KR20160078714A - 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 C: 0.03~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.4~2.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.06~0.6%, N: 0.003~0.01%, O: 0.0005~0.008% B: 0.0003~0.005%, P: 0.01%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al, N, S 및 O의 성분함량은 3≤Ti/N≤10, 5≤Ti/O≤25, 20≤Al/N≤160 및 30≤Al/O≤500의 관계식을 만족하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재를 제공한다.

Description

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법 {HIGH STRENGTH STEEL PLATE FOR WELDING STRUCTURE WITH SUPERIOR HAZ TOUGHNESS FOR HIGH HEAT INPUT WELDING AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로, 더 상세하게는, 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 용접구조용 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 가스 용접법이 광범위하게 사용되고 있는 실정이다. 또한, 조선 및 교량 분야에 있어서 판 두께 25mm이상의 강판을 용접하는 경우에도 용접생산성을 향상시키기 위하여 상기와 같은 1패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 적용하고 있다.
일반적으로 용접에서는 입열량이 클수록 용착량이 커서 용접패스수가 감소하기 때문에, 용접생산성을 측면에서 대입열 용접이 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 1pass로 용접하기 위해서는 200~500kJ/cm의 초대입열 범위가 되어야 가능하다. 　
　
그러나 강재의 대입열이 용접 시 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(특허문헌 1 내지 3).
　
특허문헌 1에서는, 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 5.8×103~8.1×104개/㎟, 이와 함께 0.03~0.2㎛인 TiN석출물은 3.9×103개/㎟~6.2×104개/㎟로 석출시켜서 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다. 　
　
그러나, 특허문헌 1에 의하면 100kJ/cm의 대입열 용접이 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. 이뿐만 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. 　
　
특허문헌 2는 저질소강(N=0.005%)에서 Al과 O의 비를 0.3=Al/O=1.5로 관리하여, Al, Mn 및 Si으로 되는 복합산화물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부 천이온도가 -50℃ 수준으로 인성이 좋은 편이 아니다. 또한, 특허문헌 3은 MgO-TiN 복합석출물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부 0℃의 충격인성이 130J로 인성이 좋은 편이 아니다. 　
　
현재까지, TiN석출물과 계 Ti2O3또는 MgO 산화물을 이용하여 대입열 용접 시 용접열영향부의 인성을 개선한 기술은 많이 알려져 있지만, 1350℃이상의 고온에서 장시간 유지되는 초대입열 용접 시 용접열영향부의 인성을 획기적으로 개선시킨 사례는 아직 발표된 바 없다. 특히, 대입열 용접열영향부의 인성이 모재 수준과 유사한 수준을 보인 기술은 거의 없는 실정이다. 따라서, 상기의 문제점을 해결할 수 있다면, 후육화 강재의 초대입열 용접이 가능하여 용접작업 고능률화는 물론 강구조물의 용접부 인성확보를 통하여 강구조물의 신뢰성 확보를 동시에 달성할 수 있는 것이다.　
일본 공개특허 제1999-140582호 일본 공개특허 제1997-194990호 일본 공개특허 제1998-298708호
본 발명의 일태양은 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재를 제공하고자 한다.
본 발명의 또 다른 일태양은 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일태양은 C: 0.03~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.4~2.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.06~0.6%, N: 0.003~0.01%, O: 0.0005~0.008% B: 0.0003~0.005%, P: 0.01%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al, N, S 및 O의 성분함량은 3≤Ti/N≤10, 5≤Ti/O≤25, 20≤Al/N≤160 및 30≤Al/O≤500의 관계식을 만족하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재를 제공한다.
본 발명의 또 다른 일태양은 C: 0.03~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.4~2.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.06~0.6%, N: 0.003~0.01%, O: 0.0005~0.008% B: 0.0003~0.005%, P: 0.01%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al, N, S 및 O의 성분함량은 3≤Ti/N≤10, 5≤Ti/O≤25, 20≤Al/N≤160 및 30≤Al/O≤500의 관계식을 만족하는 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 120~360분 동안 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연 하는 단계; 및 상기 열연강판을 상온까지 3~15℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조 방법을 제공한다.
본 발명에 따라, 고용 Al함량을 증가시켜 미세한 TiN 및 BN 석출물 개수를 증가시키고, 대입열 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립을 제어하고 결정립 내에서 다각형 페라이트 변태를 촉진시키고 고용질소 저감 및 탄화물 함량을 감소시킴으로써, 고강도와 우수한 대입열 용접열영향부 인성을 동시에 확보할 수 있는 용접 구조용강재를 제공할 수 있다.
본 발명은, TiN석출물을 이용하여 용접 시 열영향부에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 결정립 내 미세한 다각형(Polygonal) 페라이트 변태를 촉진시키고 고용 Al함량을 증가시켜 용접열영향부 내 탄화물 형성을 억제하거나 미세화시켜 우수한 대입열 용접열영향부의 인성을 가지는 용접구조용 강재에 관한 것이다.
이하, 본 발명의 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재에 대하여 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 용접열영향부의 인성에 미치는 구오스테나이트 결정입도에 대해 조사한 결과, 임계 구오스테나이트의 결정립 크기(약 100㎛)를 기준으로 용접열영향부의 인성이 변화한다는 사실을 알게 되었다. 　
　
이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,　 [1] TiN 석출물 및 BN 복합석출물을 이용하여 페라이트변태를 촉진시키고, [2] 강재의 초기 페라이트 결정립 크기를 임계수준 이하로 하여 대입열 용접이 적용될 때 열영향부의 구오스테나이트를 100㎛이하로 미세화 하며, [3] 고용 Al함량을 증사시켜 용접열영향부 내 탄소확산을 저감시켜 탄화물의 형성을 억제하거나 미세화하여 인성개선 효과를 높이고, [4] TiN 및 BN석출물을 이용하여 용접열영향부의 냉각과정에서 고용질소 (soluble nitrogen) 함량을 감소시키며, [5] 고용되어 있는 Al함량으로 인하여 TiN 및 BN석출물의 개수를 증가시킨다. 기술을 제시하기에 이르렀다.
이하, 상기 [1], [2], [3], [4] 및 [5]를 보다 구체적으로 설명한다. 　
　
[1] TiN 석출물 및 BN복합석출물 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 모재 내에 분포되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의해 분해된 고용 Ti원자의 확산에 의해서 일어나는 것이라는데 착안하여 Ti/N의 비에 따른 TiN석출물의 고온안정성을 살펴본 결과, Ti/N의 비가 적정 범위에서는 고용 Ti농도와 고용 Ti원자의 확산속도가 감소되고 TiN석출물의 고온 안정성이 향상되는 새로운 사실을 알게 되었다. 즉, Ti와 N의 비(Ti/N)가 3~10의 범위를 가질 때 고용 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.
　
[2] 강재(모재)의 페라이트입도 관리　
본 발명의 연구에 따르면, 용접열영향부에서 구오스테나이트의 크기를 평균 80㎛로 하기 위해서는, 석출물의 관리와 함께 페라이트 + 펄라이트의 모재조직에서 페라이트의 크기를 약 15㎛이하로 미세하게 하는 것이 중요하다는 것이다. 이때, 페라이트의 미세화는 열간압연시 강가공에 의한 오스테나이트 결정립미세화 와 함께 탄화물(Fe3C, NbC, VC, WC)을 이용하여 냉각과정에서 발생하는 페라이트 결정립의 성장억제에 의해 얻어진다. 　
　
[3] 고용 Al함량을 이용한 용접열영향부내 탄화물 형성 제어
본 발명자는 초대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선할 수 있는 방안에 대하여 깊이 있게 연구한 결과, 용접열영향부의 인성은 오스테나이트 결정립 크기뿐만 아니라 오스테나이트 결정입계에서 석출하는 페라이트의 형상 및 크기, 또한 탄화물의 크기 및 형상 등에 의해 크게 영향을 받는 다는 것을 확인하였으며 아울러 Al량과 O(산소)량의 밸런스에서 산소량에 대한 Al의 비를 여러 가지 변화시킨 강종을 이용하여 탈산생성물의 조성, 분산강화 및 오스테나이트 결정립 억제효과, 오스테나이트에서 페라이트로의 우선적인 핵생성 자리 및 변태거동을 조사한 결과, 30≤Al/O≤500 관계를 만족할 경우 고용 Al함량이 증가하여 용접열영향부내 탄화물의 형성에 큰 영향을 미친다는 사실을 발견하였다.
[4] 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 및 BN석출물의 형성은 용접열영향부내 고용질소함량을 감소시켜 고용질소에 의한 시효영향을 억제하여 용접 열영향부의 인성 향상에 기여한다.
[5] 고용 Al함량 증가에 따른 TiN 및 BN석출물 개수 증가
본 발명의 연구에서 밝혀진 사실은, 모재내에 고용상태로 존재하는 Al함량이 증가하면 대입열 용접시 용접열영향부내 TiN 석출물 및 BN 석출물 개수 및 양이 증가하여 대입열 용접열영향부내에서 페라이트 변태를 촉진시켜 대입열 용접열영향부의 인성 향상에 기여한다.
본 발명의 일 태양인 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재는 C: 0.03~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.4~2.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.06~0.6%, N: 0.003~0.01%, O: 0.0005~0.008% B: 0.0003~0.005%, P: 0.01%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al, N, S 및 O의 성분함량은 3≤Ti/N≤10, 5≤Ti/O≤25, 20≤Al/N≤160 및 30≤Al/O≤500의 관계식을 만족한다.
이하, 상기 강재의 성분조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다 (하기 성분조성은 특별한 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다).
탄소(C)의 함량은 0.03~0.2%로 하는 것이 바람직하다.　
탄소(C)의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 구조용강으로서의 강도확보를 위하여 기타 고강의 합금원소 첨가가 필요하기 때문에 바람직하지 못하다. 또한, C가 0.2%를 초과하는 경우에는 냉각중 상부 베이나이트, 마르텐사이트 및 퇴화 퍼얼라이트(degenerate pearlite)등의 인성에 취약한 미세조직이 변태되어 구조용 강재의 저온충격인성 저하시키고, 또한 용접부의 균열감수성을 증가시켜 바람직하지 못하다.
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 0.4~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
Mn은 강중에서 탈산작용, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키는 유효한 원소로서, Ti계 산화물 주위에 MnS+VN형태로 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. 　
　
티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.　
Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN석출물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiN석출물 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1%를 초과하면 용강중에서 조대한 TiN석출물이 용강중에 형성되어 연주스라브 및 모재에 혼입되어 용접시 용접열영향부 구오스테나이트 결정립성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 못하다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.06~0.6%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
Al은 용접열영향부내 고용되어 탄화물 형성에 영향을 미치거나 TIN 및 BN석출물에 영향을 미치기 때문에 필수불가결한 원소이다. 그러한 영향을 미치기 위해서는 0.06%이상의 함량이 필요하다. 그러나 0.6%를 초과하면 용접열영향부 냉각과정에서 인성에 취약한 위드만스테튼 페라이트(Widmanstatten ferrite) 및 도상 마텐사이트의 생성을 조장하여 대입열 용접열영향부의 인성을 저하시킨다. 　
　
질소(N)의 함량은 0.003~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
N은 TiN 및 BN 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN 및 BN 등의 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 및 BN석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.003%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 0.01%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열영향부내의 분포하는 고용질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고 용접시 희석에 따른 용접금속중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다.
　
　산소(O)의 함량은 0.0005~0.008% 로 제한하는 것이 바람직하다. 　
O는 Al과 반응하여 Al2O3복합산화물을 형성시키는 필수적인 원소로, 이 Al2O3복합산화물은 용접열영향부에서 구오스테나이트로부터 침상페라이트의 변태를 촉진시킨다. O함유량이 0.0005%미만에서는 미세한 Al2O3복합산화물을 형성시키지 못하기 때문에 바람직하지 못하고 0.008%를 초과하면 조대한 Al2O3복합산화물 및 FeO 등의 산화물이 생성되어 용접열영향부 물성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다. 　
붕소(보론, B)의 함량은 0.0003~0.005%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 0.005%를 초과하면 소입성이 증가하여 용접열영향부의 경화 및 저온균열이 발생할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다. 　
인(P) 및 황(S)의 함량은 0.01%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 0.01%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 0.01%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 0.01%이하로 제한하는 것이 바람직하다.　
　 　
상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적성질을 보다 향상시키기 위해, Ni, Cu, Mo, Cr, Nb, W, V로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 추가적으로 첨가할 수 있다.
　
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 용접열영향부 인성개선에 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. 　
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 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, 용접열영향부 경화 및 용접저온균열을 억제하기 위해서는 Cr과 마찬가지로 상한을 1.0%로 한다.　
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 열간압연 후 냉각 시 페라이트 결정립성장 억제를 위한 텅스텐 탄화물이 적게 분포하게 되고, 0.2% 보다 많이 첨가되는 경우 그 효과가 포화된다. 　
Nb의 함량은 0.005~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
Nb는 N과 결합하여 NbN석출물을 형성시켜 용접열영향부에서 페라이트 변태를 촉진시키기는 유용한 원소로, 미세한 NbN석출물을 형성시키기 위해서는 0.005%이상의 Nb함유량을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb함유량이 0.1%를 초과하면 용접열영향부내에서 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적성질에 나쁜 영향을 미친다.
V의 함량은 0.005~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다
V는 N과 결합하여 VN석출물을 형성시켜 용접열영향부내 오스테나이트 결정립내에서 페라이트 변태를 촉진시키는 유용한 원소로 미세한 VN석출물을 형성시키기 위해서는 0.005%이상의 V함유량을 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.
또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장억제를 위해 Ca, REM의 1종 또는 2종을 추가로 첨가할 수 있다.
　
Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 모재 내에서 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.　
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 아들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이하 본 발명의 성분관계식에 대하여 상세히 설명한다
Ti/N의 비는 3~10로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 Ti/N비를 3이하로 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 10보다 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/O의 비는 5~20으로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 Ti/O 비가 5 미만이면 미세한 TiN 석출물이 형성되지 않기 때문에 바람직하지 못하고 20을 초과한 경우에는 용접후 냉각과정중에 구오스테나이트 결정입계에서 조대한 TiN 석출물이 형성되어 바람직하지 못하여 용접열영향부의 인성에 영향을 미칠 수 있기 때문에 바람직하지 못하다.
　
Al/N의 비는 20~160로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 Al/N 비가 20미만인 경우에는 페라이트 변태를 유도하기 위한 AlN 석출물의 분포가 불충분하고, 용접열영향부의 고용질소량이 증가하여 용접균열이 발생할 가능성이 있으며, Al/N 비가 160초과의 경우에는 그 효과가 포화된다. 　
Al/O의 비는 30~500로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 Al/O비가 30 미만인 경우에는 다각형 페라이트 변태를 유도하기 위한 Al2O3복합산화물의 분포가 불충분하고, Al/O비가 500을 초과할 경우는 조대한 Al2O3복합산화물이 형성되어 용접열영향부 기계적 성질에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
또한, 상기 용접구조용 강재는 하기 관계식 1의PHAZ가 -0.7~0.2%의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
P HAZ = C + Si/6 + Mn/8 + 6(P+S) - 2Al - 4Ti - 2B - 5N
[단, 각 수식의 C, Si, Mn, P, S, Al, Ti, B 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함]
본 발명에서 상기 관계식 1이 -0.7미만인 경우에는 다각형 페라이트 변태를 유도하기 위한 TiN 및 BN석출물의 분포가 불충분하고, 상기 관계식 1의 비가 0.2을 초과할 경우는 조대한 탄화물의 형성으로 인하여 용접열영향부 기계적 성질에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
본 발명의 용접구조용 강재의 미세조직은 페라이트를 50% 이상의 상분율로 포함하고, 잔부 펄라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 페라이트 및 펄라이트의 복합조직에서 페라이트의 상분율이 높을수록 모재의 인성 및 연신율이 증가되는데, 페라이트는 50%이상 가장 바람직하게는 70%이상으로 하는 것이다.
또한, 상기 페라이트 결정립의 크기는 15㎛이하로 하는 것이 바람직하다. 페라이트의 결정립크기가 15㎛ 보다 클 경우 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 80㎛이상으로 되어 용접열영향부 인성에 유해하기 때문에, 페라이트 결정립의 크기는 15㎛이하로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 용접구조용 강재는 0.01~0.1㎛ 크기의 TiN 및 BN 복합화물이 0.6㎛이하의 간격으로 1.0x107개/㎟ 이상 분포되어 있는 것이 바람직하다.
용접열영향부의 구오스테나이트 결정립은 모재의 오스테나이트 결정립 크기가 일정할 경우 모재에 분포하는 석출물의 크기 및 그 개수 그리고, 분포에 크게 영향을 받게 된다. 또한, 대입열 이상 용접 시(가열온도 1400℃이상) 모재에 분포하는 질화물의 경우 30~40%가 모재로 재고용되어 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장 억제효과가 감소하기 때문에, 가열 시 모재에 재고용되는 질화물들을 고려한 그 이상의 질화물들의 균일한 분포가 필요하다. 용접열영향부에서 구오스테나이트의 성장을 억제하기 위해서는, 미세한 TiN석출물과 BN복합석출물을 균일하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN, BN및 AlN복합석출물의 간격을 0.5㎛이하로 복합석출물의 분포를 균일하게 해야 하는 것이 바람직하다.
또한, TiN 및 BN, 일부 AlN복합석출물의 입경 및 임계 개수를 0.01~0.1㎛ 및 1mm2당 1.0x107개 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 0.01㎛미만에서는 대입열 용접 시 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 대입열 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인 80㎛이하로 제어하기가 어렵다. 　
본 발명의 용접구조용 강재를 대입열 용접 시, 용접열영향부의 구오스테나이트 (prior austenite)의 결정립의 크기는 80㎛이하인 것이 바람직하다. 용접열영향부내 오스테나이트 결정립이 80㎛를 초과하면 냉각시 조대한 베이나이트 등이 형성되어 인성에 바람직하지 못하다.
상기 대입열 용접을 실시한 후 냉각된 용접열영향부의 미세조직은 20㎛이하의 크기를 가지는 페라이트를 70%이상의 상분율로 포함하는 것이 바람직하다. 대입열 용접열영향부의 미세조직이20㎛이하의 크기를 가지며, 페라이트 분율이 70%이상을 확보하면 대입열 용접열영향부의 인성에 유리하기 때문이다.
또한, 상기 용접열영향부의 페라이트는 다각형 페라이트 및 침상형 페라이트인 것이 바람직하다. 대입열 용접열영향부내에서 다각형 페라이트는 주로 미세하게 결정입계에 형성하고 결정입내에는 침상 페라이트를 형성하는 것이 인성확보에 바람직하기 때문이다.
이하, 본 발명의 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일태양인 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조 방법은 상기 용적 구조용 강재의 조건을 만족하는 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 120~360분 동안 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연 하는 단계; 및 상기 열연강판을 상온까지 3~15℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
일반적으로 강의 정련공정은 전로에서 1차 정련한 다음, 전로의 용강을 래들로 출강하여 2차 정련하는 노외정련으로 구성되는데, 용접구조용 강재와 같은 후물재는 노외정련 다음에 탈가스처리(RH공정)를 행한다. 보통 탈산은 1차 정련과 2 차 정련 사이에서 이루어진다.
이어, Ti을 첨가하여 Ti의 함량이 0.005~0.2%가 되도록 하는 것이 바람직한데, 이는 본 발명의 효과를 보이기 위한 적정 TiN 석출물 분포에 유리한 범위이다.
본 발명에서는 상기와 같이 정련처리한 용강을 연속주조하여 슬라브로 만든다. 연속주조는 고질소강에서 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 저속으로 주조하고, 2차 냉각대에서 약냉조건을 부여하는 것이 생산성 향상측면에서 바람직하다. 2차 냉각대에서 냉각조건은 TiN 석출물의 미세화와 균일한 분포에도 영향을 미치는 중요한 인자이다.
본 발명의 연구에 따르면, 연속주조속도는 통상적인 주조속도인 약 12.0m/min 보다 저속인 1.5m/min이하 보다 바람직하게는 약 0.9~1.5m/min으로 한다. 그 이유는 주조속도가 0.9m/min미만의 경우에 연주표면 크랙에는 유리하나 생산성이 떨어지며, 2.0m/min 보다 빠르면 연주표면 크랙 발생가능성이 크기 때문이다.
또한, 2차 냉각대에서 비수량은 가능한 약냉 즉, 0.3~0.35ℓ/kg으로 하는 것이 좋다. 비수량이 0.3ℓ/kg 미만인 경우 TiN석출물의 조대화로 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN과 AlN석출물의 적정 크기 및 개수를 제어하기 어렵다. 또한, 비수량이 0.35ℓ/kg를 초과할 경우 TiN 과 AlN 석출물의 석출빈도수가 적어 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN석출물 개수 및 크기 등을 제어하기 어렵다.
본 발명에서 상기 슬라브를 1000~1250℃에서 120~360분간 가열한다. 1000℃미만에서는 용질원자들이 확산되는 속도가 작기 때문에 TiN 및 AlN 석출물의 개수가 작은 문제가 있으며, 1250℃를 초과할 경우에는 TiN 및 AlN 석출물이 조대화되거나 일부 분해되어, 석출물 개수가 감소하기 때문에 바람직하지 못하다. 한편, 가열시간 120분 미만에서는 용질원자들의 확산효과가 미흡하여 슬라브 편석저감 효과가 적으며, 또한 용질원자가 확산하여 석출물을 형성할 충분한 시간이 부족하기 때문에 바람직하지 못하다. 또한 가열시간이 360분을 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 재결정역온도는 약 800~1000℃구간이다.
상기와 같이 압연한 다음, 최종 압연종료 온도에서 상온까지 공냉하거나 미세한 페라이트 확보를 위해서 상온까지 10℃/sec 이하의 속도로 가속 냉각한다. 냉각속도가 10℃/sec 이상의　냉각속도로 냉각할 경우에는 미세한 페라이트 대신에 마르텐사이트 조직으로 변태되어 강재의 물성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
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 성질을 개선하기 위해 열처리를 적용할 수도 있다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 본 발명의 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위 내라고 해석하는 것은 당연하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
[ 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 2에 나타내었다. 강종별 슬라브의 응고속도, 슬라브 가열온도, 가열시간, 압연개시온도 및 종료온도, 압하량, 압연공정에서 두께 25~50mm로 제조된 압연재의 냉각속도는 표 3에 나타내었다. 이때, 전 강종의 압연시 누적 압하비는 70%이상으로 하였다.
상기와 같이 열간압연된 판재들로부터 강재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험은 압연방향, 그리고 샤피(Charpy)충격시험은 압연방향과 수직한 방향에서 측정하였다.
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 강재의 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 가열시킨 후 1초간 유지한 다음, He 가스를 이용하여 급냉시켰다. 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고가열온도조건에서의 구오스테나이트 결정입도를 KS규격 (KS D 0205)에 의해 측정하여, 그 결과를 표4에 나타내었다.
냉각 후 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 측정하여, 그 결과를 표4에 나타내었다. 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 가열한 후 800~500℃의 냉각시간이 각각 60초, 120초, 180초인 용접 열사이클을 부여한 다음, 시험편 표면을 연마하고 충격시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤피충격시험을 통하여 평가하고, 그 결과를 표5에 나타내었다.
　
구분 화학조성(중량%)
C Si Mn P S Al Ti B
(ppm)		 N
(ppm)		 Nb Cu Ni Cr Mo W V Ca REM O
(ppm)
발명강1 0.08 0.16 1.54 0.005 0.004 0.2 0.014 7 43 - - - - - - - 0.001 - 25
발명강2 0.09 0.18 1.40 0.004 0.005 0.1 0.03 9 39 - - 0.1 - - - - - - 14
발명강3 0.12 0.20 1.48 0.006 0.004 0.06 0.02 6 52 - 0.1 - - - 0.001 0.01 - - 18
발명강4 0.10 0.12 1.58 0.006 0.005 0.08 0.015 7 36 - - - - - - 0.01 - - 15
발명강5 0.08 0.15 1.52 0.006 0.004 0.09 0.03 11 40 - 0.1 - 0.1 - 0.001 - - 0.001 22
발명강6 0.10 0.24 1.50 0.007 0.005 0.5 0.02 10 41 0.01 - - - 0.1 - - - - 10
발명강7 0.13 0.34 1.48 0.007 0.003 0.4 0.015 8 45 - 0.1 - - - - 0.01 - - 20
발명강8 0.11 0.25 1.62 0.005 0.005 0.6 0.018 9 39 0.01 - - - - - - - - 14
발명강9 0.13 0.21 1.70 0.007 0.003 0.3 0.015 5 45 - - - 0.1 - - - 0.001 - 16
발명강10 0.17 0.26 1.35 0.007 0.006 0.5 0.025 6 40 - - 0.2 - - - - - 0.01 12
발명강11 0.06 0.22 1.98 0.006 0.003 0.4 0.02 15 58 - - - - - - 0.01 - - 32
비교강1 0.05 0.13 1.31 0.002 0.006 0.0014 0.009 1.6 22 - - - - - - - - - 22
비교강2 0.05 0.11 1.34 0.002 0.003 0.0036 0.012 0.5 48 - - - - - - - - - 32
비교강3 0.13 0.24 1.44 0.012 0.003 0.0044 0.010 1.2 127 0.05 0.3 - - - - - - - 138
비교강4 0.06 0.18 1.35 0.008 0.002 0.0027 0.013 8 32 - - - 0.14 0.15 - 0.028 - - 25
비교강5 0.06 0.18 0.88 0.006 0.002 0.0021 0.013 5 20 0.015 0.75 0.58 0.24 0.14 - 0.037 - - 27
비교강6 0.13 0.27 0.98 0.005 0.001 0.001 0.009 11 28 0.001 0.35 1.15 0.53 0.49 - 0.045 - - 25
비교강7 0.13 0.24 1.44 0.004 0.002 0.02 0.008 8 79 0.036 0.3 - - - - - - - -
비교강8 0.07 0.14 1.52 0.004 0.002 0.002 0.007 4 57 0.013 0.32 0.35 - - - - - - -
비교강9 0.06 0.25 1.31 0.008 0.002 0.019 0.007 10 91 0.025 - - 0.21 0.19 - 0.035 - - -
비교강10 0.09 0.26 0.86 0.009 0.003 0.046 0.008 15 142 0.021 - 1.09 0.51 0.36 - 0.021 - - -
비교강11 0.14 0.44 1.35 0.012 0.012 0.030 0.049 7 89 - - - - - - 0.069 - - -
Ti/N Ti/O Al/N Al/O C + Si/6 + Mn/8 + 6(P+S)-2Al-4Ti-2B-5N (wt%)
발명강1 3.3 5.6 46.5 80.0 -0.12
발명강2 7.7 21.4 25.6 71.4 0.01
발명강3 3.8 11.1 11.5 33.3 0.17
발명강4 4.2 10.0 22.2 53.3 0.15
발명강5 7.5 13.6 22.5 40.9 0.03
발명강6 4.9 20.0 122.0 500.0 -0.70
발명강7 3.3 7.5 88.9 200.0 -0.45
발명강8 4.6 12.9 153.8 428.6 -0.88
발명강9 3.3 9.4 66.7 187.5 -0.25
발명강10 6.3 20.8 125.0 416.7 -0.66
발명강11 3.4 6.3 69.0 125.0 -0.51
비교강1 4.1 4.1 0.6 0.6 0.23
비교강2 2.5 3.8 0.8 1.1 0.19
비교강3 0.8 0.7 0.3 0.3 0.33
비교강4 4.1 5.2 0.8 1.1 0.25
비교강5 6.5 4.8 1.1 0.8 0.18
비교강6 3.2 3.6 0.4 0.4 0.28
비교강7 1.0 - 2.5 - 0.27
비교강8 1.2 - 0.4 - 0.26
비교강9 0.8 - 2.1 - 0.21
비교강10 0.6 - 3.2 - 0.12
비교강11 5.5 - 3.4 - 0.23
사용강종 구분 가열온도
(℃)		 가열시간
(min)		 압연개시온도
(℃)		 압연종료
온도
(℃)		 재결정역에서의 압하량/누적압하량
(%)		 냉각
속도
(℃/sec)		 냉각종료온도
(℃)
발명강1 발명예1 1150 270 1030 830 65/80 4 상온
발명예2 1200 230 1040 850 65/80 5 상온
발명예3 1240 310 1040 840 65/80 7 상온
비교예1 900 60 820 740 65/80 0.5 상온
비교예2 1350 650 1200 980 65/80 18 상온
발명강2 발명예4 1160 330 1020 810 65/80 3 상온
발명강3 발명예5 1120 330 1040 840 65/80 5 상온
발명강4 발명예6 1180 350 1020 820 60/80 3 상온
발명강5 발명예7 1190 240 1010 810 60/80 5 상온
발명강6 발명예8 1120 230 1010 860 60/80 8 상온
발명강7 발명예9 1150 230 1020 850 60/80 8 상온
발명강8 발명예10 1140 210 1010 820 60/75 6 상온
발명강9 발명예11 1130 230 1000 840 60/80 4 상온
발명강10 발명예12 1210 190 1010 810 55/80 5 상온
발명강11 발명예13 1150 200 1000 820 55/70 6 상온
발명강12 발명예14 1120 190 1020 820 60/80 5 상온
발명강13 발명예15 1210 160 1020 820 65/85 6 상온
종래강11 1200 - Ar3이상 960 80 방냉
구분 TiN+BN
석출물 및 복합산화물 		모재 조직 특성 모재 기계적 성질
총개수
(개/mm2)		 평균 크기
(㎛)		 간격
(㎛)		 FGS
(㎛)		 페라이트 상분율(%) 두께
(mm)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 -40℃
충격인성
(J)
발명예1 2.1X108 0.02 0.35 7 82 25 420 564 35 330
발명예2 3.1X108 0.02 0.38 8 84 25 423 572 36 304
발명예3 2.6X108 0.02 0.42 6 83 25 416 574 36 310
비교예1 4.7X106 0.3 1.6 27 79 25 345 486 28 215
비교예2 5.4X106 0.6 2.3 33 31 25 740 860 11 89
발명예4 3.3X108 0.05 0.34 7 83 30 420 568 35 325
발명예5 2.8X108 0.04 0.36 7 82 30 418 572 35 330
발명예6 3.5X108 0.04 0.45 8 84 30 425 564 35 319
발명예7 5.6X108 0.03 0.58 6 83 30 415 575 35 331
발명예8 4.2X108 0.05 0.45 7 82 30 420 563 36 316
발명예9 5.8X108 0.06 0.48 6 81 30 425 555 36 317
발명예10 5.7X108 0.06 0.49 8 82 40 409 557 35 328
발명예11 4.6X108 0.05 0.55 9 84 40 402 574 36 332
발명예12 3.6X108 0.05 0.39 7 83 40 416 563 35 337
발명예13 3.3X108 0.04 0.45 6 81 40 416 560 36 312
발명예14 3.1X108 0.04 0.48 8 85 40 418 552 35 340
발명예15 3.2X108 0.04 0.53 7 84 40 419 565 38 334
비교강1 35 406 436 -
비교강2 35 405 441 -
비교강3 25 629 681 -
비교강4 40 472 609 32
비교강5 40 494 622 32
비교강6 50 812 912 28
비교강7 25 629 681 -
비교강8 50 504 601 -
비교강9 60 526 648 -
비교강10 60 760 829 -
비교강11 50 401 514 18.3　 　
표 4 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 발명강들은 열간압연재의 TiN석출물과 BN복합산화물의 개수는 2X108개/mm2이상의 범위를 가지고 있는데 반해, 비교강들의 경우는 4.07 X10 6개/mm2이하의 범위를 보이고 있어, 비교강 대비 발명강이 상당히 균일하면서도 미세한 석출물 크기를 갖으면서 그 개수 또한 현저히 증가되었음을 잘 알 수 있다. 한편, 모재조직 구성에 있어서 발명예들의 경우 페라이트 결정립크기(FGS)가 약 6~9㎛범위로 비교재 대비 매우 미세함을 알 수 있으며 본 발명강의 모재 페라이트 상분율도 모두 80%이상의 높은 페라이트 분율로 구성되어 있다.
구분 용접열영향부 오스테나이트
결정립 크기(μm)		 100kJ/cm입열량의
용접열영향부
미세조직		 재현 용접열영향부
-40℃ 충격 인성(J)
(최고가열온도:1400℃)
1200
(℃)		 1300
(℃)		 1400
(℃)		 페라이트
상분율
(%)		 페라이트평균
결정립
크기
(㎛)		 탄화물
(%)		 Δt 800-500=60초 Δt 800-500=120초 Δt 800-500=180초
충격
인성
(J)		 천이
온도
(℃)		 충격
인성
(J)		 천이
온도
(℃)		 충격
인성
(J)		 천이
온도
(℃)
발명예1 23 43 55 75 9 2 375 -73 312 -68 295 -63
발명예2 22 44 55 78 10 3 383 -76 360 -69 321 -65
발명예3 23 42 56 76 11 4 357 -73 340 -68 287 -65
비교예1 54 89 185 34 24 15 124 -43 49 -34 37 -29
비교예2 65 120 221 35 26 19 101 -40 50 -32 22 -25
발명예4 25 39 61 77 10 3 349 -72 338 -68 274 -66
발명예5 26 40 56 75 10 2 372 -74 344 -68 278 -60
발명예6 25 38 64 76 9 2 358 -73 341 -69 334 -61
발명예7 24 41 54 78 10 1 359 -73 347 -67 284 -62
발명예8 27 40 52 75 10 2 342 -73 339 -68 275 -62
발명예9 24 38 62 76 9 3 377 -74 338 -68 282 -64
발명예10 22 32 50 75 9 3 329 -73 320 -67 249 -64
발명예11 26 34 61 76 8 2 347 -73 338 -68 255 -68
발명예12 27 32 62 75 9 2 357 -73 341 -68 263 -63
발명예13 23 34 58 75 8 1 365 -72 330 -69 245 -67
발명예14 25 38 64 72 8 1 356 -72 336 -68 239 -67
발명예15 23 36 54 76 8 1 351 -73 337 -69 274 -65
비교강1 -58
비교강2 -55
비교강3 -54
비교강4 230 93 132 (0℃)
비교강5 180 87 129 (0℃)
비교강6 250 47 60 (0℃)
비교강7 -60 -61
비교강8 -59 -48
비교강9 -54 -42
비교강10 -57 -45
비교강11 219
(0℃)
표 5에서는 발명강 및 비교강의 용접열영향부 물성을 나타낸 것이다. 용접열영향부와 같은 최고가열온도 1400℃조건에서의 오스테나이트 결정립 크기를 보면, 발명강들의 경우 50~64㎛의 범위를 갖는 반면, 비교강들의 경우 약 180㎛이상의 매우 조대한 범위를 가자는 것을 알 수 있다. 따라서 발명강에서는 용접 시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수한 것임을 잘 알 수 있다. 한편, 100kJ/cm의 용접입열량에 상당하는 용접열영향부에서 발명강들의 경우 M-A함량이 매우 작음을 알 수 있으며, 페라이트 상분율은 약 70%이상으로 구성되어 있으며 비교강들과 대비하여 우수한 대입열 용접열영향부 충격인성을 보이고 있다. 　

Claims (12)

  1. C: 0.03~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.4~2.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.06~0.6%, N: 0.003~0.01%, O: 0.0005~0.008% B: 0.0003~0.005%, P: 0.01%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al, N, S 및 O의 성분함량은 3≤Ti/N≤10, 5≤Ti/O≤25, 20≤Al/N≤160 및 30≤Al/O≤500의 관계식을 만족하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 용접구조용 강재는 Ni: 0.1~3.0%, Cu: 0.1~1.5%, Mo: 0.05~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, W: 0.001~0.2%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.1%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 그리고 Ca: 0.0005~0.005% 및 REM: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  3. 제 1 항에 있어서, 상기 용접구조용 강재는 하기 관계식의PHAZ가 -0.7~0.2%의 범위를 만족하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
    P HAZ = C + Si/6 + Mn/8 + 6(P+S) - 2Al - 4Ti - 2B - 5N
    [단, 각 수식의 C, Si, Mn, P, S, Al, Ti, B 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함]
  4. 제 1 항에 있어서, 상기 용접구조용 강재의 미세조직은 페라이트를 50% 이상의 상분율로 포함하고, 잔부 펄라이트를 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  5. 제 4 항에 있어서, 상기 페라이트의 결정립의 크기는 15㎛이하인 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 용접구조용 강재는 0.01~0.1㎛ 크기의 TiN 및 BN 복합 석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x107개/㎟ 이상 분포되어 있는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  7. 제 1 항에 있어서, 상기 용접구조용 강재는 대입열 용접 시 구오스테나이트 (prior austenite)의 결정립의 크기가 80㎛이하인 용접열영향부를 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  8. 제 7 항에 있어서, 상기 용접열영향부의 미세조직은 20㎛이하의 크기를 가지는 페라이트를 70%이상의 상분율로 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  9. 제 8 항에 있어서, 상기 페라이트는 다각형 페라이트 및 침상형 페라이트인 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재.
  10. C: 0.03~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.4~2.0%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.06~0.6%, N: 0.003~0.01%, O: 0.0005~0.008% B: 0.0003~0.005%, P: 0.01%이하, S: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 상기 Ti, Al, N, S 및 O의 성분함량은 3≤Ti/N≤10, 5≤Ti/O≤25, 20≤Al/N≤160 및 30≤Al/O≤500의 관계식을 만족하는 슬라브를 1000~1250℃의 온도에서 120~360분 동안 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 오스테나이트 재결정역에서 40%이상의 압연비로 열간압연 하는 단계; 및
    상기 열연강판을 상온까지 3~15℃/sec의 속도로 냉각하는 단계를 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 있어서, 상기 슬라브는 하기 관계식의PHAZ가 -0.7~0.2%의 범위를 만족하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조 방법.
    P HAZ = C + Si/6 + Mn/8 + 6(P+S) - 2Al - 4Ti - 2B - 5N
    [단, 각 수식의 C, Si, Mn, P, S, Al, Ti, B 및 N은 각 성분함량의 중량%를 의미함]
  12. 제 10 항에 있어서, 상기 슬라브는 Ni: 0.1~3.0%, Cu: 0.1~1.5%, Mo: 0.05~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, W: 0.001~0.2%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.1%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 그리고 Ca: 0.0005~0.005% 및 REM: 0.005~0.05%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가적으로 포함하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조 방법.
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