KR20120071580A

KR20120071580A - 용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20120071580A
Application number: KR1020100133181A
Authority: KR
Inventors: 김상호; 방기현
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2010-12-23
Filing date: 2010-12-23
Publication date: 2012-07-03

Abstract

본 발명은 선박구조물, 해양구조물, 건축구조물, 압력용기, 라인파이프 등의 제작에 사용될 수 있는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 제강공정에서 정밀하고 복잡한 제어 없이도 -60℃의 저온에서 우수한 용접 열영향부 인성 및 우수한 항복강도를 갖는 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C: 0.01~0.05%, Si: 0.1% 이하(0%는 제외), Mn: 1.0~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Cu: 0.1~0.7%, Ni: 0.2~1.5%, Al: 0.005~0.015%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.002~0.006%, O: 0.0025% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, C* 값[C*=C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb]이 0.415중량%이하이고, 그리고 베이나이트 조직을 갖는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 0.8~4.5kJ/mm의 입열량 하에서 용접된 강판의 용접 열영향부에 대해 -60℃에서 최소 CTOD값이 0.25mm 이상이고, 항복강도가 420 MPa를 상회하는 후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법{STEEL PLATE HAVING EXCELLENT TOUGHNESS IN WELD HEAT AFFECTED ZONE AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME}

본 발명은 선박구조물, 해양구조물, 건축구조물, 압력용기, 라인파이프 등의 제작에 사용될 수 있는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 매우 낮은 온도에서 용접 열영향부의 인성이 우수한 용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

지구온난화와 세계 에너지의 수요의 증가로 인해 과거 채산성 등의 이유로 개발이 되지 않았던 북극 지역에 대한 석유자원 개발이 활발히 진행되고 있다.

북극해는 연중 최저온도가 -60℃에 이르고 빙하와 높은 파도 등 여러 측면에서 매우 극한의 환경을 보이므로, 이 지역에서 운용되는 선박 및 구조물에는 특별히 높은 안전성이 요구된다.

북극해와 같은 극한의 환경하에서 구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 강철구조물 가운데 가장 인성이 취약한 영역으로 알려져 있는 용접 열영향부에서 우수한 인성을 확보하는 것이 매우 중요하다.

이에, 용접 열영향부에서 우수한 강들이 제안되고 있는데, 그 예로서 한국공개특허 2009-0087059호 등을 들수 있다.

상기 한국공개특허 2009-0087059호에서는 Al 함량을 매우 낮게 하여 Ti 산화물 기반의 입내 변태 페라이트를 활용하면서도 O(산소) 함량을 조절하여 산화물계 비금속 개재물을 저감하고, IC(Intercritical) 열영향부의 경도를 일정 이하로 유지함으로써 -60℃ 온도에서도 용접 열영향부 인성이 우수한 강을 제조할 수 있는 방법을 제안하고 있다.

그러나, 상기 한국공개특허 2009-0087059호에 개시된 방법은 비금속 개재물을 이용하여 입내 페라이트 변태를 조장하면서도 비금속 개재물로 인한 취성파괴를 막기 위해 비금속 개재물을 낮게 유지해야 하는 양립하기 어려운 문제를 해결하기 위해서는 탈산을 포함한 제강공정이 대단히 정밀하게 제어되어야 한다는 문제점을 안고 있다.

본 발명은 제강공정에서 정밀하고 복잡한 제어 없이도 -60℃의 저온에서 우수한 용접 열영향부 인성 및 우수한 항복강도를 갖는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C: 0.01~0.05%, Si: 0.1% 이하(0%는 제외), Mn: 1.0~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Cu: 0.1~0.7%, Ni: 0.2~1.5%, Al: 0.005~0.015%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.002~0.006%, O: 0.0025% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1에 의해 정의된 C* 값이 0.415중량%이하이고, 그리고

[관계식 1]

C*=C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb

베이나이트 조직을 갖는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판이 제공된다.

상기 강판의 -60℃에서 용접 열영향부에서 측정된 CTOD 값이 0.25mm 이상이고, 그리고 항복강도가 420MPa 이상인 것이 바람직하다.

본 발명의 다른 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.01~0.05%, Si: 0.1% 이하(0%는 제외), Mn: 1.0~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Cu: 0.1~0.7%, Ni: 0.2~1.5%, Al: 0.005~0.015%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01% 이하, N: 0.002~0.006%, O: 0.0025% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1에 의해 정의된 C* 값이 0.415중량%이하인 강 슬래브를

[관계식 1]

C*=C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb

1050~1150℃ 로 가열한 다음, 마무리압연이 오스테나이트 단상영역에서 종료 되도록 열간압연한 후, 5℃/s(초) 이상, 바람직하게는 5~50℃/s의 냉각속도로 500℃이하, 바람직하게는 300~500℃의 냉각정지온도까지 냉각하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판의 제조방법이 제공된다.

본 발명에 의하면, 0.8~4.5kJ/mm의 입열량 하에서 용접된 강판의 용접 열영향부에 대해 -60℃에서 최소 CTOD값이 0.25mm 이상이고, 항복강도가 420 MPa를 상회하는 후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있으며 이렇게 제조된 강판은 북극해에서 운용되는 선박구조물, 해양구조물, 건축구조물, 압력용기, 라인파이프 등에 유용하게 활용될 수 있다.

도 1은 C*(= C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb) 값과 모사 용접 열영향부의 0.25mm 한계 CTOD 천이온도와의 관계를 나타내는 그래프이다.

-60℃와 같은 극저온에서도 용접 열영향부에서 우수한 CTOD 인성을 확보하기 위해서는 취성 균열을 일으킬 수 있는 취성 조직의 생성을 억제하는 것이 매우 중요하다.

취성 균열을 일으키기 쉬운 조직으로는 높은 경도의 마르텐사이트 조직 그리고 마르텐사이트-오스테나이트로 구성된 M-A 조직 또는 조대한 탄화물을 포함하고 있는 베이나이트 조직이 있다. 이러한 조직들의 생성은 합금성분에 의해 크게 좌우된다. 본 발명자들은 취성 조직의 생성에 영향을 미치는 합금원소의 영향에 대해 심도 있게 연구한 결과, 5kJ/mm 이하의 저입열 또는 중입열 용접 조건 하에서 취성 조직의 형성을 최소화하는 방법을 발견하였으며, 이러한 연구 결과에 기초하여 본 발명을 완성하게 이르렀다.

본 발명자들은 합금원소에 따른 취성 조직의 생성 정도를 알기 위해 용접 열영향부 모사실험을 수행하였다. 용접 열영향부 가운데 가장 인성이 취약한 영역으로 알려진 이상역 재가열 결정립 조대화 열영향부를 모사하기 위해 두께 10mm, 폭 10mm, 길이 60mm의 치수를 갖는 소형시편을 1350℃까지 가열한 후 800℃에서 500℃사이의 온도구간을 냉각속도 12.5℃/s로 냉각하였다. 이후 다시 이상역으로 재가열한 후 최고가열온도에서 500℃사이의 온도구간을 이전과 동일한 냉각속도로 냉각하였다. 얻어진 용접 열영향부 모사시편에 시편 폭의 50%까지 피로균열을 삽입한 후 -60℃에서 CTOD 시험을 수행하였다.

본 발명자들은 이러한 다수의 실험을 수행한 결과에 의해, 합금원소와 용접 열영향부 CTOD 천이온도와의 상관관계를 도출하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.

도 1은 C, Si, Mn, Al, Nb로 이루어진 파라미터인 C*와 용접 열영향부 모사실험을 통해 얻어진 0.25mm 한계 CTOD 천이온도와의 관계를 나타낸 것이다.

여기서, C*는 합금성분의 영향을 분석하는 과정에서 얻어진 파라미터로서 아래의 식으로 나타내어진다.

또한, 0.25mm 한계 CTOD 천이온도는 한계 CTOD값의 최소값이 0.25mm에 해당하는 온도이다.

C*=C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb

도 1에 나타낸 바와 같이, 용접 열영향부에 대해 -60℃의 시험온도에서 측정된 한계 CTOD값이 0.25 mm 이상을 갖기 위해서는 C*가 0.415 wt% 이하로 제어되어야 한다. C*가 0.415 wt% 이상이 되면 이상역 재가열 결정립 조대화 열영향부에 M-A 조직이 많이 생성되고 기지 조직의 경도가 높아지므로, 실강판의 용접 열영향부에 대한 CTOD 시험에서 0.25 mm 이상의 한계 CTOD값을 확보할 수 없다.

비록 합금원소의 적절한 제어를 통해 용접 열영향부에서 취성 미세조직의 생성을 억제하더라도, -60℃와 같은 극저온에서는 비금속 개재물에 의한 취성파괴가 발생할 수 있다.

비금속 개재물에 의한 취성 파괴를 막기 위해서는 비금속 개재물 중에서 다수를 차지하는 산화물계 비금속 개재물의 수와 크기를 줄이는 것이 매우 중요하다.

이를 위해서는 강 중 O 함량을 최대한 낮게 유지하는 것이 필요하다.

본 발명자들의 연구에 의하면, 강 중 O 함량이 0.0025%를 넘어서면 조대한 산화물계 비금속 개재물의 수가 증가하여 개재물에 의한 취성파괴가 발생하였다.

따라서, 강 중 O함량을 0.0025% 이하로 줄이는 것이 필수적이다.

또한 Si 함량도 조대한 산화물계 비금속 개재물 생성에 기여하는데, Si 함량이 0.1%을 넘어서면 Si 기반의 조대한 산화물계 비금속 개재물이 강판의 인성을 크게 저하시키므로 Si 함량을 0.1% 이하로 하는 것이 중요하다.

이하, 본 발명의 목표를 만족시키기 위한 강의 조성을 보다 상세히 설명한다.

C: 0.01~0.05%

C는 용접 열영향부에서 취성 균열을 일으키기 쉬운 M-A 조직을 포함하는 베이나이트 조직의 생성을 크게 조장하는 원소이므로, 취성 조직의 형성을 억제하기 위해서는 C를 낮게 하는 것이 매우 중요하다.

C 함량이 0.05%를 초과하면 M-A 조직과 같은 취성 조직이 생성될 수 있고, 또한, 기지 조직의 경도도 높아져 본 발명의 목표를 달성할 수 없으므로, 그 상한을 0.05%로 한정한다. 그러나, C 함량이 너무 낮으면 강판의 강도 확보가 곤란해지므로 0.01% 이상은 첨가하여야 한다.

Si: 0.1% 이하(0%는 제외)

Si는 강판의 강도를 높이고 용강의 탈산을 위해 필요한 원소이나, 불안정한 오스테나이트가 분해될 때 세멘타이트가 형성되는 것을 막기 때문에 M-A 조직의 형성을 촉진시킨다. 이로 인해 용접 열영향부의 인성을 크게 떨어뜨린다. 또한, Si 함량이 0.1%를 넘어서면 조대한 Si 산화물이 출현하여 개재물에서 시작된 취성 파괴가 발생하기 쉬워지므로, 그 첨가량은 0.1% 이하로 제한한다.

Mn: 1.0~1.5%

Mn은 강의 경화능을 높여 강판의 강도를 확보하는데 유용한 원소이다. 그러나, 용접 열영향부 인성 확보 차원에서 투입량을 적절히 제한해야 한다.

Mn은 일반적으로 용접 열영향부 인성을 비교적 덜 해치는 원소이나, 강판의 두께중심부에 편석이 되는 경향이 있고, Mn이 편석된 부위는 Mn 함량이 평균 함량에 비해 매우 높아지므로 용접 열영향부 인성을 크게 해치는 취성 조직을 쉽게 생성시킨다. 따라서, 본 발명에서는 Mn 상한을 1.5%로 제한한다. 반면에, Mn 함량이 너무 낮으면 강판의 강도 확보가 곤란해지므로 그 하한은 1.0%로 한정한다.

P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하

P와 S는 구 오스테나이트 입계에 편석되어 조대 결정립 용접 열영향부에서 입계 취화를 일으키는 원소이므로 최소화할 필요가 있으나, 그 수준을 매우 낮게 하기 위해서는 제강 공정상 많은 부하가 발생하기 때문에 P와 S의 상한을 각각 0.012%와 0.003%로 한정한다.

Cu: 0.1~0.7%

Cu는 용접 열영향부의 인성을 비교적 덜 해치면서도 강판의 강도를 높일 수 있는 합금원소이다. 그러나, 지나치게 많이 첨가하면 용접 열사이클에 의해 Cu 석출경화가 발생하여 용접 열영향부의 경도가 지나치게 높아져 용접 열영향부 인성을 감소시키기 때문에 그 첨가량을 0.7% 이하로 제한한다. 그러나, 강판의 강도를 확보하기 위해서 0.1% 이상 첨가해야 한다.

Ni: 0.2~1.5%

Ni은 Cu와 같이 용접 열영향부의 인성을 덜 해치면서도 강판의 강도를 높일 수 있는 원소로 유용하다. C, Si, Mn 등 경화능을 높이는 합금원소의 함량이 낮은 상태에서 강판의 강도 확보가 매우 어렵기 때문에 강판의 강도를 확보하고 Cu 첨가 시 발생할 수 있는 표면균열을 억제하기 위해 0.2% 이상 첨가되어야 한다. 그러나. 지나치게 많이 첨가되면 그 효과가 포화되기 때문에 그 상한은 1.5%로 한정한다.

Al: 0.005~0.015%

Al은 강판이 용접 열사이클을 받는 동안 미변태 오스테나이트가 세멘타이트로 변태되는 것을 막아 M-A 조직의 형성을 촉진하는 원소로서 제한하는 것이 바람직하므로 그 상한을 0.015%로 한정한다.

그러나, Si이 낮은 상태에서 Al이 함께 낮아질 경우 탈산이 충분히 이루어지지 않아 강판 내에 비금속 개재물의 양이 증가하여 개재물에 의한 취성 균열이 발생되기 쉬우므로 Al은 0.005%이상 첨가해야 한다.

Ti: 0.005~0.015%

Ti는 N과 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 용접 용융선 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화하여 인성의 저하를 막는다.

Ti 함량이 너무 낮으면 Ti 질화물의 수가 부족하여 조대화 억제 효과가 충분히 발휘되지 않기 때문에 0.005% 이상 첨가한다.

그러나, Ti 함량이 너무 높으면 조대한 Ti 질화물의 생성으로 인해 결정립계 고착 효과가 떨어지기 때문에 그 상한은 0.015%로 제한한다.

Nb: 0.01% 이하(0%는 제외)

Nb는 강판의 강도를 높이는 데 효과적인 원소이나, 용접 열영향부의 인성을 크게 떨어뜨리므로 그 양을 제한하여야 한다. 특히, 용접 용융선 부근의 이상역 재가열 결정립 조대화 영역의 인성을 떨어뜨리며 그 효과가 0.01% 이상에서 현격히 나타나므로, 그 첨가량은 0.01%로 한정한다.

N: 0.002~0.006%

N은 Ti와 결합하여 Ti 질화물을 형성하여 용접 용융선 근처에서 오스테나이트 결정립이 커지는 것을 막는다. 따라서, 충분한 Ti 질화물을 형성하기 위해 0.002% 이상 첨가되어야 하나, 지나치게 많이 첨가하면 Ti와 결합하지 못한 자유 N에 의해 미세조직의 경도가 상승하여 인성을 저해하므로, 그 상한은 0.006%로 한정한다.

O(산소): 0.0025% 이하

O는 산화물계 비금속 개재물의 크기와 양을 결정하는 중요인자로서 비금속 개재물로 인한 취성 균열의 발생을 막기 위해서는 O는 0.0025%이하로 한정되어야 한다.

본 발명의 강판 제조조건을 한정한 이유에 대해 설명한다.

강판의 원 소재로는 연속 주조된 슬래브를 이용한다. 연속 주조 공정은 주괴 공정에 비해 용강의 응고속도와 응고 후 냉각속도가 빠르므로, 소재 내에 Ti 질화물을 효과적으로 미세하게 분산시킬 수 있어 용접 용융선 근처의 결정립 조대화 영역에서 발생하는 결정립 조대화를 효과적으로 억제할 수 있다.

연속 주조된 슬래브는 압연을 위해 가열하게 되는데, 가열 온도는 1050~1150℃ 로 하는 것이 바람직하다.

가열 온도가 1050℃ 이하가 되면 합금원소가 충분히 용해되지 않고 반대로, 1150℃ 보다 높으면 강판 내 Ti 질화물이 조대화되어 용접 열영향부의 인성을 저하시킨다.

상기 슬래브 가열 후 조압연과 마무리 압연을 거치게 되는데 강판의 미세조직을 미세하게 하기 위해서는 압연온도를 낮추는 것이 유리하나, 생산성 측면에서 불리할 수 있으므로 적절한 온도에서 압연을 하되, 오스테나이트 단상역에서 압연을 종료하는 것이 바람직하다.

압연 후 냉각을 하게 되는데, 강판의 강도 확보를 위해서는 냉각 조건을 적절히 제어하는 것이 중요하다.

본 발명에서 목표로 하는 강판의 항복강도를 만족시키기 위해서는 다각형 페라이트와 퍼얼라이트 조직이 형성되는 것을 막고 베이나이트 조직(미세한 침상형의 페라이트)이 형성되어야 한다.

이를 위해서는 냉각속도는 5℃/s(초) 이상이어야 하고 냉각정지온도는 500℃이하가 되어야 한다. 상기 냉각속도의 상한은 50℃/s로 제한하는 것이 바람직하고, 냉각정지온도의 하한은 300℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 본 발명의 방법에 따르면, 0.8~4.5kJ/mm의 입열량 하에서 용접된 강판의 용접 열영향부에 대해 -60℃에서 최소 CTOD값이 0.25mm 이상이고, 항복강도가 420 MPa를 상회하는 강판을 얻을 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 조성에 따라 300톤 전로에서 용강을 만들고 연속 주조법을 통해 300 mm 두께의 슬래브를 만들었다. 이렇게 만든 슬래브를 하기 표 2에 나타낸 바와 같이 재가열, 압연 및 냉각처리를 거쳐 40~60mm의 두께를 갖는 후강판을 제조하였다.

하기 표 1과 2에 나타난 방법으로 제조된 후강판에서 시편을 채취하여 인장시험을 실시하였다.

또한, 제조된 후강판의 용접 열영향부 CTOD 인성을 평가하기 위해 API RP 2Z 규칙에 의거해 평가를 진행하였다. API RP 2Z에 따라 단일 개선(groove)을 낸 후 0.8과 4.5 kJ/mm의 용접 입열량으로 각각 플럭스 코어드 아크 용접법(Flux Cored Arc Welding)과 잠호 아크 용접법(Submerged Arc Welding)으로 용접하였다.

용접된 시편을 CTOD 평가법을 다루는 BS 7448 규격에 의거해 전두께 시편으로 가공하고 용접선 근처의 결정립 조대화 영역에 피로균열을 삽입한 후 -60℃에서 3번씩 CTOD 시험을 수행하였다.

인장시험을 통해 얻어진 강판의 항복강도와 인장강도, 그리고 용접선 근처의 결정립 조대화 영역에 대해 -60℃에서 평가된 한계 CTOD 값을 하기 표 2에 나타내었다. 여기서, 한계 CTOD 값은 3번의 시험결과 중 최소값을 나타낸 것이다.

강종		조성(단위: wt%)
강종		C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Al	Ti	Nb	N	O	C*
발 명 강	1	0.020	0.03	1.36	0.006	0.001	0.62	0.45	0.006	0.006	0.009	0.0046	0.0013	0.382
	2	0.050	0.06	1.10	0.003	0.002	0.59	0.93	0.006	0.009	0.000	0.0021	0.0010	0.343
	3	0.046	0.08	1.20	0.003	0.001	0.41	1.48	0.007	0.010	0.010	0.0022	0.0024	0.390
	4	0.040	0.08	1.26	0.002	0.002	0.36	1.37	0.010	0.011	0.007	0.0022	0.0011	0.403
	5	0.034	0.07	1.15	0.003	0.002	0.34	1.44	0.015	0.009	0.008	0.0038	0.0023	0.386
	6	0.038	0.09	1.25	0.003	0.002	0.58	1.30	0.010	0.011	0.006	0.0029	0.0017	0.399
	7	0.044	0.05	1.18	0.005	0.003	0.25	0.57	0.011	0.006	0.009	0.0055	0.0020	0.388
	8	0.021	0.08	1.23	0.003	0.002	0.46	1.16	0.009	0.012	0.010	0.0042	0.0019	0.380
	9	0.046	0.08	1.19	0.004	0.002	0.12	1.15	0.008	0.008	0.006	0.0047	0.0020	0.383
	10	0.017	0.04	1.29	0.006	0.003	0.41	1.04	0.007	0.008	0.010	0.0025	0.0019	0.371
	11	0.010	0.04	1.38	0.002	0.001	0.37	1.45	0.009	0.014	0.006	0.0049	0.0022	0.385
	12	0.039	0.02	1.26	0.002	0.002	0.55	1.05	0.005	0.012	0.002	0.0028	0.0016	0.357
	13	0.034	0.08	1.34	0.002	0.002	0.25	0.72	0.011	0.010	0.001	0.0031	0.0023	0.405
	14	0.017	0.08	1.41	0.002	0.001	0.58	0.83	0.003	0.005	0.003	0.0031	0.0015	0.383
비 교 강	15	0.058	0.05	1.26	0.008	0.001	0.14	1.00	0.010	0.012	0.007	0.0042	0.0025	0.410
	16	0.031	0.05	1.27	0.001	0.003	0.51	0.68	0.013	0.013	0.014	0.0060	0.0021	0.410
	17	0.043	0.02	1.54	0.005	0.001	0.64	0.41	0.005	0.009	0.002	0.0026	0.0020	0.424
	18	0.047	0.08	1.33	0.008	0.002	0.52	1.32	0.014	0.009	0.005	0.0050	0.0017	0.434
	19	0.045	0.09	1.43	0.005	0.001	0.50	1.49	0.011	0.012	0.005	0.0048	0.0018	0.448
	20	0.038	0.09	1.14	0.007	0.001	0.63	0.93	0.017	0.010	0.008	0.0045	0.0024	0.401
	21	0.038	0.17	1.17	0.002	0.002	0.36	0.98	0.012	0.014	0.006	0.0031	0.0037	0.413

시편 No.		강종	제조방법			강판두께 (mm)	모재특성		용접열영향부 특성
시편 No.		강종	슬래브 가열온도 (℃)	냉각정지온도 (℃)	냉각속도 (℃/s)	강판두께 (mm)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	0.8 kJ/mm δc-60 (mm)	4.5 kJ/mm δc-60 (mm)
발 명 재	1	1	1129	323	8.7	55	448	546	0.36	0.37
	2	2	1086	493	7.2	55	461	544	0.39	0.45
	3	3	1121	494	10.4	60	429	532	0.31	0.55
	4	4	1088	443	10.3	40	457	521	0.44	0.51
	5	5	1099	438	7.9	45	467	523	0.32	0.49
	6	6	1092	384	9.2	45	451	551	0.35	0.41
	7	7	1145	304	9.1	60	447	548	0.55	0.56
	8	8	1123	462	8.9	50	434	558	0.57	0.55
	9	9	1064	423	12.6	55	435	553	0.28	0.57
	10	10	1136	478	11.5	45	448	551	0.58	0.47
	11	11	1074	365	9.5	55	455	542	0.53	0.41
	12	12	1105	301	14.8	55	462	525	0.48	0.28
	13	13	1055	394	9.4	55	458	559	0.43	0.54
	14	14	1106	473	11.7	60	453	553	0.52	0.59
비 교 재	15	15	1055	472	9.7	50	454	525	0.06	0.16
	16	16	1062	546	2.3	60	401	519	0.11	0.13
	17	17	1053	319	10.4	55	442	554	0.15	0.18
	18	18	1099	379	14.0	45	464	552	0.18	0.18
	19	19	1194	336	12.2	50	424	535	0.09	0.04
	20	20	1140	436	13.1	45	456	533	0.13	0.10
	21	21	1106	578	11.1	55	397	492	0.21	0.15

하기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 발명재(1~14)는 강판의 항복강도가 420 MPa 이상이고, 0.8 및 4.5kJ/mm의 입열량으로 용접된 용접부에 대해 -60℃온도에서 측정된 한계 CTOD의 최소값이 0.25mm 이상으로 매우 양호한 물성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

한편, 발명재와는 다르게, 비교재(15)는 C가 본 발명의 범위를 벗어난 것으로 인해 용접 열영향부 한계 CTOD 값이 0.25mm를 넘지 못하고, 비교재(16)은 Nb가 본 발명의 범위를 벗어나 있고, 강판의 냉각속도가 낮아 다각형 페라이트와 퍼얼라이트로 구성된 조직이 얻어짐으로써 강판의 강도가 충분하지 못하고, 비교재(17)은 Mn이 본 발명의 범위에서 벗어나 있으며 파라미터인 C*가 0.415를 넘어서 용접 열영향부 한계 CTOD값이 본 발명의 목표에 도달하지 못하고, 비교재(18)은 합금원소 각각의 범위는 본 발명의 범위에 속해 있으나, C*가 본 발명의 범위를 상회하는 것으로 용접 열영향부 인성이 충분치 못함을 알 수 있다.

또한, 비교재(19)는 C*가 본 발명의 범위에서 벗어나 있으며 슬래브 가열온도가 매우 높아 Ti 질화물에 의한 결정립 성장억제 효과가 저하되어 용접 열영향부 CTOD 값이 낮고, 비교재(20)은 Al이 본 발명의 범위를 벗어나 있어 용접 열영향부 CTOD 인성이 충분치 않고, 비교재(21)은 Si와 O 함량이 본 발명의 범위를 넘어서서 강 중에 조대한 산화물계 비금속 개재물이 지나치게 많아져 용접 열영향부 CTOD 인성이 부족하고 냉각정지온도가 본 발명의 범위를 벗어나 강판의 강도가 본 발명의 목표에 미치지 못함을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.01~0.05%, Si: 0.1% 이하(0%는 제외), Mn: 1.0~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Cu: 0.1~0.7%, Ni: 0.2~1.5%, Al: 0.005~0.015%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.002~0.006%, O: 0.0025% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에 의해 정의된 C* 값이 0.415중량%이하이고, 그리고
[관계식 1]
C*=C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb
베이나이트 조직을 갖는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판.
제1항에 있어서, 상기 강판의 -60℃에서 용접 열영향부에서 측정된 CTOD값이 0.25mm 이상이고, 그리고 항복강도가 420MPa 이상인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판.
중량%로, C: 0.01~0.05%, Si: 0.1% 이하(0%는 제외), Mn: 1.0~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Cu: 0.1~0.7%, Ni: 0.2~1.5%, Al: 0.005~0.015%, Ti: 0.005~0.015%, Nb: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.002~0.006%, O: 0.0025% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에 의해 정의된 C* 값이 0.415중량%이하인 강 슬래브를
[관계식 1]
C*=C + 0.31Si + 0.23Mn + 3.27Al + 2.15Nb
1050~1150℃ 로 가열한 다음, 마무리압연이 오스테나이트 단상영역에서 종료 되도록 열간압연한 후, 5~50℃/s(초)의 냉각속도로 300~500℃의 냉각정지온도까지 냉각하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강판의 제조방법.