전까지 용강의 유지시간은 0.5-20분 이내로 한정하는 것이 바람직하다. 용강의 유지시간이 0.5분이하에서는 조대한 1차 산화물이 부상분리 될 시간적 여유가 없어 응고후 잔존하여 Ti계 산화물의 평균크기가 증가하게 되며, 20분 이상에서는 산화물끼리 결합하여 조대화되고 부상될 가능성이 매우 높기 때문이다. 따라서 Zr원소 첨가후 0.5-20분 시간범위에서 Ti원소를 첨가하면 응고시 미세한 Ti-Zr복합 산화물을 얻을 수 있다.
·주조공정
본 발명에서는 상기와 같이 정련처리한 용강을 연속주조하여 슬라브로 만든다. 본 발명의 용강은 저질소강이므로 연속주조시 주조속도는 고속 또는 저속 어느 경우도 무방하다. 양호한 내부품질을 얻기 위해서는 약 0.9∼1.2m/min의 범위로 연속주조하는 것이 바람직하다.
·슬라브 재가열공정(침질화)
본 발명에서는 슬라브가열로에서의 침질화처리를 통해, 강슬라브에서 Ti와 N의 비를 조절하여 매우 미세한 TiN석출물의 양을 증가시키고 용접시 용접열영향부에서 고용Ti의 양을 감소시킴으로써, 오스발드 라이프닝(Ostwald ripening)을 최대로 억제하는 방법을 도출해 내었다. 슬라브가열로에서의 침질화 효과는, 고질소강에서 일반적으로 제기되는 주편표면크랙의 문제를 근본적으로 방지한다는 것 외에, 다음의 2가지를 더 들 수 있다. 첫째는 미세한 TiN석출물양을 증가시킬 수 있다는 점이고, 둘째는 미세 석출된 TiN을 고온에서 안정화할 수 있다는 점이다. 즉, 침질화처리를 통해 동일 Ti함량에서 모재내의 질소함량을 증가시키면, 슬라브가열로에서의 열처리시 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출물의 양을 증가시킬 수 있다.
본 발명에서는 슬라브를 1000-1250℃에서 60-180분간 가열하면서 침질처리하여 슬라브의 질소농도를 0.008-0.03%로 하는 것이 바람직하다. 슬라브내에서 적정 수준의 TiN석출량을 확보하기 위해서는 질소가 0.008%이상 함유되어야 하지만, 0.03%를 초과하는 경우에는 슬라브내로 확산하여 미세한 TiN으로 석출하는 질소양보다 슬라브표면에 침질되는 질소양이 증가하여 슬라브 표면에 경화가 일어나, 후속공정인 압연과정에 영향을 미친다. 이때, 슬라브가열온도가 1000℃미만이면 침질된 질소가 확산할 수 있는 구동력이 작아 미세한 TiN석출물의 개수가 적게 되고, 또한 TiN석출물 개수를 증가시키기 위해서 가열시간을 증가시켜야 하므로 제조원가 비용이 증가하는 문제가 있다. 반면에, 가열온도가 1250℃보다 높은 경우에는, 슬라브의 오스테나이트 결정립이 가열중에 성장하여 압연과정중 재결정에 영향을 미친다. 한편, 슬라브가열시간이 60분 미만인 경우에는 침질효과가 발휘되지 못하고, 가열시간이 180분 보다 긴 경우에는 실조업상의 비용이 증가할 뿐만 아니라 슬라브내의 오스테나이트 결정립 성장이 일어나 후속 압연공정에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다. 보다 바람직하게는 재가열온도가 1000∼1100℃의 구간에서는 120∼180분간 가열하는 것이다.
본 발명에 따라 침질화처리를 할 때, 슬라브중 Ti/N의 비는 1.2∼2.5, N/B의 비는 10∼40, Al/N의 비는 2.5∼7, V/N의 비는 0.3∼9, (Ti+2Al+4B+V)N의 비는 7∼17가 되도록 N를 침질시키는 것이 바람직하다.
열간압연공정
본 발명에서 상기와 같이 가열한 다음, 오스테나이트 재결정역 온도에서 40% 이상의 압연비로 열간압연하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 재결정역온도는 강조성과 그 이전의 압하량 등에 영향을 받는데, 본 발명의 강조성에 통상의 압하량을 고려할 때 오스테나이트 재결정역 온도는 약 1050∼850℃구간이다. 이 구간에서 적어도 40%이상의 압연비를 부여하여야 하는데, 만일 압연비가 40%미만인 경우에는 오스테나이트 입내의 페라이트 핵생성 자리가 부족하여 오스테나이트 재결정에 의한 페라이트 결정립 미세화 효과가 미흡하고, 용접시 용접열영향부의 인성에 유효한 영향을 미치는 석출물 거동에 영향을 미치게 된다.
열간압연시 오스테나이트 결정립크기는 재가열로에서의 온도와 시간 그리고, 압연량 등에 영향을 받는데, 이 오스테나이트의 결정립크기는 소입성에 영향을 미치므로 이를 제어하면 원하는 베이나이트 분율을 얻을 수 있다. 베이나이트 분율을 높이고자 하는 경우에는 오스테나이트의 결정립크기를 10㎛이상으로 하는 것이 권장되나, 오스테나이트 결정립크기가 50㎛ 보다 커지게 되면 변태시 소입성이 너무 커져서 마르텐사이트 변태가 일어날 가능성이 높다.
본 발명에서 열간압연후 베이나이트 변태 종료온도±10℃까지 5-20℃/sec의 범위로 냉각속도를 제한하는 이유는 다음과 같다. 본 발명강의 상 변태는 베이나이트 변태 종료온도±10℃ 이내 구간에서 발생하기 때문에 이 구간까지는 냉각속도를 제어해야 한다. 가속냉각속도가 5℃/sec미만의 경우에는 본 발명의 효과를 보이기 위한 베이나이트 상분율 확보가 어려우며, 20℃/sec초과의 경우에는 마르텐사이트 상분율이 증가하여 모재 인성에 유해하다.
·강재의 미세조직
본 발명에서 열간압연후의 강재는 페라이트+베이나이트의 복합조직으로, 베이나이트의 조직분율은 30-80% 범위를 만족하는 것이 좋다. 30%미만에서는 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 모재강도를 확보하기 어려우며 80% 초과의 경우에는 모재인성을 확보하기 어렵기 때문이다.
그리고, 페라이트 결정립 크기를 20㎛이하로 하는 것이 바람직하다. 이는 페라이트의 결정립크기가 20㎛ 보다 클 경우 대입열 용접시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 크기가 80㎛이상이 되어 용접열영향부 인성에 유해하기 때문이다.
·석출물의 분포도
용접열영향부의 구오스테나이트 결정립은 모재의 오스테나이트 결정립 크기가 일정할 경우 모재에 분포하는 산화물 또는 질화물의 크기 및 그 개수 그리고, 분포에 크게 영향을 받게 된다. 또한, 대입열 이상 용접시(가열온도 1400℃이상) 모재에 분포하는 질화물의 경우 30-40%가 모재로 재고용되어 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장 억제효과가 감소하기 때문에, 가열시 모재에 재고용되는 질화물들을 고려한 그 이상의 질화물들의 균일한 분포가 필요하다. 용접열영향부에서 구오스테나이트의 성장을 억제하기 위해서는, 미세한 TiN 석출물을 균일하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN석출물의 간격을 0.5㎛이하로 제어하여TiN의 분포를 균일하게 하야 한다.
또한, TiN의 입경 및 임계 갯수를 0.01-0.1㎛ 및 1mm2당 1.0x107개 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 0.01㎛미만에서는 대입열 용접시 대부분 모재에 쉽게 재고용되어 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 효과가 미흡해지며, 0.1㎛을 초과하는 경우에는 구오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제)효과가 적어지고 조대한 비금속개재물과 같은 거동을 하여 기계적 성질에 유해한 영향을 미치기 때문이다. 또한, 석출물의 갯수가 1mm2당 1.0x107개 미만에서는 대입열이상의 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인인 80㎛이하로 제어하기가 어렵다.
·산화물의 분포도
본 발명에서는 Ti-Zr산화물의 입경 및 임계개수를 0.5-2.0㎛ 및 1mm2당 1.0x102-1.0x103개의 범위로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 산화물의 크기가 0.5㎛미만의 경우에는 용접열영향부 결정립내에서 침상 페라이트 핵생성 촉진 효과가 미흡하며, 2.0㎛ 초과의 경우에는 용접열영향부 결정립 성장억제 효과가 미흡하고 또한 핵생성 되는 침상 페라이트의 변태량이 감소하기 때문이다.
산화물의 개수가 1mm2당 1.0X102개 이하인 경우 Ti산화물에서 형성되는 침상 페라이트 양이 부족하기 때문에 바람직하지 못하며 1.0X103개 이상인 경우에는 Ti산화물에서 형성되는 침상 페라이트가 인접한 Ti산화물에서 형성되는 침상페라이트와 중첩되어 서로의 침상 페라이트 형성을 방해하기 때문에 바람직하지 못하다.
본 발명의 강재 제조방법에서는, 강의 주조는 연속주조 또는 금형주조에 의해 슬라브를 제조할 수 있다. 이때 냉각속도가 빠르면 석출물을 미세분산시키기 유리하므로 냉각속도가 빠른 연속주조가 바람직하다. 또한 같은 이유로 슬라브는 두께가 얇은편이 유리하다. 그리고, 이 슬라브를 열간압연공정에서 사용자 용도에 따라 핫챠지(hot charge)압연 및 직접(direct)압연을 적용할 수도 있고, 공지된 제어압연, 제어냉각등 각종 기술을 적용할 수 있다. 또한, 본 발명에 따라 제조된 열간압연판의 기계적 성질을 개선하기 위해 열처리를 적용할 수도 있다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 본 발명의 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위내라고 해석하는 것은 당연하다.
이하, 본발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예]
표 1과 같은 성분 조성을 갖는 강종들을 시료로 하여 전로에서 용해하여 연속주조법에 의해 슬라브로 제조하였다. 이때의 정련조건을 표 2에 침질처리조건과 압연조건을 표 3에 나타내었다. 그리고, 표 4에는 본 발명의 효과를 보이기 위한강종별 합금성분 원소간의 구성비를 나타내었다.
상기와 같이 열간압연된 판재들로부터 모재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험편은 압연방향, 그리고 샤피(Charpy)충격시편은 압연방향과 수직한 방향에서 채취하였다.
인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/mim에서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치방향은 모재의 경우 압연방향의 측면 (L-T)에서 가공하였으며 용접재의 경우 용접선 방향으로 가공하였다. 또한 용접열영향부의 최고가열온도에 따른 오스테나이트 결정립 크기를 조사하기 위하여 재현용접 모사시험장치(simulator)를 사용하여 최고가열온도(1200∼1400℃)까지 140℃/sec조건으로 가열시킨후 1초간 유지한 다음, He 가스를 이용하여 급냉시켰다. 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고가열온도조건에서의 오스테나이트 결정입도를 KS구격 (KS D 0205)에 의해 측정하였다.
냉각후 미세조직의 분석 및 용접영향부의 인성에 중요한 영향을 미치는 석출물과 산화물의 크기와 갯수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이때, 피검면은 100mm2을 기준으로 하여 평가하였다.
용접열영향부의 충격인성 평가는 실제 용접입열량에 상당하는 약 80kJ/cm, 150kJ/cm, 250kJ/cm에 상당하는 용접조건, 즉 최고가열온도를 1400℃로 가열한후 800-500℃의 냉각시간이 각각 60초, 120초, 180초인 용접 열사이클을 부여한 다음, 시험편 표면을 연마하고 충격시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤피충격시험을 통하여 평가하였다.
화학조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti B(ppm) N(ppm) W Cu Ni Cr Mo Nb V Ca Zr REM O(ppm)
발명강1 0.12 0.13 1.54 0.006 0.005 0.04 0.014 7 43 0.005 - - - - - 0.01 - 0.01 - 32
발명강2 0.07 0.12 1.50 0.006 0.005 0.07 0.05 10 45 0.002 - 0.2 - - - 0.01 - 0.02 - 54
발명강3 0.14 0.10 1.48 0.006 0.005 0.06 0.015 3 42 0.003 0.1 - - - - 0.02 - 0.01 - 28
발명강4 0.10 0.12 1.48 0.006 0.005 0.02 0.02 5 40 0.001 - - - - - 0.05 - 0.01 - 31
발명강5 0.08 0.15 1.52 0.006 0.004 0.09 0.05 15 38 0.002 0.1 - 0.1 - - 0.05 - 0.02 - 52
발명강6 0.10 0.14 1.50 0.007 0.005 0.025 0.02 10 45 0.004 - - - 0.1 - 0.09 - 0.01 - 32
발명강7 0.13 0.14 1.48 0.007 0.005 0.04 0.015 8 39 0.15 0.1 - - - - 0.02 - 0.01 - 30
발명강8 0.11 0.15 1.52 0.007 0.005 0.06 0.018 10 40 0.001 - - - - 0.015 0.01 - 0.02 - 44
발명강9 0.13 0.21 1.50 0.007 0.005 0.025 0.02 4 43 0.002 - - 0.1 - - 0.02 0.001 0.02 - 43
발명강10 0.07 0.16 1.45 0.008 0.006 0.045 0.025 6 45 0.05 - 0.3 - - 0.01 0.02 - 0.02 0.01 52
발명강11 0.09 0.13 1.48 0.005 0.004 0.048 0.019 10 35 0.01 - 0.2 - - - - - 0.01 - 32
종래강1 0.05 0.13 1.31 0.002 0.006 0.0014 0.009 1.6 22 - - - - - - - - - - 22
종래강2 0.05 0.11 1.34 0.002 0.003 0.0036 0.012 0.5 48 - - - - - - - - - - 32
종래강3 0.13 0.24 1.44 0.012 0.003 0.0044 0.010 1.2 127 - 0.3 - - - 0.05 - - - - 138
종래강4 0.06 0.18 1.35 0.008 0.002 0.0027 0.013 8 32 - - - 0.14 0.15 - 0.028 - - - 25
종래강5 0.06 0.18 0.88 0.006 0.002 0.0021 0.013 5 20 - 0.75 0.58 0.24 0.14 0.015 0.037 - - - 27
종래강6 0.13 0.27 0.98 0.005 0.001 0.001 0.009 11 28 - 0.35 1.15 0.53 0.49 0.001 0.045 - - - 25
종래강7 0.13 0.24 1.44 0.004 0.002 0.02 0.008 8 79 - 0.3 - - - 0.036 - - - - -
종래강8 0.07 0.14 1.52 0.004 0.002 0.002 0.007 4 57 - 0.32 0.35 - - 0.013 - - - - -
종래강9 0.06 0.25 1.31 0.008 0.002 0.019 0.007 10 91 - - - 0.21 0.19 0.025 0.035 - - - -
종래강10 0.09 0.26 0.86 0.009 0.003 0.046 0.008 15 142 - - 1.09 0.51 0.36 0.021 0.021 - - - -
종래강11 0.14 0.44 1.35 0.012 0.012 0.030 0.049 7 89 - - - - - - 0.069 - - - -
·종래강(1, 2, 3)은 일본 공개특허공보 평9-194990의 발명강(5, 32, 55)임·종래강(4, 5, 6)은 일본 공개특허공보 평10-298908의 발명강(14, 24, 28)임·종래강(7, 8, 9, 10)은 일본 공개특허공보 평8-60292의 발명강(48, 58, 60, 61)임·종래강(11)은 일본 공개특허공보 평11-140582호의 발명강 F임
사용강종 구분 1차탈산순서 Al탈산후용존산소량(ppm) 탈산종료후Zr첨가량(%) Zr 첨가후Ti첨가량(%) 용강유지시간(min) 주조조건
주조속도(m/min) 비수량(ℓ/kg)
발명강1 발명재1 Mn→Si 68 0.01 0.014 10 1.1 0.35
발명재2 Mn→Si 72 0.01 0.014 10 1.1 0.35
발명재3 Mn→Si 56 0.01 0.014 10 1.1 0.35
비교재1 Mn→Si 32 0.01 0.014 10 1.1 0.35
비교재2 Mn→Si 254 0.01 0.014 10 1.1 0.35
발명강2 발명재4 Mn→Si 64 0.02 0.05 10 1.1 0.35
발명강3 발명재5 Mn→Si 62 0.01 0.015 10 1.2 0.35
발명강4 발명재6 Mn→Si 62 0.01 0.02 10 1.2 0.35
발명강5 발명재7 Mn→Si 59 0.02 0.05 10 1.2 0.35
발명강6 발명재8 Mn→Si 58 0.01 0.02 10 1.0 0.35
발명강7 발명재9 Mn→Si 62 0.01 0.015 10 1.0 0.35
발명강8 발명재10 Mn→Si 73 0.02 0.018 10 1.1 0.35
발명강9 발명재11 Mn→Si 82 0.02 0.02 10 1.2 0.35
발명강10 발명재12 Mn→Si 69 0.02 0.025 10 1.2 0.35
발명강11 발명재13 Mn→Si 64 0.01 0.019 10 1.1 0.35
종래강(1-11)은 그 제조조건이 구체적으로 기재되어 있지 않음
사용강종 구분 가열온도(℃) 질소분위기(ℓ/min) 가열시간(min) 압연개시온도(℃) 압연종료온도(℃) 압연재냉각속도(℃/min) 재결정역에서의 압하량(%)/누적압하비(%) 모재질소량(ppm)
발명재1 발명예1 1150 350 170 1050 850 15 65/80 90
발명예2 1200 600 120 1050 850 15 65/80 115
발명예3 1230 780 100 1050 850 15 65/80 240
비교예1 1050 100 60 1050 850 15 65/80 65
비교예2 1300 900 120 1050 850 15 65/80 340
발명재2 발명예4 1200 600 120 1050 850 15 65/80 115
발명재3 발명예5 1200 600 120 1040 850 15 65/80 115
비교재1 비교예3 1210 610 120 1020 840 15 65/80 120
비교재2 비교예4 1210 610 120 1030 840 15 65/80 115
발명재4 발명예6 1180 600 120 1050 850 16 65/80 110
발명재5 발명예7 1190 600 120 1050 850 17 65/80 120
발명재6 발명예8 1220 780 100 1050 850 17 65/80 275
발명재7 발명예9 1210 600 110 1040 850 18 65/80 112
발명재8 발명예10 1220 580 120 1030 850 17 65/80 80
발명재9 발명예11 1210 780 100 1050 850 16 65/75 300
발명재10 발명예12 1210 600 120 1050 850 16 65/75 100
발명재11 발명예13 1210 600 120 1040 850 15 60/75 115
발명재12 발명예14 1210 600 120 1050 850 15 60/75 120
발명재13 발명예15 1220 600 120 1050 850 16 60/75 130
종래강11 1200 - - - - - - -
발명재의 냉각은 페라이트 변태가 완료된 이후의 온도인 600℃까지 5℃/sec의 냉각속도로 행하고, 그 이후에는 공냉함.종래강(1-11)은 침질처리하지 않고 열간압연재를 제조한 것으로, 종래강(1-10)은 그 열간압연조건이 구체적으로 제시되어 있지 않음
본 발명의 효과를 보이기 위한 침질화 처리 후 합금원소 구성비
Ti/O Zr/O (Ti+Zr)/O Ti/N N/B Al/N V/N (Ti+2Al+4B+V)/N
발명예1 4.7 3.3 8.0 1.6 12.9 4.4 1.1 11.9
발명예2 4.7 3.3 8.0 1.2 16.4 3.5 0.9 9.3
발명예3 4.7 3.3 8.0 1.2 17.1 3.3 0.8 8.9
비교예1 4.7 3.3 8.0 2.2 9.3 6.2 1.5 16.4
비교예2 4.7 3.3 8.0 0.4 48.6 1.2 0.3 3.1
발명예4 4.4 3.1 7.5 1.2 16.4 3.5 0.9 9.3
발명예5 4.1 2.9 7.1 1.2 16.4 3.5 0.9 9.3
비교예3 15.6 11.1 26.7 1.2 17.1 3.3 0.8 8.9
비교예4 1.0 0.7 1.8 1.2 16.4 3.5 0.9 9.3
발명예6 9.3 3.7 13.0 1.8 27.5 2.5 0.4 7.4
발명예7 5.4 3.6 8.9 1.3 37.3 5.4 1.8 14.0
발명예8 6.5 3.2 9.7 2.5 16.0 2.5 6.3 14.0
발명예9 9.6 3.8 13.5 1.7 20.0 3.0 1.7 9.5
발명예10 6.3 3.1 9.4 2.0 10.0 2.5 9.0 16.4
발명뎨11 5.0 3.3 8.3 1.3 14.4 3.5 1.7 10.3
발명예12 4.1 4.5 8.6 1.5 12.0 5.0 0.8 12.7
발명예13 4.7 4.7 9.3 2.2 22.5 2.8 2.2 10.2
발명예14 4.8 3.8 8.7 2.5 16.7 4.5 2.0 13.7
발명예15 5.9 3.1 9.0 1.5 13.0 3.6 - 9.0
종래강1 0.4 - 0.4 4.1 13.8 0.6 - 5.7
종래강2 3.8 - 3.8 2.5 96.0 0.8 - 4.0
종래강3 0.7 - 0.7 0.8 105.8 0.4 - 1.5
종래강4 5.2 - 5.2 4.1 4.0 0.8 8.8 15.5
종래강5 4.8 - 4.8 6.5 4.0 1.1 18.5 28.1
종래강6 0.4 - 0.4 3.2 2.6 0.4 16.1 21.6
종래강7 - - - 1.0 9.9 2.5 - 6.5
종래강8 - - - 1.2 14.3 0.4 - 2.2
종래강9 - - - 0.8 9.1 2.1 3.9 9.2
종래강10 - - - 0.6 9.5 3.2 1.5 8.9
종래강11 - - - 5.5 12.7 3.4 7.8 20.3
구분 석출물 특성 산화물 특성 모재 조직 특성
개수(개/mm2) 평균 크기(㎛) 평균간격(㎛) 개수(개/mm2) 평균 크기(㎛) 두께(mm) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) AGS(㎛) 베이나이트 상분율(%) -40℃의 충격인성(J)
발명예1 2.4X108 0.016 0.25 2.3X102 1.8 25 594 683 38 33 32 354
발명예2 3.2X108 0.017 0.24 2.1X102 1.4 25 595 681 39 37 36 342
발명예3 2.5X108 0.012 0.26 2.3X102 1.2 25 596 80 39 35 37 352
비교예1 4.3X106 0.154 1.5 3.5X101 2.2 25 393 534 38 23 12 225
비교예2 5.4X106 0.155 1.4 2.4X101 2.3 25 692 880 37 21 9 80
발명예4 3.2X108 0.025 0.32 3.2X102 1.2 30 596 688 38 31 32 345
발명예5 2.6X108 0.013 0.32 2.6X102 1.2 30 596 662 38 30 33 357
비교예3 1.4X106 0.184 1.3 1.5X101 3.5 30 584 625 25 42 16 220
비교예4 2.4X106 0.172 1.5 2.5X101 3.4 30 564 620 24 48 15 198
발명예6 3.3X108 0.026 0.35 1.8X102 1.3 30 590 663 38 30 33 326
발명예7 4.6X108 0.024 0.33 3.2X102 1.2 35 590 664 39 30 35 364
발명예8 4.3X108 0.014 0.40 2.1X102 1.6 35 592 642 36 31 33 351
발명예9 5.6X108 0.028 0.28 2.4X102 1.5 35 591 636 37 30 34 348
발명예10 5.2X108 0.021 0.29 2.3X102 1.5 35 594 666 36 31 34 349
발명예11 3.7X108 0.029 0.25 2.7X102 1.7 40 590 666 37 32 36 357
발명예12 3.2X108 0.025 0.34 1.7X102 1.5 40 596 642 38 31 35 345
발명예13 2.2X108 0.021 0.31 1.8X102 1.8 40 587 658 37 33 36 326
발명예14 3.4X108 0.022 0.33 2.7X102 1.6 40 584 667 38 32 36 354
발명예15 3.1X108 0.018 0.30 2.4X102 1.8 40 579 680 37 35 35 350
종래강1 35 406 436 31
종래강2 35 405 441 30
종래강3 25 629 681 28
종래강4 MgO-TiN의 석출물 3.03×106개/mm2 40 472 609 32
종래강5 MgO-TiN의 석출물 4.07×106개/mm2 40 494 622 32
종래강6 MgO-TiN의 석출물 2.80×106개/mm2 50 812 912 24
종래강7 25 629 681 23
종래강8 50 504 601 23
종래강9 60 526 648 25
종래강10 60 760 829 24
종래강11 50 401 514 18.3
표 5에 나타낸 바와같이 본 발명강 모재내부에 분포되어 있는 산화물(Ti-Zr복합산화물)은 1.0x102-1.0x103개/mm2의 범위를 보이고 있으며 또한 석출물(Ti계 질화물)의 개수는 1.0X108개/mm2이상의 범위를 가지고 있다. 종래재의 경우는 산화물과 석출물의 개수가 적음을 알 수 있다. 또한, 본 발명강의 산화물의 평균크기는 1.2-1.8㎛범위로 종래재 대비, 상당히 미세한 산화물 및 석출물 크기를 갖으면서 그 개수 또한 현저히 증가되고 있음을 알 수 있다. 또한 본 발명강의 모재상태에서의 평균베이나이트 분율은 약 40%의 값을 보이고 있고 종래재 대비 모재강도가 개선됨을 알 수 있다.
구분 용접열영향부 오스테나이트결정립 크기(㎛) 100kJ/cm입열량의용접열영향부미세조직 재현 용접열영향부-40℃ 충격 인성(J)(최고가열온도:1400℃)
1200(℃) 1300(℃) 1400(℃) 페라이트 상분율(%) 페라이트평균결정립크기(㎛) Δt800-500=60초 Δt800-500=120초 Δt800-500=180초
충격인성(J) 천이온도(℃) 충격인성(J) 천이온도(℃) 충격인성(J) 천이온도(℃)
발명예1 23 34 56 74 15 372 -74 332 -67 293 -63
발명예2 22 35 55 77 13 384 -76 350 -69 302 -64
발명예3 23 35 56 75 13 366 -72 330 -67 295 -63
비교예1 54 86 182 38 24 124 -43 43 -34 28 -28
비교예2 65 92 198 36 26 102 -40 30 -32 17 -25
발명예4 25 38 63 76 14 353 -71 328 -68 284 -65
발명예5 26 41 57 78 15 365 -71 334 -67 295 -62
비교예3 56 80 178 40 26 108 -39 56 -32 24 -24
비교예4 63 88 184 39 28 64 -28 39 -30 10 -21
발명예6 25 32 53 75 14 383 -73 354 -69 303 -63
발명예7 24 35 55 77 14 365 -71 337 -67 292 -63
발명예8 27 37 53 74 13 362 -71 339 -67 296 -62
발명예9 24 36 52 78 15 368 -72 330 -67 284 -63
발명예10 22 34 53 75 14 383 -72 345 -66 293 -63
발명예11 26 35 64 75 14 356 -71 328 -68 282 -68
발명예12 27 39 64 74 15 353 -71 321 -67 276 -62
발명예13 23 38 68 74 14 354 -71 320 -67 254 -62
발명예14 25 35 64 70 15 342 -71 326 -67 248 -63
발명예15 23 36 53 76 16 349 -72 332 -68 293 -94
종래강1 -58
종래강2 -55
종래강3 -54
종래강4 230 93 132(0℃)
종래강5 180 87 129(0℃)
종래강6 250 47 60(0℃)
종래강7 -60 -61
종래강8 -59 -48
종래강9 -54 -42
종래강10 -57 -45
종래강11 219(0℃)
표 6에서 나타난 바와 같이, 최고가열온도 1400℃에서의 용접열영향부 오스테나이트 결정립 크기를 비교해 보면 본 발명강의 경우 53-64㎛의 범위를 갖는 반면, 종래재들의 경우 약 175㎛이상의 범위를 가지고 있다. 또한 본 발명강의 경우페라이트 상분율은 약 72%이상을 보이고 있으며 페라이트 결정립 크기도 약 15㎛이하를 보이고 있다. 따라서, 본 발명예들이 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 억제 효과 및 페라이트 변태촉진 효과가 매우 우수한 것임을 잘 알 수 있다.
또한 발명재의 경우 800-500℃의 냉각시간이 180초인 대입열 용접 열사이클을 부여한 용접열영향부의 충격인성은 약 276J이상의 우수한 인성값을 보이고 있으며 천이온도의 경우도 약 -62℃이하의 값을 보여 우수한 충격인성을 보이고 있다. 반면에 종래재의 경우 0℃의 충격인성이 60-132J로 매우 낮았다. 따라서, 본 발명에 의해 제공되는 강재들은 종래강재들에 비해 용접열영향부의 충격인성 및 천이온도를 현저하게 개선할 수 있음을 잘 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 저질소강 슬라브에 침질처리를 통해 고온에서도 안정하고 미세한 TiN석출물과 함께 Ti-Zr 복합산화물을 분포시킴에 따라 용접열영향부 충격인성을 가일층 개선할 수 있고 또한, 모재의 미세조직을 베이나이트+페라이트로 관리함으로써 모재강도가 개선된 용접구조용 강재를 제공할 수 있는 것이다.

Claims (5)

  1. 중량%로 C:0.03-0.17%, Si:0.01-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.0005-0.1%, N:0.005%이하, B:0.0003-0.01%, W:0.001-0.2%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.002-0.03%, Zr:0.005-0.1%, 3≤Zr/O≤8, 7≤(Ti+Zr)/O≤14, 4≤Ti/O≤10을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 슬라브를 만드는 단계;
    이 슬라브를 1000-1250℃범위에서 60-180분간 가열하면서 강의 N가 0.008-0.03%의 범위내에서 Ti, B, Al과 아래의 관계를 만족하도록 침질처리하는 단계; 및
    1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 6.5≤(Ti+2Al+4B)/N≤14,
    상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 베이나이트 변태 종료온도±10℃까지는 5∼20℃/sec의 속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강슬라브에는 V이 0.01∼0.2% 함유되고, 침질처리는 V와 N의 비(V/N)가 0.3∼9 그리고, 7≤(Ti+2Al+4B+V)/N≤17를 만하도록 행함을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강슬라브에는 Ni:0.1∼3.0%, Cu:0.1∼1.5%, Nb:0.01∼0.1%, Mo:0.05∼1.0%, Cr:0.05∼1.0%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상 그리고, Ca:0.0005-0.005%, Rem:0.005∼0.05%의 그룹에서 선택된1종 또는 2종이 함유되는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 슬라브는 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산원소를 Ti의 투입전에 투입하여 용존산소량을 50∼200ppm으로 탈산한 다음, Zr을 첨가하여 0.005-0.1%가 되도록 하고, Ti을 첨가하여 0.005∼0.2% 되도록 하고 탈가스처리하여 연속주조한 것임을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법.
  5. 제 1항 또는 제 4항에 있어서, 상기 강재에는 0.01-0.1㎛의 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x107개/㎟이상 분포하고, 5∼2.0㎛의 Ti-Zr 복합산화물이 1×102-1×103개/mm2분포됨을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법.
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