KR20100096903A - 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법 - Google Patents

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법 Download PDF

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Abstract

용접구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접열향부의 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법에 관하여 개시한다.
본 발명은 중량 %로, C:0.06~0.10%, Si:0.18~0.22%, Mn:1.45~1.55%, P:0.005%이하, S:0.002%이하, Al:0.02~0.04%, Ti:0.015~0.020%, N:0.002~0.008%, V:0.0008~0.0012%, B:0.0010~0.0015%, O:0.03%이하, 잔부의 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 1100~1250℃의 온도에서 가열한 후, 오스테나이트 재결정역에서 66% 이상의 압하율로 열간압연 한 후, 페라이트 변태 종료온도ㅁ5℃ 까지 10℃/sec 이하의 속도로 냉각하여, 미세조직이 결정립의 크기가 15㎛ 이하인 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
용접구조용강재, 대입열, 인성, HAZ

Description

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법{Steel plate having superior toughness in heat affected zone and method for manufacturing the same}
본 발명은 용접구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접열향부의 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
용접구조용 강재에 대입열이 적용되면, 용접시 형성되는 용접 열영향부(Heat Affected Zone), 특히 용융선(Fusion Line) 근처의 용접 열영향부는 입열량에 의해 융점에 가까운 온도까지 가열된다. 이에 따라 용접 열영향부의 결정립이 성장하여 조대화되고, 냉각과정에서 상부 베이나이트 및 마르텐사이트 등 인성에 취약한 미세조직이 형성되기 때문에, 용접 열영향부가 용접부 중 인성이 가장 열화되는 부위이다.
따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 용접 열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 미세하게 유지시킬 필요가 있다.
종래에는 이를 해결하는 수단으로, 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접 열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 알려져 있다. 이와 관련된 기술로는 일본 특허공개공보 평11-140582, 평10-298780, 평10-104990, 평9-324238 등이 있다.
이중에서 평11-140582호는 TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로, 100kJ/cm의 입열량(최고가열온도 1,400℃)이 적용될 때에 0℃에서 충격인성이 200J 정도인(모재는 300J 정도) 구조용강재가 개시되어 있다. 이 선행기술에서는 Ti/N d의 비율을 실질적으로 4~12로 관리하여 0.05㎛ 이하인 TiN 석출물은 5.8*103~8.1*104개/mm2 , 이와 함께 0.03~0.2㎛ 인 TiN 석출물은 3.9*103~6.2*104개/mm2 로 석출시켜서 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다.
그러나 이 선행기술에 의하면 100kJ/cm 의 대입열 용접이 적용될 때, 모재와 열영향부의 인성이 대체적으로 낮고(0℃ 충격인성이 모재 : 최고320J, 열영향부 : 최고 220J) 또한, 모재와 열영향부의 인성차가 100J 정도로 커서 후육화 강재의 초대입열 용접에 따른 강구조물의 신뢰성 확보에 한계가 있다.
이 뿐 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 N 가 0.005~0.2% 함유된 고질소 용강을 연속주조하여 주괴로 만들기 때문에, 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다. 즉, N은 오스테나 이트 안정화원소로서 주괴의 응고과정에서 오스테나이트가 장시간 유지되기 때문에, P,S 등의 불순원소들이 미응고부에 편석을 조장하여 주편크랙을 유발할 수 있는 문제가 있다.
현재까지 대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선하는 기술은 많이 알려져 있지만, 1350℃ 이상에서 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.
본 발명은 후육화 강재의 초대입열 용접이 가능하여 용접 작업 고능률화는 물론 강구조물의 고층화 및 강구조물의 신뢰성 확보를 동시에 달성할 수 있는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위한 것이다.
본 발명은 중량 %로, C:0.06~0.10%, Si:0.18~0.22%, Mn:1.45~1.55%, P:0.005%이하, S:0.002%이하, Al:0.02~0.04%, Ti:0.015~0.020%, N:0.002~0.008%, V:0.0008~0.0012%, B:0.0010~0.0015%, O:0.03%이하, 잔부의 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 미세조직이 결정립의 크기가 15㎛ 이하인 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재를 제공한다.
본 발명에 따른 용접구조용 강재에는 Cr:0.13~0.15%, Ni:0.18~0.22%, Mo:0.007~0.010%, Cu:0.08~0.10%, Nb:0.018~0.022% 의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
그리고, 본 발명은 상기의 조성을 가지는 슬라브를 제조하고, 오스테나이트 재결정역에서 66% 이상의 압하율로 열간압연 한 후, 페라이트 변태 종료온도ㅁ5℃ 까지 10℃/sec 이하의 속도로 냉각하여, 미세조직이 결정립의 크기가 15㎛ 이하인 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 제조방법을 제공한다.
본 발명은 Ti와 Al의 탄화물, 질화물 및 산화물 제어를 통하여 강재의 물성을 개선하면서, 대입열 용접열영향부의 오스테나이트 결정립을 제어하고, 결정립내에서 침상 페라이트 변태를 촉진시켜 우수한 대입열 용접열영향부 인성을 확보할 수 있는 효과를 가져 온다.
본 발명은 중량 %로, C:0.06~0.10%, Si:0.18~0.22%, Mn:1.45~1.55%, P:0.005%이하, S:0.002%이하, Al:0.02~0.04%, Ti:0.015~0.020%, N:0.002~0.008%, V:0.0008~0.0012%, B:0.0010~0.0015%, O:0.03%이하, 잔부의 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것이 바람직하며,
상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적 성질을 보다 향상시키기 위해, Cr, Ni, Mo, Cu, Nb의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 첨가한다. 이 때 각각의 성분의 조성범위는 Cr:0.13~0.15%, Ni:0.18~0.22%, Mo:0.007~0.010%, Cu:0.08~0.10%, Nb:0.018~0.022% 인 것이 바람직하다.
표 1은 본 발명에 따른 용접구조용 강재의 구성 성분의 상한값과 하한값을 정리한 것이다.
Figure 112009011796175-PAT00001
이하, 각각의 성분의 작용과 함량 한정의 이유에 관하여 상세히 설명한다.
[ C:0.06~0.10% ]
탄소(C)의 함량은 0.06∼0.10%로 하는 것이 바람직하다.
탄소(C)의 함량이 0.06% 미만인 경우에는 구조용강으로서의 강도확보가 불충분하다. 또한, C가 0.10%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.
[ Si:0.18~0.22% ]
실리콘(Si)의 함량은 0.18~0.22%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘의 함량이 0.18% 미만인 경우에 제강과정에서 용강의 탈산효과가 불충분하고 강재의 내부식성을 저하시키며, 0.22%를 초과하는 경우에는 압연후 냉각시 소입성 증가에 따른 도상 마르텐사이트의 변태를 촉진시켜 저온충격인성을 저하시킨다.
[ Mn:1.45~1.55% ]
망간(Mn)의 함량은 1.45~1.55%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn은 강중에서 탈산작용을 하고, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키고 또한, 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 1.45%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Mn의 함유량이 1.55%를 초과하는 경우에는, 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직불균질로 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미친다. 또한, 강의 응고시, 편석기구에 따라 거시편석 및 미시편석이 일어나 압연시 중심부에 중심편석대의 형성을 조장하여 모재의 중심부에 저온변태 조직을 생성시키는 원인으로 작용한다. 특히, 망간은 Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이다.
[ P:0.005%이하, S:0.002%이하 ]
인(P) 및 황(S)의 함량은 각각 0.005% 이하, 0.002%이하로 제한하는 것이 바람직하다. P는 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다.
[ Al:0.02~0.04% ]
알루미늄(Al)의 함량은 0.02~0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al은 탈산제로서 필요한 원소로서 산소와의 반응으로 Al산화물을 형성하여 Ti가 산소와 반응하는 것을 방지함으로써 Ti가 미세한 TiN석출물을 형성하는데 일조할 뿐 아니라, 강중에 미세한 AlN석출물을 형성시키는데 유효한 원소이다.
Al탄화물, Al질화물, Al산화물 생성효과를 충분히 얻기 위해서는 Al함유량을 0.02%이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 0.04%를 초과하면 AlN을 석출시키고 남은 고용Al은 용접열영향부 냉각과정에서 인성에 취약한 위드만스테튼 페라이트(Widmanstatten ferrite) 및 도상 마텐사이트의 생성을 조장하여 대입열 용접열영향부의 인성을 저하시킨다.
[ Ti:0.015~0.020% ]
티타늄(Ti)의 함량은 0.015~0.020%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti는 C,N,O 와 결합하여 Ti탄화물, Ti질화물, Ti산화물을 형성시킨다. 이러한 Ti탄,질,산화물 생성을 충분히 하기 위해서는 Ti을 0.015%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.020%를 초과하면 용강중에서 조대한 TiN석출물이 형성되어 용접열영향부 구오스테나이트 결정립성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 못하다.
[ N:0.002~0.008% ]
질소(N)의 함량은 0.002~0.008%로 제한하는 것이 바람직하다.
N은 TiN, AlN, BN, VN, NbN등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN, AlN, BN, VN, NbN 등의 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 및 AlN석출물 의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 충분한 석출물을 생성하기 위해서는 0.002%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 0.008%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열영향부내의 분포하는 고용질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고 용접시 희석에 따른 용접금속중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다.
[ V:0.0008~0.0012% ]
바나듐(V)의 함량은 0.0008~0.0012%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 0.0008%미만에서는 VN석출량이 작기 때문에 용접열영향부에서 페라이트 변태촉진 효과를 얻기가 힘들다. 한편 0.0012%를 초과하면 모재 및 용접열영향부의 인성열화를 초래하고 용접경화성을 향상시켜 용접저온균열 발생위험이 있기 때문에 바람직하지 않다.
[ B:0.0010~0.0015% ]
붕소(보론, B)의 함량은 0.0010~0.0015%로 제한하는 것이 바람직하다.
B은 결정립 내에서 인성이 우수한 침상 페라이트(acicular ferrite) 뿐만 아니라 입계에서 다각형상의 페라이트를 생성시키는데 매우 유효한 원소이다. B은 BN석출물을 형성하여 오스테나이트 결정립의 성장을 방해하고 결정입계 및 입내에서 Fe탄붕화물을 형성하여 인성이 우수한 침상형 및 다각형의 페라이트 변태를 촉진한다. B 함유량이 0.0010%미만인 경우에는 이러한 효과를 기대할 수 없으며 0.0015%를 초과하면 소입성이 증가하여 용접열영향부의 경화 및 저온균열이 발생할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.
[ O:0.03%이하 ]
산소(O)의 함량은 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
O는 용강 중에서 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는데 필수불가결한 원소이다. Ti산화물은 용접열영향부에서 오스테나이트로부터 페라이트 변태시 침상페라이트의 변태를 촉진시킨다. O함유량이 0.03%를 초과하면 탄화물, 질화물 생성효과가 불충분하므로 바람직하지 않다.
[ Cr:0.13~0.15% ]
크롬(Cr)은 0.13∼0.15%로 하는 것이 바람직하다.
Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는데, 그 함유량이 0.13%미만에는 충분한 강도확보 효과를 얻을 수 없고 0.15%를 초과하는 경우 모재 및 용접열영향부의 인성이 저하된다.
[ Ni:0.18~0.22% ]
니켈(Ni)의 함량은 0.18~0.22%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni은 고용강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni함유량이 0.18%이상 함유되는 것이 바람직하지만, 0.22%를 초과하는 경우에는 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.
[ Mo:0.007~0.010% ]
몰리브덴(Mo)은 0.007~0.010%로 하는 것이 바람직하다.
Mo도 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는 원소로, 그 함유량이 강도확보를 위하여 0.007%이상이 첨가되어야하지만, 과량이 첨가될 경우 저온균열을 조장하게 되므로 상한을 0.010%로 하는 것이 바람직하다.
[ Cu:0.08~0.10% ]
구리(Cu)의 함량은 0.08~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 모재강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 이를 위해서는 Cu함유량이 0.08%이상 함유되어야 하지만, 0.10%를 초과하는 경우에는 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다.
[ Nb:0.018~0.022% ]
니요븀(Nb)의 함량은 0.018~0.022%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb는 모재 강도확보의 관점에서 유효한 원소로, 이를 위해 0.018%이상 첨가하나, 0.022%를 초과하는 경우에는 조대한 NbC의 단독석출을 초래하여 모재의 인성에 유해하게 되므로 바람직하지 못하다.
이하, 본 발명에 따른 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법에 관하여 살펴본다.
본 발명에 따른 강재의 제조방법은 먼저 상술한 바와 같이 조성된 용강을 연속주조하여 슬라브로 만든다. 연속주조는 고질소강에서 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 저속으로 주조하는 것이 바람직하다.
제조된 슬라브를 1100~1250℃ 에서 충분히 가열하여, 슬라브 중심의 온도가 1100~1250℃가 되도록 한다.
1100℃ 미만에서는 용질원자들이 확산되는 속도가 작기 때문에 TiN 등 석출물의 개수가 작아지는 문제점이 있으며, 1250℃를 초과할 경우에는 Ti계 석출물 등이 조대화되거나 분해되어 바람직하지 못하다.
C:0.08%, Si:0.20%, Mn:1.50%, P:0.003%, S:0.001%, Al:0.03%, Ti:0.018%, N:0.005%, V:0.0010%, B:0.0012%, O:0.02%, Cr:0.14%, Ni:0.20%, Mo:0.008%, Cu:0.09%, Nb:0.020%, 잔부의 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브(하기의 실시예 2와 동일한 조성)를 제조하여 각각 가열온도 1000℃, 1050℃, 1100℃, 1150℃, 1200℃, 1250℃, 1300℃, 1350℃ 에서 충분히 가열한 후, 석출물의 크기와 개수의 변화에 관하여 살펴보았다.
도 1은 가열온도에 따른 석출물의 크기를 나타낸 그래프이고, 도 2는 가열온도에 따른 석출물의 개수를 나타낸 그래프이다.
먼저, 도 1을 참조하여 석출물의 크기를 살펴보면 1000~1250℃ 까지는 15nm 수준이었으나, 1300℃ 에서는 50nm 이상으로 급격하게 증가함을 알수 있다.
다음으로, 도 2를 참조하여 석출물의 개수를 살펴보면, 1000~1050℃에서는 4*106 개/mm2 수준이고, 1100~1250℃에서는 5*106 개/mm2 수준으로 증가하고, 1300~1350℃에서는 3*106 개/mm2 수준으로 다시 감소하는 것을 알 수 있다.
따라서, 적정한 크기와 개수의 석출물을 확보하기 위해서는 가열온도가 1100~1250℃ 범위인 것이 바람직하다.
상기와 같이 가열한 후 66% 이상의 압하율로 열간압연 한다. 압하율이 66% 미만이면 오스테나이트 입내에 페라이트 핵생성 자리가 부족하여 오스테나이트 재결정에 의한 페라이트 결정립 미세화 효과가 감소되기 때문이다.
동일한 조성을 가지는 슬라브를 가열온도 1200℃ 에서 충분한 시간 동안 가열한 후, 압하율을 20%~80% 범위에서 변화시키며 페라이트 결정립의 크기 변화를 살펴보았다.
도 3은 열간압연의 압하율 변화에 따른 결정립의 크기 변화를 나타낸 그래프이다.
도시된 바와 같이, 압하율이 증가함에 따라 결정립의 크기가 감소하는 것을 알수 있다. 결정립의 크기는 15㎛ 초과하면 용접열영향부 인성에 유해한 플레이트형 페라이트 분율이 증가하기 때문에, 15㎛ 이하의 크기를 가지는 결정립을 얻기 위해서는 압하율을 66% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 압연한 다음, 페라이트 결정립 성장을 방지하기 위해서는 페라이트 변태 종료온도 ㅁ5℃ 까지 10℃/sec 이하의 속도로 냉각한다. 본 발명에 따른 강의 상변태는 베이나이트 변태 종료온도 ㅁ10℃이내 구간에서 발생하기 때문에 이 구간까지 냉각속도를 제어해야 한다. 냉각속도가 10℃/sec를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 상분율이 증가하여 모재 인성에 유해하기 때문에, 10℃/sec 이하의 속도로 냉각해야 한다.
도 4는 냉각속도와 상분율의 관계를 나타낸 그래프이다.
동일한 조성을 가지는 슬라브를 가열온도 1200℃ 에서 충분한 시간 동안 가열한 후, 압하율 66%로 열간압연하고 냉각속도(CR:Cooling ratio, 단위:℃/s)를 변화시키면서 조직의 상분율과 비커스 경도(Vickers Hardness)를 측정하였다.
도면 표시된, BF는 Bainitic Ferrite, AF는 Acicular Ferrite, GB는 Granular Bainite, QPF는 Quasi-Polygonal Ferrite, PF는 Polygonal Ferrite를 의미한다.
본 발명은 QPF영역의 상이 생성되도록 하여 충격인성을 확보하고자 하는 것인데, 도시된 바와 같이 냉각속도가 10℃/s 이하인 경우 QPF 영역을 통과하지만, 냉각속도가 10℃/s보다 큰 20℃/s 이상에서는 QPF영역을 통과하지 않아 페라이트 상을 생성할 수 었다. 따라서, 열간압연 후의 냉각속도는 10℃/s 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이러한 방법으로 제조된 용접구조용 강재는 페라이트 결정립의 크기가 15㎛ 이하의 범위를 가지게 되며, 페라이트 상분율이 75% 이상이 되어 인성이 개선되는 효과를 가져오게 된다. 페라이트 결정립의 크기가 15㎛를 초과하는 경우 용접 열영향부 인성에 유해한 플레이트형 페라이트 분율이 증가하여 좋지 못하다.
실시예
표 2와 같은 성분 조성을 갖는 강종들을 시료로 하여 전로에서 용해하여 연속주조법에 의해 슬라브로 제조한후, 1200℃로 충분한 시간 동안 가열하고 66%의 압하율로 열간압연하였으며, 냉각속도는 10℃/s로 냉각하였다.
Figure 112009011796175-PAT00002
상기와 같이 열간압연된 판재들로부터 모재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험편과 샤피(Charpy)충격시험은 압연방향 및 압연방향과 수직한 방향에서 채취하였다.
인장시험편은 JIS 1A호, JIS 5호, JIS 14A호 및 한국선급(KR) 규격 R14A및 R14B호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5~25mm/mim에서 시험하였다. 충격시험편은 한국선급(KR) 규격 R4호 또는 R5호 시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치는 압연면에 수직이 되도록 가공하였다.
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 100mm2 을 기준으로 하여 평가하였다.
측정 결과를 표 3에 정리하였다.
Figure 112009011796175-PAT00003
표 3을 살펴보면, 실시예1,2,3이 비교예1,2,3에 비하여 석출물의 수가 월등히 많고, 석출물이 고르게 분포(간격)되어 있는 것을 알 수 있다.
또한, 석출물의 크기를 살펴보면 실시예들은 모두 15nm 이하의 크기를 가지고 있으나, 비교예 들은 17~20nm의 크기를 가지는 것을 알 수 있다.
기계적특성을 살펴보면 실시예들이 비교예들에 비하여 항복강도, 인장강도, 충격인성에서 우수한 것으로 나왔다. 비교예 3의 경우 충격인성은 가장 우수하지만 항복강도와 인장강도가 상대적으로 낮은 단점을 가진다. 그리고 조직특성을 살펴보면 실시예들은 모두 페라이트 분율이 75% 이상을 차지하고 있고, 이로 인해 우수한 충격인성을 가질 수 있다.
종래강들을 살펴보면, 종래강1의 경우 항복강도와 인장강도가 우수한 것으로 나왔으나, 이는 탄소의 함량이 월등히 많기 때문이며, 이러한 고탄소함량으로 인하여 충격인성이 낮은 수치를 가지게 된다.
종래강 2는 질소의 함량이 월등이 많아 역시 충격인성이 낮은 수치를 가지게 된다.
이상 살펴본 바와 같이 본 발명의 실시예들이 비교예나 종래강들에 비하여 석출물 특성, 기계적 특성, 조직 특성에서 우수한 것을 알 수 있다.
도 1은 가열온도에 따른 석출물의 크기를 나타낸 그래프,
도 2는 가열온도에 따른 석출물의 개수를 나타낸 그래프,
도 3은 열간압연의 압하율 변화에 따른 결정립의 크기 변화를 나타낸 그래프,
도 4는 냉각속도와 상분율의 관계를 나타낸 그래프임.

Claims (6)

  1. 중량 %로, C:0.06~0.10%, Si:0.18~0.22%, Mn:1.45~1.55%, P:0.005%이하, S:0.002%이하, Al:0.02~0.04%, Ti:0.015~0.020%, N:0.002~0.008%, V:0.0008~0.0012%, B:0.0010~0.0015%, O:0.03%이하, 잔부의 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고,
    미세조직이 결정립의 크기가 15㎛ 이하인 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 강재에는 Cr:0.13~0.15%, Ni:0.18~0.22%, Mo:0.007~0.010%, Cu:0.08~0.10%, Nb:0.018~0.022% 의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
    상기 강재는 페라이트 상분율이 75%이상인 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  4. 중량 %로, C:0.06~0.10%, Si:0.18~0.22%, Mn:1.45~1.55%, P:0.005%이하, S:0.002%이하, Al:0.02~0.04%, Ti:0.015~0.020%, N:0.002~0.008%, V:0.0008~0.0012%, B:0.0010~0.0015%, O:0.03%이하, 잔부의 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 1100~1250℃의 온도에서 가열한 후,
    오스테나이트 재결정역에서 66% 이상의 압하율로 열간압연 한 후, 페라이트 변태 종료온도ㅁ5℃ 까지 10℃/sec 이하의 속도로 냉각하여,
    미세조직이 결정립의 크기가 15㎛ 이하인 페라이트와 펄라이트의 복합조직으로 이루어지는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 강재에는 Cr:0.13~0.15%, Ni:0.18~0.22%, Mo:0.007~0.010%, Cu:0.08~0.10%, Nb:0.018~0.022% 의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상이 함유되는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 제조방법.
  6. 제 4 항에 있어서,
    상기 슬라브는 중심부의 온도가 1100~1250℃이 될 때 까지 충분한 시간동안 가열되는 것을 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 제조방법.
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