KR20040058582A

KR20040058582A - 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법

Info

Publication number: KR20040058582A
Application number: KR1020020084908A
Authority: KR
Inventors: 정홍철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2002-12-27
Filing date: 2002-12-27
Publication date: 2004-07-05
Also published as: KR100940667B1

Abstract

본 발명은 건축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 고강도 용접구조용 강재에 관한 것이다.

이 강재는 중량%로, C: 0.001~0.03%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.2%, Ti: 0.005~0.2%, Al: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.01%, N: 0.008~0.030%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.001~0.03%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 1.2≤Ti/N≤2.5, 4≤Ti/O≤10, 2≤N/B≤20, 2.5≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 10≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤20을 만족하고 모재 미세조직이 입내침상페라이트 및 베이나이트임을 포함하여 이루어진다.

그리고, 이 강재의 제조방법 역시 제공된다.

이 강재는 고강도 모재 물성을 가지면서 TiO산화물, TiN석출물 및 Ti-Nb복합석출물을 이용함으로써 대입열 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립을 성장을 억제하고 구오스테나이트 결정립내에서 입내 침상 페라이트(IFP)와 베이나이트 변태를 촉진시켜 우수한 대입열 용접열영향부 인성을 동시에 확보할 수 있는 고강도 용접 구조용강을 제공하는 효과가 있다.

Description

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법{High strength steel plate with superior HAZ toughness for high heat input welding and method for manufacturing the same}

본 발명은 건축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 고강도 용접구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 TiN석출물 및 TiO산화물을 미세하게 균일 분산시킨 베이나이트 강재의 대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선할 수 있는 비조질 고강도 베이나이트 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 건축물, 구조물의 고층화 추세에 따라 사용되는 강재가 대형화되면서 후물강재로 대체되고 있다. 이러한 후물재를 용접하기 위해서는 고능률 용접이 불가피한데, 후육화된 강재를 용접하는 기술로는, 1패스 용접이 가능한 대입열 서어브머지드 용접법 및 일렉트로 용접법이 광범위하게 사용되고 있는 실정이다. 또한, 건축 및 교량 분야에 있어서 판 두께 25mm이상의 강판을 용접하는 경우에도 용접생산성을 향상시키기 위하여 상기와 같은 1패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 적용하고있다.

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 대입열 범위가 되어야 가능하다.

강재의 대입열이 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 도상 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 공개특허공보 (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 및 일본 공개특허공보 (소)64-15320호 등이 있다.

이중에서 일본 공개특허공보 (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.

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.

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 -50℃ 수준으로 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.

현재까지, TiN석출물과 Al계 또는 MgO 산화물을 이용하여 대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선한 기술은 많이 알려저 있지만, 1350℃이상의 고온에서 장시간 유지되는 초대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 획기적으로 개선시킨 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, 비조질 고강도 베이나이트강의 제조시 TiN석출물 및 TiO산화물을 모재에 미세하게 균일 분산시켜 대입열 용접시 용접열영향부의 인성이 우수한 비조질 고강도 베이나이트 강재와 그 제조방법을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, C: 0.001~0.03%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.2%, Ti: 0.005~0.2%, Al: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.01%, N: 0.008~0.030%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.001~0.03%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 1.2≤Ti/N≤2.5, 4≤Ti/O≤10, 2≤N/B≤20, 2.5≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 10≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤20을 만족하고 모재 미세조직이 입내침상페라이트 및 베이나이트임을 포함하여 이루어진다.

또한, 본 발명의 용접 구조용 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.001~0.03%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.2%, Ti: 0.005~0.2%, Al: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.01%, N: 0.008~0.030%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.001~0.03%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 1.2≤Ti/N≤2.5, 4≤Ti/O≤10, 2≤N/B≤20, 2.5≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 10≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤20을 만족하는 슬라브를 1000~1250℃에서 60~180분 동안 가열한 후에 오스테나이트 미재결정역에서 40% 이상의 압연비로 열간압연한 다음, 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어진다.

이하, 본 발명을 상세하게 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 용접열영향부의 인성에 미치는 구오스테나이트 결정입도에 대해 조사한 결과, 임계 구오스테나이트의 결정립 크기(약 80㎛)를 기준으로 용접열영향부의 인성이 변화한다는 사실을 알게 되었다.

이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,

[1] 강재에 TiN석출물과 TiO산화물을 이용하는 것과 함께,

[2] TiN석출물 및 TiO산화물을 이용하여 강재의 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 80㎛이하로 미세화 하는 것이다. 특히 구오스테나이트 결정립내에서 TiO산화물이 입내 침상 페라이트(Intragranular ferrite plate, IFP)변태를 촉진시키고 또한 TiO산화물에서 변태된 IFP가 구오스테나이트 결정립 크기를 더욱 미세화하여 베이나이트 패킷사이즈(Packet size)를 작게 하여 인성개선 효과를 향상시킬 수 있다.

[3] 또한 Ti-Nb 복합석출물과 BN및 AlN석출물을 이용하여 용접열영향부의 냉각과정에서 soluble nitrogen(고용질소) 함량을 감소시킨다.

이들 [1][2][3]을 보다 구체적으로 설명한다.

[1] TiN석출물 및 TiO산화물 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 석출물이 분해되거나 일부 석출물이 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 고온안정성을 살펴본 결과, 고질소 환경(Ti/N의 비가 낮음)에서는 고용 Ti농도와 고용 Ti원자의 확산속도가 감소되고 TiN석출물의 고온 안정성이 향상되는 새로운 사실을 알게 되었다. 즉, Ti와 N의 비(Ti/N)가 1.2~2.5의 범위를 가질 때 고용되는 Ti의 양이 극도로 감소되면서 TiN석출물의 고온안정성이 크게 향상되어0.01~0.1㎛ 크기의 미세한 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상으로 분포되는 중요한 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 고질소 환경에서 고용N의 존재로 인한 시효성을 조장할수 있다는 점을 감안하여, N/B, Al/N, Nb/N의 비 그리고, N와 Ti+Al+B+Nb을 총체적으로 관리하여 N를 BN, AlN, TiN 및 Ti-Nb로 석출시킨다.

나아가, 본 발명에서는 Ti/O를 4-10범위로 관리하여 1400℃이상의 고온에서도 안정한 TiO산화물을 석출분포시켜 구오스테나이트 결정립성장을 억제하고 냉각과정에서 인성이 우수한 입내 침상페라이트(Intragranular ferrite plate)변태를 촉진하고 냉각과정에서 오스테나이트결정립을 더욱 미세화시켜 베이나이트 패킷 크기를 미세화하여 용접부 인성을 크게 향상시킬 수 있다.

[2] 용접열영향부의 미세조직

본 발명의 연구로부터 밝혀진 사실은, 용접시 모재가 약 1400℃이상으로 가열될 때 오스테나이트 온도영역에서 구오스테나이트 결정립 크기가 80㎛이하로 작아지면 냉각과정중 구오스테나이트에서 변태되는 입내 침상페라이트에 의하여 구오스테나이트 결정립이 더욱 미세해지고 결정입계에서 변태되는 베이나이트의 패킷크기가 감소하여 용접열영향부의 인성을 크게 개선한다. 본 발명에서는 Ti/N비를 1.2-2.5, Ti/O비를 4~10, Nb/N의 비를 4-10, N/B의 비를 2-20, Al/N의 비를 3-7 그리고, (Ti+2Al+4B+Nb)/N의 비를 10-20로 하여 TiN 석출물 및 TiO 산화물과 Ti-Nb 복합 석출물 개수와 AlN, BN 등의 석출물을 이용하여 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 성장을 최대로 억제한다.

[3] 용접열영향부내 free nitrogen(고용질소)함량 감소

본 발명의 연구에서 밝혀진 사실은, 대입열 용접시 모재내에 분산되어 있는 석출물의 일부는 용접열에 의하여 분해되어 용접열영향부내 고용질소함량이 증가하여 용접열영향부 인성을 저하시키는데 반하여 본 발명에서와 같이 고질소 환경에서의 TiN석출물, Ti-Nb복합석출물 및 AlN석출물의 형성은 용접열영향부내 고용질소함량을 감소시켜 고용질소에 의한 시효영향을 억제하여 용접열영향부의 인성 향상에 크게 기여한다.

이하, 본 발명을 강재의 성분과 그 제조방법으로 구분하여 상세히 설명한다.

[용접 구조용 강재]

탄소(C)의 함량은 0.001~0.03%로 하는 것이 바람직하다.

탄소(C)는 냉각속도에 의존하지 않고 베이나이트 단상으로 하기 위하여 0.001%이상은 필요하다 또한 0.030%이상에서는 베이나이트 조직 내부 또는 래스(lath)경계에 탄화물이 석출하고 냉각속도가 변화하면 탄화물의 석출형태가 변화하기 때문에 광범위한 냉각속도범위에서 일정한 강도를 얻는 것이 곤란하게 된다. 또 탄소에 대하여 그 상한을 0.03%로 하는 것에 의해 균질한 조성에 대하여 우수한 내황화물 응력부식 균열성을 얻을 수 있다. 또한 탄소함량이 증가하면 용접시 용접열영향부의 인성을 크게 저하시킨다.

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 저하시키고 용접균열감수성에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

망간(Mn)의 함량은 1.0~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn은 베이나이트 단상, 특히 베이나이트 조직의 체적율을 90%이상으로 하기 위해서는 1.0%이상 , 바람직하게는 1.5%이상의 첨가가 필요하지만 3.0%를 초과하여 함유한 경우는 용접시 용접열영향부의 용접경화성이 증가하여 용접균열 발생 및 용접열영향부의 인성을 저하하기 때문에 바람직하지 못하다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.005-0.1%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 0.005%이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 0.1%를 초과하면 조대한 Al₂O₃및 AlN을 석출시키고 남은 고용Al은 용접열영향부 냉각과정에서 인성에 취약한 도상 마텐사이트의 생성을 조장하여 용접열영향부의 인성을 저하시킨다.

Nb의 함량은 0.005-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb는 소입성을 향상시키기 위한 필수원소로서 특히 Ar₃온도를 낮추고 냉각속도가 낮은 범위에서도 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있어 베이나이트 조직을 얻기 위하여 필요하다. 모재의 석출강화 및 모재인성 향상 효과를 기대하기 위해서는 0.005%이상이 필요하다. 그러나 0.2%를 초과하면 용접시 용접열영향부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접열영향부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN석출물을 형성하고 TiO산화물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 TiO산화물 분산 및 미세한 TiN석출물 분산 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.2%를 초과하면 용강중에서 조대한 TiN석출물이 용강중에 형성되어 연주 슬라브 및 모재에 혼입되어 용접시 용접열영향부 구오스테나이트 결정립 성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 못하다.

붕소(보론, B)의 함량은 0.0005-0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

B은 소입성 향상시키는 원소로서 모재에서 베이나이트 조직을 얻기 위해서는0.0005%이상은 필요하지만, 0.01%이상을 초과하면 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온균열 발생 및 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다. 따라서 B함량은 0.0005~0.01%로 한정한다.

질소(N)의 함량은 0.008-0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

N은 TiN 석출물 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN 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 용접재료와 희석되어 용접금속중에 혼입되기 때문에 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다.

또 본 발명에 있어서는 상기 기본성분에 소정의 화학성분을 첨가함으로써 강도나 인성수준을 자유롭게 제어할 수 있다. 이 때 이미 획득한 균질한 조직은 새로운 성분의 첨가에 영향을 받는 것이 적기 대문에 재질편차가 작은 고강도 및 고인성의 후물재를 용이하게 만들 수 있다.

인(P) 및 황(S)의 함량은 0.030%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

P는 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에 가능한 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.

산소(O)의 함량은 0.001~0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

O는 용강중에서 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는데 필수불가결한 원소이다. Ti산화물은 용접열영향부에서 구오스테나이트로부터 페라이트 변태시 침상페라이트의 변태를 촉진시킨다. O함유량이 0.0010%미만인 경우에는 Ti산화물의 개수가 작기 때문에 바람직하지 못하며, 0.03%를 초과하면 조대한 Ti산화물 및 기타 FeO등의 산화물이 생성되므로 용접열영향부 인성에 바람직하지 않다.

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 연주과정중 냉각과정에서 모든 고용되어 있는 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 제강과정인 용강중에서 조대한 TiN이 정출되어 TiN의 균일한 분포가 얻어지지 않으며, 또한 TiN으로 석출하지 않고 남은 잉여의 Ti는 고용상태로 존재하여 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미친다. Ti/N비가 1.2미만에서는 모재의 고용질소량이 증가하여 용접열향부의 인성에 유해하기 때문이다.

Ti/O의 비는 4~10로 하는 것이 바람직하다.

Ti/O비가 4미만의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는 TiO산화물 개수가 불충분하며, TiO산화물내의 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, 산화물내에 함유되는 Mn 등의 성분의 비율이 오히려 작아져서 입내 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.

N/B의 비는 2~20으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 N/B비가 2미만이면 용접후 냉각과정중에 구오스테나이트 결정입 성장을 억제하는 BN석출물 개수가 불충분하며, N/B비가 20초과의 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 구오스테나이트 결정립 성장을 억제할 수 있는 AlN석출물의 분포가 불충분하고, 용접열영향부의 고용질소량이 증가하여 용접균열이 발생할 가능성이 있으며, Al/N비가 7초과의 경우에는 그 효과가 포화된다.

(Ti+2Al+4B+Nb)/N의 비는 10~20로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 (Ti+2Al+4B+Nb)/N의 비가 10 미만의 경우 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장억제를 위하여 TiN, AlN, (Ti-Nb)N 석출물의 크기 및 분포개수가 불충분하며, (Ti+2Al+4B+Nb)/N이 20을 초과할 경우에는 그 효과가 포화된다.

Nb/N비는 3~10로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb/N비가 3미만의 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는 Ti-Nb복합 석출물 개수가 불충분하기 때문에 바람직하지 못하며, 또한 Nb/N비가 10을 초과할 경우에는 구오스테나이트 결정립 성장억제 효과는 포화된다.

상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적성질을 보다 향상시키기 위해, Ni, Cu, Mo, Cr, V, W, Zr의 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 크게 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.

구리(Cu)의 함량은 0.1~2.0%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, 2.0%를 초과하는 경우에는 용접열영향부에서 경화성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다.

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.

크롬(Cr)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는데, 그 함유량이 0.05%미만에는강도를 얻을 수 없고 1.0%를 초과하는 경우 모재 및 용접열영향부 인성열화를 초래한다.

몰리브덴(Mo)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다.

Mo도 소입성을 증가시키고 동시에 강도를 향상시키는 원소로, 그 함유량이 강도확보를 위하여 0.05%이상으로 하지만, 용접열영향부의 경화 및 용접 저온균열 발생을 억제하기 위해서는 Cr과 마찬가지로 상한을 1.0%로 한다.

V의 함량은 0.005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다

V는 석출경화를 위해서 나아가서는 VN 또는 VC를 석출시켜 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과 때문에 0.005%이상은 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 V함유량이 0.1%를 초과하면 용접열영향부내에서 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적성질에 나쁜 영향을 미치고 용접균열감수성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

W의 함량은 0.005-0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

W은 고온강도를 향상시키고 석출강화에 효과적인 원소이다. 그러나 0.005%미만에서는 강도상승효과가 미약하기 때문에 바람직하지 못하고 0.5%이상에서는 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

Zr의 함량은 0.05-0.5%로 제한하는 것이 바람직하다

Zr은 강도상승에 효과가 있기 때문에 0.05%이상 첨가하는 것이 바람직하며 0.5%를 초과할 경우 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위해 Ca, REM의 1종 또는 2종을 추가로 첨가한다.

Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 모재내에서 가열시 구오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 냉각과정에서 페라이트변태를 촉진시켜 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 대형 개재물 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.

강재의 미세조직

본 발명에서 열간압연후 강재의 미세조직은 베이나이트이고, 상기 베이나이트의 상분율은 90%이상인 것이 바람직하다. 그 이유는 페라이트와 베이나이트 조직이 혼합되어 있는 경우는 모재인성에는 유리하지만 모재강도가 낮고, 모재조직이 마르텐사이트와 베이나이트 혼합조직인 경우는 모재강도는 높지만 모재의 연성 및 인성 등의 기계적 성질이 저하한다.

석출물

용접열영향부의 구오스테나이트 결정립은 모재에 분포하는 석출물의 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, 용접시 모재에 재고용되는 질화물들을 고려한 그 이상의 질화물들의 균일한 분포가 필요하다. 용접열영향부에서 구오스테나이트의 성장을 억제하기 위해서는, 미세한 TiN석출물과 Ti-Nb복합석출물을 균일하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN 및 , Ti-Nb복합석출물의 간격을 0.5㎛이하로 석출물의 분포를 균일하게 해야 한다. 또한 TiN 석출물 및 Ti-Nb복합석출물의 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 1mm²당1.0x10⁷개 미만에서는 대입열 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인 80㎛이하로 제어하기가 어렵다.

산화물

본 발명에 따라 Ti/O의 비를 4-10으로 관리하여 모재내 Ti산화물의 평균 입경 및 임계갯수를 0.5-3.0㎛ 및 1mm²당 1.0x10²-1.0x10³개의 범위로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 산화물의 평균 크기가 0.5㎛미만의 경우에는 용접열영향부 구오스테나이트 결정립내에서 침상 페라이트 핵생성 촉진 효과가 미흡하기 때문에 바람직하지 못하며, 2.0㎛ 초과의 경우에는 용접열영향부 결정립 성장억제 효과가 미흡하고 또한 Ti산화물에서 핵생성 되는 침상 페라이트의 변태량이 감소하기 때문이다. 석출량의 한정이유는 1mm²당 1.0x10²개 이하에서 용접열영향부내에서 침상 페라이트를 핵생성시키는 산화물의 개수가 적기 때문에 침상 페라이트양이 적기 때문에 인성에 나쁜 영향을 미치고 또한 1mm²당 1.0x10³개 이상에서는 산화물수가 많기 때문에 산화물에서 핵생성하는 1차 침상페라이트가 서로 성장하다가 부딪쳐서 구오스테나이트 결정립을 미세화시키는 효과를 제한하기 때문에 바람직 하지 못하다.

[용접 구조용 강의 제조방법]

정련(탈산, 탈가스)공정

일반적으로 강의 정련공정은 전로에서 1차정련한 다음, 전로의 용강을 래들로 출강하여 2차정련하는 노외정련으로 구성되는데, 용접구조용 강재와 같이 후물재에서는 노외정련 다음에 탈가스처리(RH공정)를 행한다. 보통 탈산은 1차 정련과 2차정련 사이에서 이루어진다.

본 발명에서는 이러한 탈산공정에서 용존산소를 적정수준으로 조절한 다음 Ti을 첨가함으로써, 적정 수준의 Ti산화물의 분포를 얻는데 특징이 있다. 본 발명자들은 용존산소량이 산화물의 생성거동에 크게 영향을 미친다는 사실에 착안하여 목적하는 Ti산화물을 얻기 위한 연구결과, 산화물을 다수 생성시키기 위한 적정 수준의 용존산소량이 존재한 다는 것을 밝혀내고, 그 수치는 50-200ppm임을 확인하였다. 이 수준의 용존산소량을 얻기 위해서는 Ti보다도 탈산력이 강한 탈산제를 Ti의 투입전에 투입하여야 용강중에 조대한 Ti산화물의 형성을 방지하면서 연주시 Ti산화물 개수를 증가시킬 수 있다.

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, Ti의 첨가전에 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 투입하여 용강중의 적정 용존산소(50-200ppm)를 확보하여 연주시 TiO산화물로 형성하면서 나머지 Ti함량을 미세한 TiN석출물로 만들 수 있다. 즉, Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 사전에 투입하고 Ti를 첨가하기 때문에 Ti가 용강중에서 조대한 1차산화물로 생성되는 것을 방지하고 고용Ti로 존재하기 때문에 연주시 미세하면서 다량의 TiO 산화물 및 TiN질화물을 확보할 수 있는 것이다.

본 발명에서는 Ti보다 탈산력이 큰 원소(Al, REM, Zr, Ca, Mg)를 투입하기 전에, Mn, Si 등의 원소를 투입하여 탈산하고, 이어서 Al등 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산제를 투입하는 것도 바람직하다. 이 방법은 적정 용존산소량의 제어가 용이한 장점이 있다. 본 발명에서 탈산조업패턴의 일례로서, 1차정련에서 Mn, Si, Al의 순으로 투입한 다음 2차정련에서 Al을 다시 투입하고 Ti을 투입하는데, 이 Ti의 투입은 2차정련으로 진공탈가스처리공정을 채택하는 경우에 진공탈가스처리 후에 투입하는 것도 가능하다.

본 발명에서는 Ti의 투입전에 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산원소를 투입하여 용존산소량을 50-200ppm으로 탈산하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 용존산소량이 50ppm미만의 경우에 용강중의 산소량이 너무 적어 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 Ti계 산화물의 형성량이 불충분하기 때문이며, 200ppm 초과의 경우에는 그 효과가 포화되며 목표로 하는 원소뿐만 아니라 타합금 첨가원소를 산화시켜 정확한 화학성분들을 구성된 합금성분계를 얻는데 다소 어려움이 따른다.

이어, Ti을 첨가하여 그 함량이 0.005-0.2%가 되도록 하는 것이 바람직한데, 이는 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 Ti산화물 및 Ti석출물 분포에 유리한 범위이다.

상기와 같이, Ti을 첨가한 다음, 용강을 정련하는데 이때의 정련은 0.5-20분 동안 행한다. 상기 용강의 유지시간이 0.5분 미만의 경우에는 조대한 Ti계 1차 산화물이 부상분리 될 시간적 여유가 없어 응고후 잔존하여, 그 평균크기가 증가하게 되며, 20분을 초과할 경우에는 산화물끼리 결합하여 조대화되고 본 발명의 효과를 보이기 위한 용강중의 적정 고용 Ti함량을 확보하기 어렵다.

주조공정

본 발명에서는 상기와 같이 정련처리한 용강을 연속주조하여 슬라브로 만든다. 연속주조는 고질소강에서 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 저속으로 주조하고 2차냉각대에서 약냉조건을 부여하는 것이 생산성 향상측면에서 바람직하다. 2차냉각대에서 냉각조건은 TiN석출물의 미세화와 균일한 분포에도 영향을 미치는 중요한 인자이다.

본 발명의 연구에 따르면, 연속주조속도는 통상적인 주조속도인 약 1.3m/min 보다 저속인 1.2m/min이하 보다 바람직하게는 약 0.9~1.2m/min으로 하는 것이다. 그 이유는 주조속도가 0.9m/min미만의 경우에 연주표면 크랙에는 유리하나 생산성이 떨어지며, 1.2m/min 보다 빠르면 연주표면 크랙 발생가능성이 높다.

또한, 2차냉각대에서 비수량은 가능한 약냉 즉, 0.3~0.35ℓ/kg으로 하는 것이 좋다. 비수량이 0.3ℓ/kg 미만의 경우 TiN석출물의 조대화로 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN과 Ti-Nb복합석출물의 적정 크기 및 개수를 제어하기 어렵다. 또한, 비수량이 0.35ℓ/kg를 초과할 경우 TiN 과 Ti-Nb 복합석출물의 석출빈도수가 적어 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN석출물 개수, 크기 등을 제어하기 어렵다.

열간압연공정

본 발명에서 상기 슬라브를 1000-1250℃에서 60-180분간 가열한다. 1000℃ 미만에서는 용질원자들가 확산되는 속도가 작기 때문에 TiN과 Ti-Nb복합석출물의 개수가 작기 때문에 문제가 있으며, 1250℃를 초과할 경우에는 TiN과 Ti-Nb복합석출물이 조대화되거나 일부 분해되어, 석출물 개수가 감소하기 때문에 바람직하지 못하다. 한편, 가열시간 60분 미만에서는 용질원자들의 확산효과가 미흡하여 슬라브 편석저감 효과가 적으며, 또한 용질원자가 확산하여 석출물을 형성할 충분한 시간이 부족하기 때문에 바람직하지 못하다. 또한 가열시간이 180분을 초과할 경우 오스테나이트 결정입도의 조대화가 일어나며 작업생산성 측면에서도 바람직하지 못하다.

상기와 같이 가열한 다음, 오스테나이트 미재결정 온도영역에서 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 1000~800℃구간이다.

상기와 같이 압연한 다음, 미세한 베이나이트 확보를 위해서 최종 압연종료 온도에서 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 가속냉각한다. 상기 냉각속도가 10℃/초를 초과하는 경우에는 미세한 베이나이트 대신에 마르텐사이트 조직으로 변태되어 모재의 물성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

[용접구조물]

상기 본 발명에 따라 제공되는 고강도 베이나이트 강재는, 90%이상의 베이나이트 단상 조직이다. 또한 TiO산화물과 TiN석출물, Ti-Nb복합석출물이 0.01-0.1㎛의 크기로 1mm²당 1.0x10⁷개 이상이며, 그 간격은 0.5㎛이하로 미세하게 분포되어 있다.

이러한 강재에 대입열 용접을 적용하면 평균 구오스테나이트 결정립크기가 80㎛이하가 된다. 구오스테나이트 결정립크기가 80㎛ 초과의 경우에는 소입성증가에 따라 마텐사이트 또는 조대한 베이나이트의 생성이 용이하여 용접열영향부 인성에 유해하다. 따라서, 본 발명의 효과를 보이기 위한 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 임계크기는 80㎛이하로 반드시 제어되야 한다.

본 발명에서 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 열간압연 공정에서 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 열간압연 판재의 기계적 성질을개선하기 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 제조하였으며, 이때 본 발명의 효과를 보이기 위한 강종별 합금성분 원소간의 구성비를 표 3에 나타내었다. 강종별 슬라브의 응고속도, 슬라브 가열온도, 가열시간, 압연개시온도 및 종료온도, 압하량, 압연공정에서 두께 25~50mm로 제조된 압연재의 냉각속도는 표 4에 나타내었다. 이때, 전 강종의 압연시 누적 압하비는 70%이상으로 하였다.

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/분에서 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 구오스테나이트 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.

표 5 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 열간압연재의의 석출물(TiN 과 Ti-Nb복합석출물)의 개수는 2X10⁸개/mm²이상의 범위를 가지고 있고 또한 TiO산화물의 개수는 2x10²개/mm²이상의 범위를 보이고 있어 종래재 대비 발명재가 상당히 균일하면서도 미세한 석출물 크기를 갖으면서 그 개수 또한 현저히 증가되었음을 잘 알 수 있다. 한편 본 발명강의 모재조직 구성에 있어서 본 발명강의 경우 모두 베이나이트이며, 모재 베이나이트 상분율도 모두 90%이상의 높은 분율로 구성되어 있다.

표 6에서는 본 발명강 및 종래강의 용접열영향부 물성을 나타낸 것이다. 용접열영향부와 같은 최고가열온도 1400℃조건에서의 오스테나이트 결정립 크기를 보면 본 발명의 경우 62㎛ 이하의 값을 갖는 반면, 종래재의 경우 약 185㎛이상의 매우 조대한 범위를 가자는 것을 알 수 있다. 따라서 본 발명강에서는 용접시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수한 것임을 잘 알 수 있다. 또한 100kJ/cm의 용접입열량에 상당하는 용접열영향부에서 본 발명강의 미세조직은 입내 침상페라이트 및 베이나이트로 구성되며 그 두상의 상분율은 90%이상으로 구성되어 있으며 종래재 대비 우수한 대입열 용접열영향부 충격인성을 보이고 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 고강도 모재 물성을 가지면서 TiO산화물, TiN석출물 및 Ti-Nb복합석출물을 이용함으로써 대입열 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립을 성장을 억제하고 구오스테나이트 결정립내에서 입내 침상 페라이트(IFP)와 베이나이트 변태를 촉진시켜 우수한 대입열 용접열영향부 인성을 동시에 확보할 수 있는 고강도 용접 구조용강을 제공하는 효과가 있다.

Claims

중량%로, C: 0.001~0.03%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.2%, Ti: 0.005~0.2%, Al: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.01%, N: 0.008~0.030%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.001~0.03%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 1.2≤Ti/N≤2.5, 4≤Ti/O≤10, 2≤N/B≤20, 2.5≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 10≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤20을 만족하고 모재 미세조직이 입내침상페라이트 및 베이나이트임을 포함하여 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재에는 V: 0.005~0.1중량%, Ni: 0.1~3.0중량%, Cu: 0.1~2.0중량%, Mo: 0.05~1.0중량%, Cr: 0.05~1.0중량%, W: 0.005~0.5중량%, Zr: 0.05~0.5중량%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상 그리고, Ca: 0.0005~0.005중량%, REM: 0.005~0.05중량%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이 추가로 함유되는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
제1항에 있어서, 상기 강재에는 0.01~0.1㎛의 TiN석출물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포되며, 평균크기가 0.5~2.0㎛의 TiO 산화물이 1×10²~1×10³개/mm²개 분포됨을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재.
중량%로, C: 0.001~0.03%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.2%, Ti: 0.005~0.2%, Al: 0.005~0.1%, B: 0.0005~0.01%, N: 0.008~0.030%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.001~0.03%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 1.2≤Ti/N≤2.5, 4≤Ti/O≤10, 2≤N/B≤20, 2.5≤Al/N≤7, 3≤Nb/N≤10, 10≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N≤20을 만족하는 슬라브를 1000~1250℃에서 60~180분 동안 가열한 후에 오스테나이트 미재결정역에서 40% 이상의 압연비로 열간압연한 다음, 상온까지 10℃/초 이하의 속도로 냉각하는 것을 포함하여 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 강재에는 V: 0.005~0.1중량%, Ni: 0.1~3.0중량%, Cu: 0.1~2.0중량%, Mo: 0.05~1.0중량%, Cr: 0.05~1.0중량%, W: 0.005~0.5중량%, Zr: 0.05~0.5중량%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상 그리고, Ca: 0.0005~0.005중량%, REM: 0.005~0.05중량%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이 추가로 함유되는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 슬라브는 Ti 보다 탈산력이 큰 탈산원소를 Ti의 투입전에 투입하여 용존산소량을 50~200ppm으로 탈산한 다음, Ti를 첨가하여 Ti의 함량이 0.005~0.2중량% 되도록 한 후, 탈가스 처리하여 연속주조한 것임을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
제4항 또는 제6항에 있어서, 상기 슬라브의 연속주조는 용강을 0.9~1.2m/분의 속도로 주조하면서 2차냉각대에서 0.3~0.35ℓ/kg의 비수량으로 약냉함을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.