KR20160121712A - 초대입열 용접용 강판의 제조 방법과 이에 의해 제조된 초대입열 용접용 강판 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 초대입열 용접용 강판의 제조 방법과 이에 의해 제조된 초대입열 용접용 강판에 관한 것으로 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%, Zr : 0.0005~0.0020% 로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함한 슬라브를 가열로에서 1120~1150 ℃로 가열하는 단계; 및 가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 및 조압연된 상기 슬라브를 840 ~ 900 ℃ 내에서 압연하여 온도강하가 30℃ 이내에서 패스당 압하율을 7~15% 로 5~8 패스로 압연하여 강판을 제조하는 사상압연단계; 상기 강판에 냉각수를 분사하여 냉각속도 4~7℃/sec로 550℃±30℃에서 냉각수 분사를 종료하고 공냉시키는 냉각단계를 포함하여 N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 후강판을 제조한다.
Description
본 발명은 초대입열 용접용 강판의 제조 방법과 이에 의해 제조된 초대입열 용접용 강판에 관한 것으로 더 상세하게는 용접 입열이 570~640kJ/cm 이상인 초대입열 용접 시 용접 열영향 부분(HAZ) 인성이 우수한 초대입열 용접용 강판과 그 제조방법에 관한 것이다.
선박, 건축, 해양 구조물 등의 각 분야에 있어서의 구조물은, 강재를 용접에 의해 접합하여 구축되는 것이 일반적이지만, 이러한 구조물에 사용되는 강재에는, 안전성 확보의 관점으로부터, 강재 강도는 물론, 용접부의 인성도 양호한 것이 요구된다.
최근, 용접 구조물의 대형화에 수반하여, 구조물의 시공 효율의 향상과 시공 비용의 저감의 관점으로부터, 용접 시공 효율의 향상이 요구되어, 용접 입열의 증대가 지향되고 있다. 특히, 용접 입열이 60 kJ/㎜ 이상으로 되는 초대입열 용접이 실시되는 경향이 있다.
상기와 같은 초대입열 용접을 실시하는 데 있어서는, 용접 모재(피용접재로서의 강판)의 열 영향을 받는 HAZ[용접 금속과 모재와의 계면(본드부)보다도 모재측 수 ㎜의 위치]에 있어서의 인성이 문제로 된다. 이 HAZ는, 용접시에 모재가 용융점 바로 아래의 고온에 노출되어, 금속 조직에 있어서의 오스테나이트립이 조대해지기 쉽고, 또한 용접 입열의 증대에 의해 냉각 속도도 느려지므로, 조대 조직이 형성되기 쉽다. 이러한 것이 원인이 되어, HAZ 인성이 저하되기 쉽다는 문제가 있었다.
근래 운항속도 느려도 단위운송량 많아 운임이 저렴하여 14,000TEU 이상의 초대형 컨테이너선을 비롯해서 현재 18,000TEU “Malaccamax“ 급까지 설계, 수주 뿐만 아니라 건조되어 상용화 되는 것처럼 초 대형화가 진행되고 있다. 조선공사에 있어서 건조량 집중시 도크 체류시간 감소 등 생산성의 향상을 위하여 기존의 Multi pass 저입열 용접과 대조되는 One pass 대입열 용접시공이 국내에도 일본 철강사와 협력을 통해 대형조선사를 중심으로 적용되어 왔다. 대 80t 기준 570~640kJ/cm 내외의 입열량이 적용되는 초대입열 열영향부 특성이 우수한 후물재가 적용되게 되고 이러한 Tandem EGW 시공을 12,000TEU 급 대형컨테이너선에 적용시 기존 1척 당 2580hr 소요되는 것이 150hrs 수준으로 현저한 용접 및 예열시간의 단축효과가 있다. 초대형 컨테이너선 14,000TEU 1척 기준 선급강재가 약 33,470톤 설계되는데 그 중에 특정부위에 70mm 이상 두께의 초 대입열 용접용 EH36 및 EH40 TMCP 후판이 1000톤 정도 소요된다. 최근 초대형컨테이너선의 발주가 되살아나고 있는 실정이다.
초대입열 Tandem EGW 를 일반 TMCP 후판에 적용하면 용접 열영향부의 조대한 Grain boundary 조직과 취약한 Ferrite side plate, Upper Bainite 조직 등의 형성으로 해당규격 요구 시험온도에서의 인성이 크게 저하되는 문제점이 발생한다. 이러한 Tandem EGW 에 의해 후판모재가 열화되는 문제점을 해결하기 위하여 관련 철강사들은 대입열 용접시공에 의한 열영향부 미세조직 제어에 관한 연구를 활발히 전개하고 있는 실정이다.
본 발명의 목적은, 용접 입열이 570~640kJ/cm의 초대입열 용접 시 용접 열영향부분(HAZ)인성이 우수하고, 특히 원패스 초대입열 탄뎀 일렉트로가스 아크 초대입열 용접 적용 시 우수한 용접 열영향부분(HAZ)인성을 나타내는 초대입열 용접용 강판의 제조 방법과 이에 의해 제조된 초대입열 용접용 강판을 제공하는 데 있다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법은, 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%, Zr : 0.0005~0.0020% 로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함한 슬라브를 가열로에서 1120~1150 ℃로 가열하는 단계; 및
가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 및 조압연된 상기 슬라브를 840 ~ 900 ℃ 내에서 압연하여 온도강하가 30℃ 이내에서 패스당 압하율을 7~15% 로 5~8 패스로 압연하여 강판을 제조하는 사상압연단계; 상기 강판에 냉각수를 분사하여 냉각속도 4~7℃/sec로 550℃±30℃에서 냉각수 분사를 종료하고 공냉시키는 냉각단계를 포함하여 N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 후강판을 제조하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법은, 상기 냉각단계 후 상기 후강판을 초당 300 ℃로 1200 ℃까지 승온하고 이후 초당 100 ℃ 오스테나이징 온도인 1350~1400 ℃까지 가열한 후 5초간 유지하고 1.1℃/sec 냉각속도로 780℃ ~820℃까지 냉각하고, 780℃ ~820℃에서 0.6℃/sec 냉각속도로 500 ℃까지 냉각한 후 상온까지 공냉하는 열처리 단계를 더 포함한다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%, Zr :0.0005~0.0020% 로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, Zr :0.0005~0.0020%을 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, Zr과 Hf를 더 포함하며, 상기 Hf는 상기 Zr의 함유량의 10%로 포함되고, 상기 Zr+Hf(Zr*0.1)의 함유량이 0.0005~0.0020wt%로 포함될 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14일 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, Mn/O의 비율이 33이상 80이하일 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, B/N의 비율이 0.10~0.14일 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 조직 내에 Ti(Nb)N 석출물이 형성되고 상기 Ti(Nb)N 석출물은 직경10 ~ 40nm가지고, 6~8㎛2 면적당 20 ~ 40개 존재할 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 인장강도가 490~630MPa 범위이며, 항복강도가 355MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 400J 이상을 가질 수 있다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 모재의 두께방향 중심부가 B+QPF의 기지조직일 수 있다.
본 발명은 용접 입열이 570~640kJ/cm의 초대입열 용접 시 용접 열영향부분(HAZ)인성이 우수하여 용접 구조물의 대형화에 수반하는 초대열 입열에 적합한 강판을 제공하는 효과가 있다.
본 발명은 특히 원패스 초대입열 탄뎀 일렉트로가스 아크 초대입열 용접 적용 시 우수한 용접 열영향부분(HAZ)인성을 나타내는 강판을 제공하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판에서 Ti/N의 비율을 도시한 그래프.
도 2는 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판의 단면조직을 확대한 사진.
도 3은 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판에 대한 비교 강판의 단면조직을 확대한 사진.
도 4는 도 2의 D부분을 확대한 사진.
도 5는 도 3의 C부분을 확대한 사진.
도 6은 본 발명의 일실시예로 600kJ/cm의 초대열 입열 용접한 시편을 도시한 확대 사진.
도 7은 도 6의 aa부분을 확대한 조직사진.
도 8은 도 6의 a1부분을 확대한 조직사진.
도 9는 도 6은 a2부분을 확대한 조직사진.
도 10은 도 6은 a3부분을 확대한 조직사진.
도 11은 본 발명의 비교예로 600kJ/cm의 초대열 입열 용접한 시편을 도시한 확대 사진.
도 12는 도 11의 bb부분을 확대한 조직사진.
도 13은 도 11의 b1부분을 확대한 조직사진.
도 14는 도 11은 b2부분을 확대한 조직사진
도 15는 도 11은 b3부분을 확대한 조직사진.
도 16은 본 발명의 일 실시예에서 용접온도 별 용접부위의 확대 조직사진.
도 17은 본 발명의 다른 실시예에서 용접온도 별 용접부위의 확대 조직사진.
도 18은 본 발명의 비교예에서 용접온도 별 용접부위의 확대 조직사진.
도 19는 도 16의 (a) 조직 중 1번 부분을 확대 도시한 사진.
도 20은 도 17의 (a) 조직 중 2번 부분을 확대 도시한 사진.
도 21은 도 18의 (a) 조직 중 3번 부분을 확대 도시한 사진.
도 22는 서로 다른 성분을 가지는 강의 보론의 효과 유무를 도시한 사진.
도 2는 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판의 단면조직을 확대한 사진.
도 3은 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판에 대한 비교 강판의 단면조직을 확대한 사진.
도 4는 도 2의 D부분을 확대한 사진.
도 5는 도 3의 C부분을 확대한 사진.
도 6은 본 발명의 일실시예로 600kJ/cm의 초대열 입열 용접한 시편을 도시한 확대 사진.
도 7은 도 6의 aa부분을 확대한 조직사진.
도 8은 도 6의 a1부분을 확대한 조직사진.
도 9는 도 6은 a2부분을 확대한 조직사진.
도 10은 도 6은 a3부분을 확대한 조직사진.
도 11은 본 발명의 비교예로 600kJ/cm의 초대열 입열 용접한 시편을 도시한 확대 사진.
도 12는 도 11의 bb부분을 확대한 조직사진.
도 13은 도 11의 b1부분을 확대한 조직사진.
도 14는 도 11은 b2부분을 확대한 조직사진
도 15는 도 11은 b3부분을 확대한 조직사진.
도 16은 본 발명의 일 실시예에서 용접온도 별 용접부위의 확대 조직사진.
도 17은 본 발명의 다른 실시예에서 용접온도 별 용접부위의 확대 조직사진.
도 18은 본 발명의 비교예에서 용접온도 별 용접부위의 확대 조직사진.
도 19는 도 16의 (a) 조직 중 1번 부분을 확대 도시한 사진.
도 20은 도 17의 (a) 조직 중 2번 부분을 확대 도시한 사진.
도 21은 도 18의 (a) 조직 중 3번 부분을 확대 도시한 사진.
도 22는 서로 다른 성분을 가지는 강의 보론의 효과 유무를 도시한 사진.
본 발명의 바람직한 실시 예를 첨부된 도면에 의하여 상세히 설명하면 다음과 같다. 본 발명의 상세한 설명에 앞서, 이하에서 설명되는 본 명세서 및 청구범위에 사용된 용어나 단어는 통상적이거나 사전적인 의미로 한정해서 해석되어서는 아니된다. 따라서, 본 명세서에 기재된 실시예와 도면에 도시된 구성은 본 발명의 가장 바람직한 일실시예에 불과할 뿐이고 본 발명의 기술적 사상을 모두 대변하는 것은 아니므로, 본 출원시점에 있어서 이들을 대체할 수 있는 다양한 균등물과 변형예들이 있을 수 있음을 이해하여야 한다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 중량%로 후강판은 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, Zr :0.0005~0.0020%을 더 포함한다. 피닝효과를 가지는 지르코늄의 함량에는 통상 10% 하프늄이 포함된다.
또한, 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14, Mn/O의 비율이 33이상 80이하, B/N의 비율이 0.10~0.14 중 적어도 어느 하나를 만족하는 것이 바람직하며, Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14, Mn/O의 비율이 33이상 80이하, B/N의 비율이 0.10~0.14인 것을 모두 만족하는 것이 더 바람직하다. 이와 같은 비율을 만족시킴으로써, 미세한 Ti(Nb)N의 석출을 더욱 용이하게 할 수 있다.
상기 Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14인 것은 강도와 용접성을 동시에 증가시켜 최적값으로 하는 장점이 있다. 또한, Mn/O의 비율이 33이하면 페라이트가 많아져서 강도 약해지고 Mn/O의 비율이 80 초과인 경우 규격에 벗어난다. 또한, 상기 B/N의 비율이 0.14 넘으면 입계에서 특정 조직 내에 석출물이 많이 석출되어 인성이 약해지는 문제점이 있고, B/N의 비율이 0.10~0.14인 것은 BN화합물이 형성되고, 이와 같이 형성된 BN 화합물이 TiN 석출을 최적화하는 비율인 것이다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 인장강도가 490~630MPa 범위이며, 항복강도가 355MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 400J 이상을 가지는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 모재의 두께방향 중심부가 B+QPF+PF+P가 아닌 B+QPF를 기지조직인 것이다.
또한, 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 초대입열 용접열영향부인 용접지점으로부터 1mm 이격된 지점에서 CVN 충격인성이 평균 80J 이상이며, 용접지점으로부터 2mm 이격된 지점에서 CVN 충격인성이 평균 280J 이상을 가진다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판은, 일반 강재 대비 C, Si, Al, Nb의 함유량을 낮추고, N, B(+Consumables),Cu, Ni, Cr, Ca의 함유량을 높이고, , fine Ti/N 방안으로 보다 구체적으로는 CGHAZ 가 1400℃ 이상 가열되어, TiN이 용해되거나 오스트발트 숙성에 의해 TiN이 감소되는 것 방지하고 CGHAZ 범위 및 GBF 조직의 두께제어를 위해 최적의 Ti/N 비율로 2.5~2.9를 만족하면서 입계페라이트(GBF) 생성 방지용으로 입계에너지를 낮추기 위해 후강판에도 적정수준의 B을 함유한다.
또한, 입내 상부베이나이트 (BU)+FSP, M-A 생성저감과 입내 Fine α+Fe3C 조장으로 M-A최소화하기 위해 C, Si를 저감한 것이며, vTrs를 저온으로 맞추기 위해 Ca treat로 극미량 포함하는 것이다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판의 조성에서 상기 C는 강판 모재 및 HAZ 인성열화, 카바이드(Carbide) 및 MA 생성 요인이 되므로 0.04~0.07wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Si는 모재강도 확보 및 탈산 등에 필요한 성분으로 HAZ 경화에 따라 인성저하 방지 위해 0.03~0.18wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Mn은 용접부 인성, 균열성 등 허용할 수 있는 2.0wt%의 상한범위를 가지는 것으로 탄소당량(Ceq)이 높은 경우 Mn증가가 HAZ 조직 중 MA 다량생성원인이 되고, Ni에 의한 HAZ 인성향상효과가 손실되므로 1.4~1.6wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Al은 탈산제로 첨가되는 것이고, 입자미세화 효과가 있으나, 0.1wt%이상 첨가 시 강판표면에 문제가 발생될 위험이 있어 0.009~0.034wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 P는 불건전한 모재 및 용접이음 원인불순물원소로서, 함량이 적을수록 바람직한 것이며 0초과 ~0.01wt%로 최소한 포함되는 것이 바람직하다.
상기 S는 불건전한 모재 및 용접이음 원인불순물원소로서, 함량이 적을수록 바람직한 것이며 0초과 ~0.03wt%로 최소한 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Cu는 강도 및 내식성 향상을 위해 포함되는 것으로 0.4wt% 이상 초과시 MA가 생성되기 쉬워져 HAZ인성 저하, 2wt%가 초과하면 가열 및 용접 시 열간 균열이 발생하는 것으로 0.10∼0.16wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Ni는 저온 인성 및 담금질성을 향상시키며 0.1wt% 이상에서 효과가 발생하며 4wt% 초과하면 비경제적인 조성으로 0.15~0.25wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Cr은 내식성 향상을 위해 0.1wt% 이상 첨가하는 것으로 과잉 첨가시 MA를 생성시켜 HAZ 인성을 저하시키는 요인이 되므로 0.15~0.25wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Nb는 Micro-Alloying 원소로서 강도향상 위해 첨가. 효과 얻기 위해서, 0.005％ 이상, 과량 첨가하면 Ni/Mn비 관계없이 HAZ 중 MA생성 쉽고, 0.04％ 이상 첨가 시 HAZ 에 직경 5㎛ 이상 조대 MA 다수생성하고, HAZ 인성을 크게 저하시키므로 0.009~0.02wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Ti는 가열 혹은 용접 시 Ti 질화물 혹은 산화물 Pinning 입자생성하고, 오스테나이트(Austenite)의 결정립 성장을 억제하며 모재 및 HAZ 인성향상하며, 0.03wt％ 초과시 고체 용융 Ti량 증가로 HAZ 인성열화가 발생되므로 0.010~0.025wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 B는 용접 후 냉각 중 GBF 생성억제, 오스테나이트(Austenite) 입계나 입자 내 BN생성 위해 필요한 것으로 0.0008∼0.0014%wt%로 포함되는 것이 바람직하며, 과잉첨가는 고체용융 B량 증대 HAZ 경도 과다상승으로 HAZ 인성을 저하시키는 요인이 된다.
상기 N은, Ti, B 등과 질화물 형성, 조직미세화, 모재 및 HAZ 인성 향상효과가 있으며, 0.008wt％ 초과는 고용N량 증가로 모재 및 HAZ인성을 저하시키는 요인이 되므로 0.0050~0.0080wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Ca는 재가열 시 오스테나이트(Austenite) 입자의 조대화 억제 위해 필요한 Pining 입자가 되는 Ca계 산화물생성 위해 필요한 것이며, 과잉첨가 시 조대 개재물을 생성할 수 있어 0.0005~0.0020wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 Zr과 Hf는 Ti와 마찬가지로 N과 질화물을 형성하고, 용접시에 있어서의 HAZ의 오스테나이트립을 미세화하여, HAZ 인성 개선에 유효한 원소이며 과잉으로 함유되면 HAZ 인성을 오히려 저하시키기 때문에, 이들 원소를 함유할 때에는, Zr은 0.10％ 이하, Hf는 0.05％ 이하로 하고, 0.0005~0.0020wt%로 포함되는 것이 바람직하다.
즉, 상기 Hf는 상기 Zr의 함유량의 10%로 포함되고, 상기 Zr+Hf(Zr*0.1)의 함유량이 0.0005~0.0020wt%로 포함되는 것이 더 바람직하다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법은, 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%, Zr : 0.0005~0.0020% 로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함한 슬라브를 가열로에서 1120~1150 ℃로 가열하는 단계;
가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 및 조압연된 상기 슬라브를 840 ~ 900 ℃ 내에서 압연하여 온도강하가 30℃ 이내에서 패스당 압하율을 7~15% 로 5~8 패스로 압연하여 강판을 제조하는 사상압연단계; 상기 강판에 냉각수를 분사하여 냉각속도 4~7℃/sec로 550℃±30℃에서 냉각수 분사를 종료하고 공냉시키는 냉각단계를 포함하여 N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 후강판을 제조한다.
상기 냉각단계는 오실레이션 모드를 사용하는 것이 바람직하며, 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판이 모재의 두께방향 중심부가 B+QPF를 기지조직으로 형성되도록 한다.
본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법은, 상기 냉각단계 후 상기 후강판을 초당 300 ℃로 1200 ℃ 까지 승온하고 이후 초당 100 ℃ 오스테나이징 온도인 1350~1400 ℃까지 가열한 후 5초간 유지하고 1.1℃/sec 냉각속도로 780℃ ~820℃까지 냉각하고, 780℃ ~820℃에서 0.6℃/sec 냉각속도로 500 ℃까지 냉각한 후 상온까지 공냉하는 단계를 더 포함하는 것이 바람직하다.
상기 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법으로 제조된 초대입열 용접용 강판은, 인장강도가 490~630MPa 범위이며, 항복강도가 355MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 400J 이상을 가지는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법으로 제조된 초대입열 용접용 강판은, 모재의 두께방향 중심부가 B+QPF+PF+P가 아닌 B+QPF를 기지조직인 것이다.
또한, 상기 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법으로 제조된 초대입열 용접용 강판은, 초대입열 용접열영향부인 용접지점으로부터 1mm 이격된 지점에서 CVN 충격인성이 평균 80J 이상이며, 용접지점으로부터 2mm 이격된 지점에서 CVN 충격인성이 평균 280J 이상을 가진다.
또한, 상기 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판 제조 방법으로 제조된 초대입열 용접용 강판은, 조직 내에 Ti(Nb)N 석출물이 형성되고 상기 Ti(Nb)N 석출물은 직경10 ~ 40nm의 작은 직경을 가지고, 6~8㎛2 면적당 20 ~ 40개 존재한다. Nb을 포함한 미세한 석출물이 분산 석출됨에 따라, 오스테나이트 결정립이 성장되는 것을 방지할 수 있고, 오스테나이트 입계에서 변태되는 Upper 베이나이트의 크기도 줄일 수 있기 때문에, 초대입열 용접에서의 유리한 효과를 발휘할 수 있다. 또한, 본 발명은 각각의 성분 조성 및 이들의 상대적인 비율에 의하여 Nb가 포함된 미세한 석출물이 석출될 수 있다.
또한, 본 발명에서는 석출물의 크기는 10 ~ 40nm 이다. 석출물의 크기가 10nm 미만인 경우에는 대입열 용접 시 모재에 쉽게 재고용되어 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하는 효과가 적어지고, 만약 40nm 이상인 경우에는 오스테나이트 결정립에 대한 피닝 효과가 적어질 뿐만 아니라 조대한 비금속 개재물로 거동함으로써 기계적 성질을 저하시킬 수 있다.
이에 반해 본 발명의 비교예 즉, 주 특징으로서 Ti/N 의 비율이 2.5 ~ 2.9 에 해당하지 않고, Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14, Mn/O의 비율이 33이상 80이하, B/N의 비율이 0.10~0.14 를 대체적으로 만족하지 않는 종래의 초대입열 용접용 강판은, TiN+CuS 석출물이 형성되고 상기 TiN+CuS 석출물은 80 ~ 120nm의 큰 직경을 가지며 6~8㎛2 면적당 10 ~ 12개 존재한다. 비교예에서의 석출물은 본 발명의 석출물과 상이한 성분을 가지고, 본 발명에 비하여 큰 직경을 가지고 있기 때문에 오스테나이트 결정립에 대한 피닝 효과가 적어질 뿐만 아니라 조대한 비금속 개재물로 거동함으로써 기계적 성질을 저하시킬 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예와 본 발명의 비교예를 비교하여 본 발명의 효과를 더 상세히 설명한다.
하기 표1은 본 발명의 제1실시예 및 제2실시예, 비교예의 강조성비를 나타낸 것으로 하기 조성비 이외 잔부는 Fe와 기타 불가피적 불순물이며, Zr, Ca, B, N, O의 단위는 ppm이고, 각 조성의 단위는 중량%인 것임을 밝혀둔다.
| C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Cu | Al | Ti | Nb | Zr | Ca | B | N | O | |
| 실시예1 | 0.05 | 0.12 | 1.55 | 0.0028 | 0.001 | 0.10 | 0.20 | 0.10 | 0.025 | 0.018 | 0.018 | - | 10 | 7 | 71 | 25 |
| 실시예2 | 0.05 | 0.07 | 1.56 | 0.0034 | 0.0011 | 0.10 | 0.21 | 0.10 | 0.019 | 0.018 | 0.009 | 10 | 15 | 10 | 69 | 47 |
| 비교예 | 0.07 | 0.25 | 1.3 | 0.011 | 0.004 | - | 0.03 | 0.04 | 0.027 | 0.015 | 0.014 | - | - | - | 33 | 30 |
하기 표2는 본 발명의 제1실시예 및 제2실시예, 비교예의 Ti/N의 비율, Ni/Mn의 비율, Mn/O의 비율, B/N의 비율을 나타내고 있다.
| Ti/N의 비율 | Ni/Mn의 비율 | Mn/O의 비율 | B/N의 비율 | |
| 실시예1 | 2.6 | 0.13 | 62 | 0.10 |
| 실시예2 | 2.6 | 0.13 | 33 | 0.14 |
| 비교예 | 2.2 | 0.02 | 43 | - |
도 1은 본 발명에 따른 초대입열 용접용 강판에서 Ti/N의 비율을 도시한 그래프로서 A지점이 본 발명의 Ti/N의 비율이고, B지점이 비교예의 Ti/N의 비율이다.
도 2는 상기 실시예1의 단면조직을 확대한 사진이고, 도 3은 상기 비교예의 단면조직을 확대한 사진이며, 도 4는 도 2의 D부분을 확대한 사진이고, 도 5는 도 3의 C부분을 확대한 사진이다.
도 4에서 실시예1은 Ti(Nb)N 석출물이 형성되고 상기 Ti(Nb)N 석출물은 10 ~ 40nm가지고, 6~8㎛2 면적당 20 ~ 40개 존재하는 것을 확인할 수 있다.
도 5에서 비교예 즉, 종래의 초대입열 용접용 강판은, TiN+CuS 석출물이 형성되고 상기 TiN+CuS 석출물은 80 ~ 120nm의 크기를 가지며 6~8㎛2 면적당 10 ~ 12개 존재하는 것을 확인할 수 있다.
상기 실시예로 600kJ/cm의 초대열 입열 용접한 시편을 도시한 확대 사진이고, 도 7은 도 6의 aa부분을 확대한 조직사진으로 초대열 입열 용접부이고, 도 8은 도 6의 a1부분을 확대한 조직사진이고 초대입열 용접부로부터 1mm이격된 부분이고, 도 9는 도 6의 a2부분을 확대한 조직사진이고 초대입열 용접부로부터 2mm이격된 부분이며, 도 10은 도 6의 a3부분을 확대한 조직사진이고 초대입열 용접부로부터 3mm이격된 부분이다.
도 11은 상기 비교예로 600kJ/cm의 초대열 입열 용접한 시편을 도시한 확대 사진이고, 도 12는 도 11의 bb부분을 확대한 조직사진으로 초대열 입열 용접부이고, 도 13은 도 11의 b1부분을 확대한 조직사진이고 초대입열 용접부로부터 1mm이격된 부분이고, 도 14는 도 11의 b2부분을 확대한 조직사진이고 초대입열 용접부로부터 2mm이격된 부분이며, 도 15는 도 11의 b3부분을 확대한 조직사진이고 초대입열 용접부로부터 3mm이격된 부분이다.
상기 실시예에서 초대열 입열 용접부의 인장강도는 520N/mm2으로 인장강도 규격(506 ~ 524N/mm2)을 만족하며, -20℃에서 370J의 충격인성을 확보한다.
이에 반해 상기 비교예의 초대열 입열 용접부의 인장강도는 450N/mm2으로 인장강도 규격을 만족하지 못하며, -20℃에서 80J의 충격인성을 가져 충격인성이 안정적이지 못한 것이다.
도 16의 (a)는 상기 실시예1을 1400℃로 가열한 후 확대 조직사진이고, (b)는 상기 실시예1을 1350℃로 가열한 확대사진이고, (c)는 상기 실시예1을 1200℃로 가열한 확대사진이다.
도 17의 (a)는 상기 실시예2를 1400℃로 가열한 후 확대 조직사진이고, (b)는 상기 실시예2를 1350℃로 가열한 확대사진이고, (c)는 상기 실시예2를 1200℃로 가열한 확대사진이다.
도 18의 (a)는 상기 비교예를 1400℃로 가열한 후 확대 조직사진이고, (b)는 상기 비교예를 1350℃로 가열한 확대사진이고, (c)는 상기 비교예를 1200℃로 가열한 확대사진이다.
도 19는 도 16(a)의 1번 부분을 확대한 조직사진으로 도 19의 (a)는 50배로 확대한 사진, 도 19의 (b)는 300배로 확대한 사진, 도 19의 (c)는 500배로 확대한 사진이다.
도 20은 도 17(a)의 2번 부분을 확대한 조직사진으로 도 20의 (a)는 50배로 확대한 사진, 도 20의 (b)는 300배로 확대한 사진, 도 20의 (c)는 500배로 확대한 사진이다.
도 21은 도 18(a)의 3번 부분을 확대한 조직사진으로 도 21의 (a)는 50배로 확대한 사진, 도 21의 (b)는 300배로 확대한 사진, 도 21의 (c)는 500배로 확대한 사진이다.
도 19 및 도 20에서 본 발명의 실시예1 및 실시예2는 B이 첨가된 것이고, 도 21에서 본 발명의 비교예는 B가 첨가되지 않은 것이다.
이에 B의 함유량에 따른 베이나이트 패킷의 미세화정도를 확인하며, 이에 본 발명의 실시예는 10nm ~ 40nm 직경을 갖는 미세한 Ti(Nb)N 석출물만 형성되는 것을 확인하고, 본 발명의 비교예 즉, 종래의 초대입열 용접용 강판은, 100nm 이상의 직경을 갖는 TiN+CuS 석출물이 형성되는 것임을 확인한다.
즉, 이와 같이 본 발명에서는 10nm ~ 40nm의 미세한 Ti(Nb)N 석출물이 석출됨을 알 수 있고, 이는 본 발명에서의 개별적인 조성함량, 및 각 성분들의 상대적인 비율의 유기적인 조합에 의하여 발휘됨을 알 수 있다.
한편, 본 발명에서는 가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 및 조압연된 상기 슬라브를 840 ~ 900 ℃ 내에서 압연하여 온도강하가 30℃ 이내에서 패스당 압하율을 7~15% 로 5~8 패스로 압연하여 강판을 제조하는 사상압연단계; 상기 강판에 냉각수를 분사하여 냉각속도 4~7℃/sec로 550℃±30℃에서 냉각수 분사를 종료하고 공냉시키는 냉각단계를 포함하여 N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위로 조절함으로써, 10nm ~ 40nm의 미세한 Ti(Nb)N 석출물을 더욱 효율적으로 석출시킴으로써 초대입열 용접에서의 특성을 더욱 양호하게 할 수 있다.
또한, 본 발명에서는 더욱 바람직하게는, 상기 냉각단계 후 상기 후강판을 초당 300 ℃로 1200 ℃ 까지 승온하고 이후 초당 100 ℃ 오스테나이징 온도인 1350~1400 ℃까지 가열한 후 5초간 유지하고 1.1℃/sec 냉각속도로 780℃ ~820℃까지 냉각하고, 780℃ ~820℃에서 0.6℃/sec 냉각속도로 500 ℃까지 냉각한 후 상온까지 공냉하는 열처리 단계를 포함함으로써, 10nm ~ 40nm의 미세한 Ti(Nb)N 석출물을 더욱 효율적으로 석출시킴으로써 초대입열 용접에서의 특성을 더욱 양호하게 할 수 있다.
한편, 도 22는 본 발명의 보론의 효과에 대하여 도시한다. 도 22에 도시된 2-1, 2-2, 2-7, 7-1, 2-3, 4-2 번 강의 조성은 다음과 같다.
| Plate | C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Cu | Al |
| 강 2-1 | 0.05 | 0.13 | 1.53 | 0.0009 | 0.0012 | 0.1 | 0.2 | 0.1 | 0.017 |
| 강 2-2 | 0.05 | 0.13 | 1.57 | 0.0011 | 0.0015 | 0.1 | 0.2 | 0.1 | 0.017 |
| 강 2-7 | 0.05 | 0.12 | 1.55 | 0.0028 | 0.001 | 0.1 | 0.2 | 0.1 | 0.025 |
| 강 7-1 | 0.05 | 0.07 | 1.56 | 0.0034 | 0.0011 | 0.1 | 0.21 | 0.1 | 0.019 |
| 강 2-3 | 0.05 | 0.15 | 1.53 | 0.0021 | 0.0021 | 0.1 | 0.2 | 0.1 | 0.009 |
| 강 4-2 | 0.05 | 0.14 | 1.53 | 0.0031 | 0.0013 | 0.1 | 0.21 | 0.1 | 0.021 |
| Plate | Ti | Nb | Zr | Ca | B | N | O | Ceq | Pcm | Ti/N | Ni/Mn | B/N | Mn/O |
| 강 2-1 | 0.02 | 0.02 | - | 9 | 29 | 51 | 0.3 | 0.15 | 6.4 | 0.13 | 0.3 | 30 | |
| 강 2-2 | 0.02 | 0.02 | - | 7 | 51 | 36 | 0.4 | 0.15 | 3.4 | 0.13 | 0.1 | 43 | |
| 강 2-7 | 0.02 | 0.02 | - | 10 | 7 | 71 | 25 | 0.3 | 0.14 | 2.6 | 0.13 | 0.1 | 62 |
| 강 7-1 | 0.02 | 0.01 | 10 | 15 | 10 | 69 | 47 | 0.3 | 0.14 | 2.6 | 0.13 | 0.1 | 33 |
| 강 2-3 | 0.01 | 0.02 | - | 0 | 30 | 73 | 0.3 | 0.15 | 4.5 | 0.13 | 0 | 20 | |
| 강 4-2 | 0.02 | 0.02 | - | 6 | 0 | 77 | 20 | 0.3 | 0.14 | 2.6 | 0.14 | 0 | 70 |
도 22에서 보는 바와 같이, 강 2-1 및 2-2 는 B 를 함유함에도 불구하고, B를 함유하지 않은 강 2-3 및 4-2와 동일하게, 조직에 있어서 보론의 효과가 나타나지 않는다.
반면, Ti/N 의 비율이 2.5 ~ 2.9 인 강 2-7 및 강 7-1은 보론의 효과가 발휘됨을 도 22에서 확인할 수 있다. 즉, 본 발명은 Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14이고, Mn/O의 비율이 33이상 80이하이고, B/N의 비율이 0.10~0.14를 동시에 만족시킴으로써, 적절한 Ti/N 비율에 의하여 Ti 및 N을 포함한 석출물을 최적으로 석출시킴과 동시에, 보론의 효과를 효율적으로 가질 수 있다. Ti/N 의 비율이 2.5 ~ 2.9에 해당하지 않는 경우인 강 2-1 및 2-2는 B를 함유함에도 불구하고, 보론의 효과가 조직에서 나타나지 않는다
이상에서와 같이 도면과 명세서에서 최적의 실시예가 개시되었다. 본 발명은 상기한 실시 예에 한정되지 아니하며 본 발명의 정신을 벗어나지 않는 범위 내에서 당해 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 다양한 변경과 수정이 가능할 것이며, 본 발명의 진정한 기술적 보호범위는 첨부된 청구범위의 기술적 사상에 의해 정해져야 할 것이다.
Claims (16)
- 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%, Zr : 0.0005~0.0020% 로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함한 슬라브를 가열로에서 1120~1150 ℃로 가열하는 단계; 및
가열된 상기 슬라브를 조압연하는 단계; 및 조압연된 상기 슬라브를 840 ~ 900 ℃ 내에서 압연하여 온도강하가 30℃ 이내에서 패스당 압하율을 7~15% 로 5~8 패스로 압연하여 강판을 제조하는 사상압연단계; 상기 강판에 냉각수를 분사하여 냉각속도 4~7℃/sec로 550℃±30℃에서 냉각수 분사를 종료하고 공냉시키는 냉각단계를 포함하여 N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 후강판을 제조하는 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 청구항 1에 있어서,
상기 슬라브는,
Zr :0.0005~0.0020%을 더 포함한 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 청구항 1에 있어서,
상기 슬라브는, Zr과 Hf를 더 포함하며, 상기 Hf는 상기 Zr의 함유량의 10%로 포함되고, 상기 Zr+Hf(Zr*0.1)의 함유량이 0.0005~0.0020wt%로 포함되는 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 청구항 1에 있어서,
상기 슬라브는, Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 청구항 1에 있어서,
상기 슬라브는, Mn/O의 비율이 33이상 80이하인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 청구항 1에 있어서,
상기 슬라브는, B/N의 비율이 0.10~0.14인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 청구항 1에 있어서,
상기 냉각단계 후 상기 후강판을 초당 300 ℃로 1200 ℃ 까지 승온하고 이후 초당 100 ℃ 오스테나이징 온도인 1350~1400 ℃까지 가열한 후 5초간 유지하고 1.1℃/sec 냉각속도로 780℃ ~820℃까지 냉각하고, 780℃ ~820℃에서 0.6℃/sec 냉각속도로 500 ℃까지 냉각한 후 상온까지 공냉하는 열처리 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판 제조 방법. - 중량%로 C : 0.04~0.07%, Si : 0.03~0.18%, Mn : 1.4~1.6%, Al : 0.009~0.034%, P: 0초과 ~0.01%, S : 0초과 ~0.003%, Cu : 0.10∼0.16％, Ni : 0.15~0.25%, Cr : 0.10~0.20%, Nb : 0.009~0.02%, Ti : 0.010~0.025%, B : 0.0008∼0.0014%, N : 0.0050~0.0080%, Ca : 0.0005~0.0020%, Zr :0.0005~0.0020% 로 이루어지고 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, N의 함유량이 65ppm이상이면서 Ti/N의 비율이 2.5~2.9 범위인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판.
- 청구항 8에 있어서,
Zr :0.0005~0.0020%을 더 포함한 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
Zr과 Hf를 더 포함하며, 상기 Hf는 상기 Zr의 함유량의 10%로 포함되고, 상기 Zr+Hf(Zr*0.1)의 함유량이 0.0005~0.0020wt%로 포함되는 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
Ni/Mn의 비율이 0.12~0.14인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
Mn/O의 비율이 33이상 80이하인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
B/N의 비율이 0.10~0.14인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
조직 내에 Ti(Nb)N 석출물만 형성되고 상기 Ti(Nb)N 석출물은 직경 10 ~ 40nm가지고, 6~8㎛2 면적당 20 ~ 40개 존재하는 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
인장강도가 490~630MPa 범위이며, 항복강도가 355MPa 이상이고, -40℃에서 충격인성이 400J 이상을 가지는 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판. - 청구항 8에 있어서,
모재의 두께방향 중심부가 B+QPF의 기지조직인 것을 특징으로 하는 초대입열 용접용 강판.
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| WO2022045703A1 (ko) * | 2020-08-25 | 2022-03-03 | 주식회사 포스코 | 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법 |
| WO2022045704A1 (ko) * | 2020-08-26 | 2022-03-03 | 주식회사 포스코 | 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법 |
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| KR100622888B1 (ko) | 2002-09-04 | 2006-09-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 대입열용접용 강재 및 그 제조방법 |
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2015
- 2015-04-10 KR KR1020150050823A patent/KR20160121712A/ko not_active Application Discontinuation
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