KR20130075034A

KR20130075034A - 용접부 인성과 연성이 우수한 후강판의 제조방법 및 이를 이용한 용접구조물

Info

Publication number: KR20130075034A
Application number: KR1020110143222A
Authority: KR
Inventors: 서인식; 방기현; 장성호; 김우겸
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-27
Filing date: 2011-12-27
Publication date: 2013-07-05
Also published as: KR101382906B1

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.06~0.14 %, Mn: 1.0~1.6 %, Si: 0.1~0.5 %, Sol. Al: 0.005~0.06 %, Nb: 0.005~0.05 %, P: 0.008~0.03 %를 포함하고, 성분지수(Cp)가 0.38 내지 0.64를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를, 1000 내지 1250 ℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 페라이트 개시변태온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연을 완료하는 단계; 및 Ar3 이상의 온도에서 상기 압연완료된 강재를 냉각하는 단계를 포함하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접부 인성과 연성이 우수한 후강판의 제조방법 및 이를 이용한 용접구조물 {METHOD FOR PRODUCING THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT WELDED ZONE TOUGHNESS AND DUCTiLITY AND WELD STRUCTURE USING THE SAME MATHOD}

본 발명은 용접부 인성이 우수하면서도 강의 연성이 우수한 후강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

용접구조용 강재는 용접하여 구조물을 제작하게 되는데, 이때 상기 용접에 의해 용접부의 물성이 열화된다. 따라서, 용접부의 물성을 강화시키는 것이 필요하며, 특히 용접부의 인성을 향상시키는 것이 매우 중요하다.

상기의 문제를 해결하기 위하여, 특허문헌 1에서는 Ti, Nb, N 등의 함량을 조절하여 Ti 질화물, Nb 질화물과의 복합석출물을 기지에 분산시킴으로 용접열영향부의 조직 열화를 방지하는 기술이 제안되었다.

또한, 이와 유사한 기술로서 특허문헌 2에서는 Ti와 B를 이용하여 넓은 입열량 범위에서 용접열영향부의 조직 열화를 방지하여 용접부의 인성을 향상시키는 기술이 제안되었다.

상술한 종래기술들은 모두 용접부의 조직 열화를 방지하여 용접부의 인성을 개선시키는 효과가 있으나, 이러한 기술은 용접 중에 다시 용해되지 않고 고체 상태로 남아있는 모재 부위('용접열영향부'라고 함)에 효과가 국한된다는 문제가 있다. 즉, 상기 기술은 탄질화물 등의 석출물을 이용하여 조직 열화를 억제하는 기술인데, 용융지에서는 상기 석출물들이 용접금속과 함께 용해되기 때문에 재용해 후에 다시 응고되는 부위에서는 그 효과를 발휘할 수 없다.

상기 용접과정에서 용해되었다가 다시 응고되는 부위('용착금속'이라고 함)의 인성을 향상시키기 위해, 용접재료에 Ni, Mo 등의 고가원소를 다량 첨가하는 방법이 사용될 수 있다. 그러나, 이 방법은 과도한 용접재료 비용의 상승을 초래할 수 있을 뿐만 아니라, 모재가 70% 이상으로 다량 재용해되어 용접금속에 희석되어 용착금속을 형성하는 SAW 용접방법에서는 그 효과가 거의 없어지게 된다.

대한민국 특허공개번호 제2007-0091971호 대한민국 특허공개번호 제2008-0091716호

본 발명의 일 측면은 상술한 문제점을 해결하기 위한 것으로, 모재의 성분이 용접 중에 용접금속에 다량 희석되는 SAW 용접부의 인성이 우수하면서 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법 및 이를 이용한 용접구조물을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 중량%로, C: 0.06~0.14 %, Mn: 1.0~1.6 %, Si: 0.1~0.5 %, Sol. Al: 0.005~0.06 %, Nb: 0.005~0.05 %, P: 0.008~0.03 %를 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Cp가 0.38 내지 0.64를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를, 1000 내지 1250 ℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강재를 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연을 완료하는 단계; 및 Ar3 이상의 온도에서 상기 압연완료된 강재를 냉각하는 단계를 포함하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법에 관한 것이다.

<관계식 1>

Cp = C + Nb×5.3 + P×7.1 + Si/9.4 + Mn/7.8

여기서, C, Nb, P, Si, Mn은 각각 해당 원소의 중량%를 나타낸다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.06~0.14 %, Mn: 1.0~1.6 %, Si: 0.1~0.5 %, Sol. Al: 0.005~0.06 %, Nb: 0.005~0.05 %, P: 0.008~0.03 %를 포함하고, 상기 관계식 1로 표현되는 성분지수(Cp)가 0.38 내지 0.64를 만족하며, 용접부의 조직은 10% 미만의 페라이트(Ferrite)와 90% 이상의 베이나이트(Bainite) 및 침상 페라이트(Acicular ferrite)인 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조물에 관한 것이다.

본 발명에 따라, 강재 합금성분의 제어와, 압연 및 냉각 조건을 제어함으로써 용접과정에서 모재의 성분이 희석되는 SAW 용접부에서 인성이 우수하면서도 연성이 우수한 용접구조용 후강판을 제조할 수 있다.

도 1은 성분지수(Cp)에 따른 SAW 용접부의 충격인성 및 연신율 변화를 나타낸 도면이다.

이하, 본 발명에 따른 용접구조용 후강판의 제조방법 및 이를 이용한 용접구조물에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만, 본 발명은 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서, 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.06~0.14 %, Mn: 1.0~1.6 %, Si: 0.1~0.5 %, Sol. Al: 0.005~0.06 %, Nb: 0.005~0.05 %, P: 0.008~0.03 %를 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 성분지수(Cp)가 0.38 내지 0.64를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를, 1000 내지 1250 ℃에서 가열하고, 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연을 완료하고, 이어서 Ar3 이상의 온도에서 냉각을 개시한다.

<관계식 1>

Cp = C + Nb×5.3 + P×7.1 + Si/9.4 + Mn/7.8

여기서, C, Nb, P, Si, Mn은 각각 해당 원소의 중량%를 나타낸다.

이때, 상기 강재의 조성에는 Ti: 0.005~0.03 중량%와 N: 0.001~0.008 중량%가 더 함유될 수 있으며, 상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물인 S(황)의 함량은 S: 0.005 중량% 이하로 제한되는 것이 바람직하다.

이때, 상기 냉각 개시시 1 내지 20 ℃/sec의 냉각속도로 냉각을 개시하고, 500 내지 700 ℃의 온도범위에서 냉각을 정지하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 용접구조용 후강판에서 이와 같이 성분을 제한한 이유에 대하여 상세히 설명한다.

이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.06~0.14 %

탄소(C)는 고용강화를 일으키고, 강의 소입성을 향상시켜 강도를 향상시키는데 유효한 원소로서 0.06% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 과다하게 첨가되면 펄라이트의 분율이 증가하여 모재의 연성이 저하될 뿐만 아니라, 용접열영향부(HAZ, Heat Affected Zone)의 인성이 극히 열화되므로 그 상한은 0.14%로 제한한다.

Mn: 1.0~1.6 %

망간(Mn)은 SAW 용접 중에 용접금속에 희석되어 용접금속의 조직을 개선하고, 그 결과 SAW 용접부의 인성을 향상시키는 역할을 하므로 본 발명의 중요한 구성 원소이다. 이와 같은 효과를 일으키기 위해서는 1.0% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 과도하게 첨가될 경우, 용접열영향부의 인성을 감소시킬 수 있기 때문에 그 상한을 1.6%로 제한한다.

Si: 0.1~0.5 %

실리콘(Si)은 알루미늄을 보조하여 용강을 탈산시키는 작용을 하므로 탈산 효과를 얻는데 유용하므로 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 과다하게 첨가될 경우에는 용접열영향부에서 형성된 도상 마르텐사이트가 분해되지 않기 때문에 취성 파괴가 일어날 위험성이 높다. 따라서, 그 상한을 0.5%로 제한한다.

Sol. Al: 0.005~0.06 %

알루미늄(Al)은 강의 주요한 탈산제이므로 0.005% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 탈산 효과가 포화될 뿐만 아니라 산화물이 증가하여 인성을 감소시킬 수 있기 때문에 그 상한을 0.06%로 제한한다.

Nb: 0.005~0.05 %

니오븀(Nb)은 SAW 용접 중에 용접금속에 희석되어 용접금속의 조직을 개선하고, 결과적으로 용접부의 인성을 높이는 역할을 할 뿐만 아니라, 모재조직 개선에도 효과적이기 때문에 P와 함께 본 발명의 가장 중요한 구성원소 중 하나이다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가될 필요가 있으나, 과도하게 첨가될 경우에는 용접부의 조직개선 효과가 포화되며, 연성을 크게 감소시킬 수 있고 용접열영향부의 인성도 감소시킬 수 있다. 따라서, 그 상한을 0.05%로 제한한다.

P: 0.008~0.03 %

인(P)은 강중의 불순물로 취급되어 그 함량을 최대한 낮추는 것이 일반적이다. 그러나, 본 발명에서는 Mn, Nb 등과 함께 SAW 용접 중에 용접금속에 희석되어 용접금속의 조직을 개선하여 용접부의 인성을 높이는 역할을 하므로, Nb와 함께 가장 중요한 구성원소 중 하나이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.008% 이상으로 첨가될 필요가 있으나, 과도하게 첨가될 경우에는 용접부의 조직개선 효과가 포화되고, 오히려 입계 편석에 의해 용접열영향부와 모재의 인성을 크게 감소시킬 수 있으므로 그 상한을 0.03%로 제한한다.

보다 바람직하게는, 0.012 내지 0.03% 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

상기 한 본 발명의 강재에는 연성과 용접열영향부의 인성을 더욱 향상시키기 위해 하기 조건을 만족하는 Ti와 N이 더 첨가될 수 있다.

Ti: 0.005~0.03 %

티타늄(Ti)는 산소 또는 질소와 결합하여 다양한 형태의 석출물을 형성하여 조직을 미세화시켜 강의 연성을 향상시키는 역할을 수행하며, 용접열영향부의 조직 열화를 방지하는 역할도 한다. 상기 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가될 필요가 있다. 다만, 0.03%를 초과하여 첨가할 경우에는 그 효과가 포화되므로 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.001~0.008 %

질소(N)는 제강과정에서 함유되는 성분으로서, 그 함량이 0.001% 이하인 경우에는 상기 Ti의 유효한 역할이 불가능하기 때문에 0.001% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, 과도하게 첨가될 경우에는 시효 경화를 야기하여 인성을 크게 감소시키기 때문에 그 상한은 0.008%로 제한하는 것이 바람직하다.

기타, 본 발명의 강은 제강과정에서 완전한 제거가 불가능한 불순물을 포함할 수 있으며, 불순물 중 황(S)은 강의 물성을 더욱 향상시키기 위해 하기의 조건으로 제한되는 것이 바람직하다.

S: 0.005 % 이하

황(S)은 강의 적열취성을 일으키는 원소로서, 낮을수록 유리하지만 제강공정의 부하를 고려하여 그 상한을 0.005%로 제한한다.

상기 조성에 더하여, 본 발명에 의한 강은 하기 관계식 1로 표현되는 성분지수(Cp)가 0.38 내지 0.64 인 것이 바람직하다.

상기 성분지수(Cp)는 본 발명의 중요한 구성요소로서, Cp가 0.38 이하인 경우에는 용접금속부의 조직을 개선하는 효과를 발휘할 수 없기 때문에 용접금속부의 인성을 향상시키기 어렵다. 반면, 0.64 이상일 경우에는 용접금속부의 조직개선 효과는 거의 포화되고, 오히려 용접열영향부의 인성과 연성이 저하되는 문제가 있다.

<관계식 1>

Cp = C + Nb×5.3 + P×7.1 + Si/9.4 + Mn/7.8

여기서, C, Nb, P, Si, Mn은 각각 해당 원소의 중량%를 나타낸다.

상기 관계식 1에 의한 성분지수(Cp)에 따른 SAW 용접금속부 충격인성과 모재의 연신율 변화의 관계를 도 1에 나타내었다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 용접구조용 강재로서 용접부의 충격인성이 60J 이상 확보하기 위해서는 Cp가 0.38 이상이어야 하며, 구조용 강재로서 적절한 20% 이상의 연신율을 확보하기 위해서는 Cp가 0.64 이하여야 함을 알 수 있다.

이하, 상술한 강 성분을 만족하는 용접구조용 후강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

하기의 제조방법은 본 발명의 용접구조용 후강판을 제조할 수 있는 바람직한 일 예를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.

상술한 바와 같은 조건의 강재로서 용접부 인성과 모재의 연성 및 강도를 모두 우수하게 겸비하기 위해서는 하기와 같은 방식으로 압연하는 것이 바람직하다.

압연 및 냉각조건

재가열 온도: 1000~1250 ℃

열간압열을 위해 슬라브 또는 잉곳(ingot)을 가열로에서 재가열하는 공정이 필요하다. 이때, 재가열 온도가 1000℃ 미만으로 너무 낮을 경우에는 압연 중에 하중이 크게 걸리는 문제가 있으며, 합금성분도 충분히 고용되지 않는다. 반면, 재가열 온도가 너무 높을 경우에는 가열로에서 결정립이 과도하게 성장하여 인성이 저하되기 때문에 그 상한을 1250℃로 제한한다.

마무리 압연 완료온도: Ar3 온도 이상

Ar3 온도 미만에서 압연이 이루어지면, 변태한 페라이트가 가공됨으로써 모재의 연성을 크게 해칠 수 있다. 따라서, Ar3 이상의 온도에서 마무리 압연이 완료되어야 한다.

냉각개시온도: Ar3 온도 이상

상기와 같이 열간압연된 강판의 냉각시, 냉각개시온도가 Ar3 온도보다 낮을 경우에는 공냉 중의 느린 냉각속도에서 페라이트 변태가 이루어지기 때문에 조대한 페라이트가 형성되어 강도가 크게 저하되거나 연성이 감소할 수 있다. 따라서, Ar3 이상의 온도에서 냉각을 개시하는 것이 필요하다. 다만, 상기 냉각개시온도에 대한 제한은 모든 경우에 적용되는 것이 아니고, 강판의 두께가 두꺼워 공기 중에서의 자연 냉각으로 후술하는 냉각속도를 만족하지 못하여 수냉각 또는 강제 공냉각을 실시하는 경우에만 한정적으로 적용한다.

냉각속도: 1~20 ℃/sec

마무리 압연 후 냉각시 냉각속도를 1℃/sec 미만으로 매우 느린 경우에는 소정의 강도를 확보하기 어려울 수 있을 뿐만 아니라, 페라이트가 너무 크게 형성되어 연성도 감소할 수 있기 때문에 그 하한은 1℃/sec로 제한한다. 반면, 냉각속도가 너무 빠른 경우에는 오히려 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 조직이 형성되어 인성이 감소하거나 연성을 크게 저하시킬 수 있기 때문에 그 상한은 20℃/sec로 제한하는 것이 바람직하다.

냉각종료온도: 500~700 ℃

냉각속도를 상기와 같이 1~20 ℃/sec로 하는 경우, 500~700 ℃의 온도범위에서 냉각을 정지하는 것이 필요하다. 강재의 냉각이 700℃ 이상에서 정지될 경우에는 페라이트 미세화 효과가 미흡하여 소정의 강도를 확보하는 것이 어려워질 수 있으며, 반면 500℃ 이하의 낮은 온도까지 냉각될 경우에는 베이나이트와 같은 저온조직 또는 도상 마르텐사이트가 생성되어 강의 연성과 인성을 크게 해칠 수 있다.

다만, 강재의 두께가 얇거나 크기가 작아서 자연 공기 냉각(공냉)에 의해 1℃/sec의 냉각속도가 달성되는 경우에는 상술한 냉각속도와 냉각종료온도에 무관하게 압연 후 공기 중에서 냉각하는 것이 바람직하다.

상기한 성분계 및 제조조건을 만족하는 용접구조용 강재(모재)에 SAW 용접이 적용된 용접구조물은 용접부의 미세조직이 10% 미만의 페라이트(Ferrite)와 90% 이상의 베이나이트(Bainite) 또는 침상 페라이트(Acicular ferrite)로 구성된다.

이때, 상기 성분계는 하기 관계식 1로 표현되는 성분지수(Cp)가 0.38 내지 0.64를 만족하여야 한다. 만일, Cp 값이 0.38 미만이면 용접 후 용접부에 10% 이상의 페라이트가 생성되며, 이로 인하여 용접부의 인성이 낮아지는 문제가 발생한다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

< 실시예 >

본 발명에 따른 강판의 조성과 제조방법의 효과를 관찰하기 위해, 하기 표 1에 기재된 조성과 조건의 강재에 대해 표 2에 나타낸 제조조건으로 압연을 수행하였다.

하기 표 1에는 본 발명에서 대상으로 하고 있는 강의 조성을 만족하는 강재(발명강) 15 종류와 본 발명의 조성 범위를 벗어나는 강재(비교강) 9 종류를 기재하였으며, 하기 표 2에는 상기 표 1에 기재된 조성의 강재에 대한 압연 방식을 기술하였다.

하기 표 2에서 발명재 1 내지 4는 발명강 1에 대하여 본 발명의 조건에 부합하는 압연방식을 나타낸 것이며, 비교재 1 내지 6은 본 발명의 조건을 벗어나는 압연방식을 나타낸 것이다. 또한, 발명재 5 내지 18은 본 발명의 성분 조성의 범위를 만족하는 강재(표 1의 발명강 2 내지 15)에 대하여 본 발명의 조건에 부합하는 압연방식을 나타낸 것이며, 비교재 7 내지 15는 본 발명의 성분 조성 범위를 만족하지 못하는 강재(표 1의 비교강 1 내지 9)에 대하여 본 발명의 조건에 부합하는 압연방식을 나타낸 것이다.

번호	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Ti	N	Cp	Ar3
발명강1	0.10	0.29	1.31	0.017	0.003	0.027	0.021	-	0.0041	0.57	780
발명강2	0.06	0.34	1.20	0.015	0.004	0.007	0.030	-	0.0038	0.55	801
발명강3	0.14	0.16	1.07	0.013	0.002	0.036	0.011	-	0.0013	0.47	787
발명강4	0.11	0.10	1.24	0.017	0.003	0.031	0.029	-	0.0037	0.59	783
발명강5	0.08	0.50	1.14	0.011	0.002	0.031	0.010	-	0.0029	0.44	800
발명강6	0.12	0.38	1.01	0.013	0.003	0.023	0.031	-	0.0042	0.58	799
발명강7	0.07	0.23	1.60	0.012	0.002	0.025	0.017	-	0.0033	0.50	766
발명강8	0.11	0.34	1.31	0.008	0.003	0.047	0.023	-	0.0057	0.51	778
발명강9	0.07	0.17	1.05	0.03	0.002	0.034	0.008	-	0.0042	0.55	810
발명강10	0.12	0.34	1.43	0.021	0.002	0.037	0.005	-	0.0027	0.56	764
발명강11	0.08	0.13	1.11	0.011	0.002	0.017	0.050	-	0.0056	0.60	802
발명강12	0.07	0.14	1.10	0.010	0.002	0.018	0.013	-	0.0043	0.39	806
발명강13	0.12	0.38	1.52	0.018	0.002	0.054	0.021	-	0.0036	0.64	757
비교강1	0.15	0.45	1.55	0.017	0.003	0.034	0.013	-	0.0036	0.63	746
비교강2	0.13	0.60	1.70	0.015	0.002	0.026	0.013	-	0.0049	0.62	740
비교강3	0.05	0.21	0.90	0.019	0.003	0.037	0.012	-	0.0034	0.43	829
비교강4	0.10	0.24	1.10	0.004	0.003	0.033	0.014	-	0.0033	0.38	797
비교강5	0.13	0.24	1.00	0.032	0.003	0.033	0.009	-	0.0039	0.63	796
비교강6	0.11	0.23	1.22	0.011	0.003	0.025	0.003	-	0.0043	0.41	784
비교강7	0.10	0.30	1.01	0.01	0.004	0.043	0.052	-	0.0036	0.63	805
비교강8	0.065	0.13	1.04	0.009	0.002	0.019	0.007	-	0.0043	0.33	813
비교강9	0.13	0.48	1.46	0.026	0.002	0.054	0.016	-	0.0036	0.70	759
발명강14	0.09	0.31	1.25	0.013	0.003	0.027	0.016	0.005	0.0016	0.49	788
발명강15	0.09	0.29	1.26	0.012	0.002	0.018	0.015	0.03	0.0080	0.47	787

여기서, 각 원소의 함량은 중량%를 의미하며, Cp는 상기 식 1에 의해 C, Mn, Si, Nb, P의 중량%로부터 계산된 결과이며, Ar3는 오스테나이트에서 페라이트 변태가 시작되는 온도를 의미한다.

구분	번호	마무리압연 완료온도(℃)	냉각 개시온도(℃)	냉각속도 (℃/sec)	냉각 정지온도(℃)	Ar3 (℃)
발명재1	발명강1	806	788	5.6	560	780
발명재2	발명강1	930	912	7.3	620	780
비교재1	발명강1	724	713	5.4	548	780
비교재2	발명강1	782	747	3.2	670	780
발명재3	발명강1	809	790	1.0	500	780
발명재4	발명강1	808	788	20.0	700	780
비교재3	발명강1	807	787	0.5	560	780
비교재4	발명강1	810	793	28.0	520	780
비교재5	발명강1	809	789	9.3	411	780
비교재6	발명강1	928	911	5.3	785	780
발명재5	발명강2	841	825	9.3	618	801
발명재6	발명강3	866	842	8.2	598	787
발명재7	발명강4	832	814	9.2	623	783
발명재8	발명강5	864	841	11.2	637	800
발명재9	발명강6	862	840	10.5	645	799
발명재10	발명강7	842	814	9.9	625	766
발명재11	발명강8	854	824	11.3	615	778
발명재12	발명강9	861	832	11.9	611	810
발명재13	발명강10	843	812	8.8	586	764
발명재14	발명강11	874	847	9.3	622	802
발명재15	발명강12	877	848	9.7	636	806
발명재16	발명강13	848	815	10.7	613	757
비교재7	비교강1	857	822	8.3	563	746
비교재8	비교강2	854	825	14.8	525	740
비교재9	비교강3	893	862	3.6	677	829
비교재10	비교강4	862	830	8.9	545	797
비교재11	비교강5	927	898	9.2	535	796
비교재12	비교강6	871	838	9.7	585	784
비교재13	비교강7	870	832	11.5	554	805
비교재14	비교강8	877	843	10.7	564	813
비교재15	비교강9	847	823	8.6	634	759
발명재17	발명강14	848	816	10.8	602	788
발명재18	발명강15	853	819	10.9	615	787

상기 표 1의 조건으로 조성된 슬라브를 상기 표 2의 조건으로 압연 및 냉각한 강재의 물성 시험 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

구분	번호	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	SAW 용접부 충격인성(J)	HAZ 충격인성(J)
발명재1	발명강1	334	482	23	132	164
발명재2	발명강1	319	474	24	126	154
비교재1	발명강1	456	523	16	123	137
비교재2	발명강1	273	362	22	127	111
발명재3	발명강1	272	439	23	126	127
발명재4	발명강1	348	495	22	122	113
비교재3	발명강1	233	365	24	122	106
비교재4	발명강1	425	562	17	126	114
비교재5	발명강1	441	574	16	126	121
비교재6	발명강1	226	373	23	124	112
발명재5	발명강2	327	497	24	126	143
발명재6	발명강3	322	492	27	106	92
발명재7	발명강4	331	505	23	138	119
발명재8	발명강5	312	452	27	86	102
발명재9	발명강6	309	426	24	137	118
발명재10	발명강7	346	464	25	127	132
발명재11	발명강8	336	489	25	121	123
발명재12	발명강9	297	504	24	134	157
발명재13	발명강10	326	523	24	136	135
발명재14	발명강11	415	536	21	138	107
발명재15	발명강12	264	418	29	65	164
발명재16	발명강13	421	548	20	137	87
비교재7	비교강1	412	553	20	125	54
비교재8	비교강2	408	537	19	128	43
비교재9	비교강3	264	387	29	52	124
비교재10	비교강4	341	475	28	54	136
비교재11	비교강5	402	514	21	127	48
비교재12	비교강6	297	442	27	47	112
비교재13	비교강7	442	541	20	132	57
비교재14	비교강8	248	406	29	10	121
비교재15	비교강9	453	571	15	143	85
발명재17	발명강14	330	489	26	112	127
발명재18	발명강15	327	475	27	106	131

상기 표 3에서 SAW 용접부와 HAZ 충격인성은 -20℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 이용하여 측정한 결과이다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 성분 범위를 만족하는 발명강을 본 발명의 압연과 냉각방법으로 제조한 강재는 20% 이상의 연신율, 60J 이상의 용접부와 HAZ 인성, 235 MPa 이상의 항복강도 및 400 MPa 이상의 인장강도를 가짐으로써 용접구조용 강재로 사용하기에 매우 양호한 결과를 나타내었다.

그러나, 본 발명에 따른 성분 범위를 만족하는 강(발명강 1) 이지만, 마무리압연온도 또는 냉각개시온도가 본 발명의 범위를 벗어난 비교재 1 및 2는 연성이 20% 이하이거나, 모재의 인장강도가 400 MPa 미만으로서 용접구조용 강재로 사용하기에 부적합함을 알 수 있다. 특히, 비교재 1은 압연이 이상역에서 이루어져서 페라이트가 심하게 가공경화 됨으로써 용접금속에서 파단되지 않고 모재에서 파단된 결과이며, 비교재 2는 냉각이 이상역에서 시작되어 연질의 큰 페라이트가 다량 형성된 결과에 기인한다.

비교재 3 내지 6도 본 발명에 따른 성분 범위를 만족하는 강(발명강 1) 이지만, 냉각조건이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 강도 또는 연신율이 현저히 불량하여 용접구조용 강재로 사용하기에 부적합하다. 특히, 비교재 3과 비교재 6은 각각 냉각속도가 매우 느린 경우와 냉각종료온도가 매우 높은 경우로서, 페라이트가 너무 크게 형성되거나 퍼얼라이트의 분율이 감소하여 강도가 낮아진 결과이며, 비교재 4와 비교재 5는 각각 빠른 냉각속도와 낮은 냉각종료온도가 적용된 경우로서, 상기 조건에 의해 베이나이트와 같은 저온조직이 형성되어 연신율에 악영향을 미쳤기 때문이다.

비교재 7 내지 15는 본 발명의 성분 범위를 벗어나는 강(비교강 1 내지 9)을 본 발명에 따른 조건으로 압연 및 냉각을 실시한 경우로서, 연신율, 용접부의 인성 또는 용접 HAZ의 인성 중 하나 이상이 불량하여 용접구조용 강재로 사용하기에 부적합하다.

특히, 비교재 7은 탄소의 함량(0.15중량%)이 상한을 초과하여 첨가된 비교강 1을 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서 탄소 함량이 높아 HAZ에 도상 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 조직이 다량 형성되어 HAZ 충격인성이 낮아졌다.

비교재 8은 성분 중 Si와 Mn의 함량(각각 0.60, 1.70 중량%)이 본 발명의 상한을 초과하여 첨가된 비교강 2를 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서 상기 C의 함량이 과도하게 첨가된 경우와 유사하게 펄라이트 분율이 증가하고, 강의 경화능이 너무 증가하여 연신율이 낮아졌으며, HAZ에서 충격인성도 낮아겼다.

비교재 9는 C와 Mn의 함량(각각 0.05, 0.90 중량%)이 본 발명의 하한 미만으로 첨가된 비교강 3을 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서 강도, 연신율 및 HAZ 충격인성은 용접구조용 강재로 사용하기에 부족함이 없으나, SAW 용접부의 충격인성이 52J로 매우 낮았다. 이는, 모재의 합금원소가 부족하여 희석율이 높은 SAW 용접부의 경화능이 감소하고, 결과적으로 조대한 페라이트와 입계 페라이트가 형성된 것에 기인한다.

비교재 10은 P의 함량(0.004중량%)이 본 발명의 하한 미만으로 첨가된 비교강 4를 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서 SAW 용접부 충격인성이 크게 낮은 값을 보임을 알 수 있다. 이는, SAW 용접부에 P의 함량이 감소하여 경화능이 감소하고, 결과적으로 조대한 페라이트와 입계 페라이트가 형성된 것에 기인한다.

비교재 11은 P의 함량(0.032중량%)이 본 발명의 상한을 초과하여 첨가된 비교강 5를 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서, SAW 용접부 충격인성은 양호하지만 HAZ의 인성이 크게 낮은 값을 보임을 알 수 있다. 이는, HAZ에서 P가 소려취화를 일으킨 결과이다.

비교재 12는 Nb의 함량(0.003중량%)이 본 발명의 하한 미만으로 첨가된 비교강 6을 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서, SAW 용접부 충격인성이 크게 낮은 값을 보임을 알 수 있다. 이는, SAW 용접부에 Nb의 함량이 부족하여 경화능이 감소하였을 뿐만 아니라, Nb의 조직 미세화 효과도 거의 나타나지 않았기 때문이다.

비교재 13은 Nb의 함량(0.052중량%)이 본 발명의 상한을 초과하여 첨가된 비교강 7을 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서, SAW 용접부 충격인성은 양호하지만 HAZ의 인성이 크게 낮은 값을 보임을 알 수 있다. 이는, HAZ에서 Nb가 석출됨으로써 취화를 일으킨 결과이다.

비교재 14는 Cp의 값이 본 발명의 하한보다 낮은 비교강 8을 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서, SAW 용접부 충격인성이 10J로 매우 낮은 값을 보임을 알 수 있다. 이는, 본 발명의 중요한 특징인 Cp의 값이 과도하게 낮음으로써, 희석율이 큰 SAW 용접금속의 조직이 개선되지 못하고, 조대한 페라이트와 입계 페라이트가 형성된 것에 기인한다.

비교재 15는 Cp의 값이 본 발명의 상한보다 과도하게 높은 비교강 9를 본 발명에 따라 압연 및 냉각한 경우로서, 모재의 강도, SAW 용접부 충격인성은 우수하고, HAZ 충격인성도 양호한 값을 보이지만, 용접금속의 연신율이 매우 낮은 값을 보임을 알 수 있다. 이는, Cp의 과도한 증가에 의해 경한조직이 형성되어 연신율이 저하된 것이다.

상술한 바에 따라, 본 발명에 의해 조성되는 강을 본 발명에 따른 제조방법으로 제조하는 경우, 용접구조용 강 특히, 모재의 희석율이 높은 SAW 용접을 적용하는 용접구조용 강에 우수한 효과가 있음을 확인할 수 있다.

결과적으로, 본 발명은 용접부의 연성뿐만 아니라, 용접금속부와 HAZ의 충격인성을 모두 우수하게 확보하기 어려운 문제를 해소하기 위해, 합금원소의 조성은 물론, 압연과 냉각 조건을 최적으로 제어하는 방법에 관한 것으로서 본 발명에 의할 경우 용접구조용 강의 중요한 특성인 HAZ와 SAW 용접부의 충격인성뿐만 아니라, 연성과 모재의 강도도 우수한 용접구조용 강을 효과적으로 제조할 수 있게 된다.

Claims

중량%로, C: 0.06~0.14 %, Mn: 1.0~1.6 %, Si: 0.1~0.5 %, Sol. Al: 0.005~0.06 %, Nb: 0.005~0.05 %, P: 0.008~0.03 %를 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 Cp가 0.38 내지 0.64를 만족하며, 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를, 1000 내지 1250 ℃에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강재를 페라이트 변태개시온도(Ar3) 이상에서 마무리 압연을 완료하는 단계; 및
Ar3 이상의 온도에서 상기 압연완료된 강재를 냉각하는 단계
를 포함하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법.
<관계식 1>
Cp = C + Nb×5.3 + P×7.1 + Si/9.4 + Mn/7.8
여기서, C, Nb, P, Si, Mn은 각각 해당 원소의 중량%를 나타낸다.
제 1항에 있어서, 상기 강재는 Ti: 0.005~0.03 중량%와 N: 0.001~0.008 중량%를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법.
제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 강재에 불가피하게 포함되는 불순물인 S(황)의 함량은 S: 0.005 중량% 이하로 제한되는 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법.
제 1항에 있어서, 상기 냉각 단계에서 냉각은 1 내지 20 ℃/sec의 냉각속도로 행하고, 500 내지 700 ℃의 온도범위에서 냉각을 정지하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조용 후강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.06~0.14 %, Mn: 1.0~1.6 %, Si: 0.1~0.5 %, Sol. Al: 0.005~0.06 %, Nb: 0.005~0.05 %, P: 0.008~0.03 %를 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 성분지수(Cp)가 0.38 내지 0.64를 만족하며, 용접부의 조직은 10% 미만의 페라이트(Ferrite)와 90% 이상의 베이나이트(Bainite) 또는 침상 페라이트(Acicular ferrite)인 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조물.
<관계식 1>
성분지수(Cp) = C + Nb×5.3 + P×7.1 + Si/9.4 + Mn/7.8
여기서, C, Nb, P, Si, Mn은 각각 해당 원소의 중량%를 나타낸다.
제 5항에 있어서, 상기 후강판은 Ti: 0.005~0.03 중량%와 N: 0.001~0.008 중량%를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조물.
제 5항 또는 제 6항에 있어서, 상기 강판에 불가피하게 포함되는 불순물인 S(황)의 함량은 S: 0.005 중량% 이하로 제한되는 것을 특징으로 하는 용접부 인성과 연성이 우수한 용접구조물.