KR20170075095A - 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 선박, 해양구조물, 건축구조물, 라인파이프, 압력용기 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 넓은 입열 범위에서 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 선박, 해양구조물, 건축구조물, 라인파이프, 압력용기 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 넓은 입열 범위에서 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
선박, 해양구조물, 건축구조물 등과 같은 구조물을 제작하는데 사용되는 구조용 강판은 상기와 같은 구조물의 제작시 용접이 필수로 요구되므로, 용접성과 더불어 상기 용접시 발생되는 용접 열영향부에서의 인성을 확보하는 것이 중요하다.
강판의 용접성은 주로 용접 후 일정시간 경과 후에 발생하는 저온 균열에 대한 저항성을 나타내는 것으로 강판의 균열민감성지수인 Pcm을 낮춤으로써 그 특성을 향상시킬 수 있다.
반면, 용접 열영향부 인성은 앞서 언급한 용접성보다 복잡한 매커니즘에 의해 좌우되며, 이에 용접 열영향부 인성을 확보하고자 하는 기술들이 제안되고 있다.
특히, 열영향부 중 가장 인성이 취약한 곳으로 알려진 조대결정립 열영향부(coarse-grained heat affected zone, CGHAZ)의 인성을 확보하고자 하는 기술들이 제안되고 있다.
일 예로, 특허문헌 1에서는 Ca, Mg을 이용하여 산화물 입자를 강 내에 널리 분포시켜 용접 입열에 의해 오스테나이트가 조대화되는 것을 억제하여 용접 열영향부의 인성을 확보하는 방안을 제시하고 있다.
또한, 특허문헌 2에서는 저비용으로 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법으로서, Mn 함량을 높여 MnS에 의한 입내 페라이트 형성으로 용접 열영향부 인성을 확보하고, MnS가 TiN 석출물 상에 석출하는 원리를 이용하고자 TiN을 적절히 석출시켜 인성을 향상시키는 방법을 제시하고 있다.
그러나, 상기 특허문헌 1은 20kJ/mm 이상의 대입열 용접에 적합한 기술로서, 약 5kJ/mm 정도의 소입열(저입열) 용접에서도 우수한 인성의 확보가 가능한지 알 수 없으며, 또한 미세 산화물을 안정적으로 다수 분포시키기 위해서는 복잡한 제강 공정을 거칠 수밖에 없어 제조시간과 제조비용의 증가가 불가피하다.
상기 특허문헌 2는 중입열 약 10kJ/mm 정도의 입열량에서 인성을 확보할 수 있는 방안에 관한 것으로서, 소입열(저입열) 및 고입열 용접에서도 우수한 인성의 확보가 가능한지 알 수 없다. 특히, C 및 Mn의 함량이 동시에 높은 경우 상기 두 원소의 상호작용에 의해 편석(segregation)이 조장되어 용접시 상부 베이나이트 및 M-A 조직 등이 형성되어 오히려 인성이 저하될 우려가 있다.
본 발명의 일 측면은, 강 성분조성 및 제조조건의 최적화로 5 내지 30 kJ/mm의 넓은 입열 범위에서 용접 열영향부 특히, CGHAZ의 인성이 우수한 용접구조용 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.4%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.015%, 질소(N): 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고,
상기 Mn 및 C의 함량 비(Mn/C)가 15 이상이고, 상기 Ti 및 N의 함량 비(Ti/N)가 1 내지 3을 만족하고,
용접시 조대결정립 열영향부(coarse-grained heat affected zone, CGHAZ) 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트의 면적분율 합이 15% 이하인 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 1000~1150℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 1차 압연하는 단계; 상기 1차 압연 후, 900℃ 이하의 온도에서 누적 압하율 40% 이상으로 2차 압연하는 단계; 및 상기 2차 압연 후, Ar3 이상에서 냉각을 개시하여 4~50℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지 냉각하는 단계를 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 5 내지 30kJ/mm의 넓은 입열 범위에서 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 Mn/C 함량비에 따른 CGHAZ 충격인성 측정 결과를 입열량에 따라 각 그래프로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 Mn/C 함량비에 따른 CGHAZ 미세조직을 관찰하여 나타낸 것이다 (발명강 3, 5와 비교강 1, 2에 해당됨).
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 Mn/C 함량비에 따른 CGHAZ 미세조직을 관찰하여 나타낸 것이다 (발명강 3, 5와 비교강 1, 2에 해당됨).
일반적으로 용접 열영향부는 결정립 조대화, 상부 베이나이트 형성, M-A 조직 형성, 입계 취화, 석출 경화 등에 의해 인성이 저하되는데, 약 5kJ/mm의 저입열량으로 용접하는 경우에는 주로 상부 베이나이트의 형성으로 인해 인성이 저하되며, 약 30kJ/mm의 고입열량으로 용접하는 경우에는 입계 페라이트가 인성 저하의 주된 요인이다.
이에, 본 발명자들은 5 내지 30kJ/mm의 넓은 입열 범위에서 CGHAZ(coarse-grained heat affected zone) 인성을 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.
특히, 저입열의 적용시 인성 저하의 원인이 되는 상부 베이나이트와 더불어, 고입열의 적용시 인성 저하의 원인이 되는 입계 페라이트의 분율을 감소시킬 수 있는 방안에 대해 모색하였다.
그 결과, Mn 및 C 함량비(Mn/C)의 제어가 상기 조직 분율에 영향을 미치며, 최종 미세조직의 형성 전 오스테나이트의 성장을 억제하는 것이 용접 열영향부 인성 확보에 유리함을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.4%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.015%, 질소(N): 0.002~0.006%를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명의 강재 성분조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.1%
탄소(C)는 강의 강도 확보에 매우 유용한 원소이나, 용접 열영향부를 구성하는 미세조직의 경도를 높이고 M-A 조직의 형성으로 용접 열영향부 인성을 크게 저하시킨다.
본 발명에서 상기 C의 함량이 0.03% 미만이면 강의 강도 확보가 곤란하여 강의 경화능을 향상시킬 수 있는 원소의 투입이 불가피하며, 이러할 경우 경제적인 측면에서 불리한 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 용접 열영향부 인성 확보가 곤란한 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.03~0.1%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.05~0.4%
실리콘(Si)은 강의 경화능 확보에 기여하며 제강 중 탈산에도 기여하는 원소로서, 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하면 M-A 조직 분율이 증가하여 용접 열영향부 인성을 저하시키는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.4%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
망간(Mn)은 경화능 원소로서 강의 강도 향상에 기여하고, 상대적으로 용접 열영향부의 인성 열화에 영향을 덜 미치는 원소로서, 강의 강도와 용접 열영향부 인성을 동시에 고려하여 1.0% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다.
하지만, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 두께 중심부에 편석(segregation)을 조장하여 용접 열영향부 인성을 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 1.0~2.0%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.02% 이하
인(P)은 제강공정 중에 불가피하게 강 중에 혼입되는 불순물로서 그 함량이 낮을수록 유리하나, 상기 P의 함량을 최대로 낮게 하기 위해서는 제강 공정상 비용이 증가하는 문제가 있으므로, 본 발명에서 목표로 하는 용접 열영향부 인성을 고려하여, 그 함량을 0.02% 이하로 제한함이 바람직하다.
S: 0.005% 이하
황(S)은 강 중에 불가피하게 혼입되는 불순물로서 이 역시 그 함량이 낮을수록 유리하나, 본 발명에서 목표로 하는 용접 열영향부 인성과 제강공정의 부하를 고려하여, 그 함량을 0.005% 이하로 제한함이 바람직하다.
Al: 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 강의 탈산에 필수적인 원소로서 강의 청정성 확보를 위해서 0.01% 이상 첨가되어야 하나, 그 함량이 과도하면 Si과 유사하게 M-A 조직의 분율을 증가시켜 용접 열영향부 인성을 저하시키는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.03%
니오븀(Nb)은 강의 경화능을 높여 강도 향상에 기여하며, 강판 제조시 조직을 미세화하여 모재 인성 향상에도 기여하는 효과가 있으므로, 0.005% 이상 첨가됨이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하면 강의 경화능이 지나치게 증가하여 상부 베이나이트의 분율을 증가시켜 용접 열영향부 인성을 저하시키는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.03% 이하로 제한함이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.015%
티타늄(Ti)은 N와 결합하여 고온에서 높은 열적 안정성을 나타내는 TiN을 형성하며, 상기 TiN의 형성으로 오스테나이트 결정립이 조대화되는 것을 억제함으로써 용접 열영향부 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Ti을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 조대한 TiN의 석출로 인해 결정립 조대화 억제효과가 감소하여 용접 열영향부 인성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti의 함량은 0.005~0.015%로 제한함이 바람직하다.
N: 0.002~0.006%
질소(N)는 Ti와 결합하여 TiN을 형성함으로써 용접 열영향부 인성 향상에 기여하므로 0.002% 이상 첨가됨이 바람직하다. 다만, 너무 과도하면 연속주조 시 슬라브에 표면 크랙을 유발할 수 있기 때문에 그 상한을 0.006%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 강판은 Mn과 C의 함량비(Mn/C)가 15 이상을 만족하는 동시에, Ti와 N의 함량비(Ti/N)가 1 내지 3을 만족하는 것이 바람직하다.
Mn/C: 15 이상
본 발명에서 Mn 및 C의 함량비(Mn(중량%)/C(중량%))는 저입열 용접시 인성 저하를 유발하는 상부 베이나이트, 고입열 용접시 인성 저하를 유발하는 입계 페라이트의 분율을 조절하는 중요한 인자이다.
Mn/C 값이 15 미만이면 조대결정립 열영향부(coarse-grained heat affected zone, CGHAZ) 내 상부 베이나이트와 입계 페라이트의 면적분율 합이 15%를 초과하게 되어, 본 발명에서 목표로 하는 용접 열영향부 인성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.
Ti/N: 1 내지 3
용접에 의해 용접 열영향부가 고온에 노출되었을 때 오스테나이트 입자의 조대화를 억제하기 위해서는 TiN 석출물을 형성함이 바람직하다.
이를 위해서는 Ti과 N의 함량을 화학양론비 이하로 제어함이 바람직하므로, Ti 및 N의 함량비(Ti(중량%)/N(중량%))를 3 이하로 제한하며, 다만 상기 함량비가 1 미만이면 Ti와 결합하지 못한 자유 N(Free N)에 의해 용접 열영향부 인성이 저하되고, 슬라브 상에 표면 크랙을 유발할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 Ti와 N의 함량비(Ti/N)를 1 내지 3으로 제한함이 바람직하다.
이와 같이, 상술한 강 성분조성 및 성분관계 등을 모두 만족하는 본 발명의 강판은 용접시 침상 페라이트를 갖는 용접 열영향부를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 조대결정립 열영향부(coarse-grained heat affected zone, CGHAZ) 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트의 면적분율 합이 15% 이하로 제어될 수 있다.
이에 따라, 본 발명의 강판은 5 내지 30kJ/mm의 입열량으로 용접시 0℃에서의 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로, 넓은 입열 범위에서 인성이 우수한 용접 열영향부를 얻을 수 있다.
본 발명의 제조방법은 개략적으로는 상술한 성분계 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연 및 냉각 공정을 거쳐 제조하는 방법을 제공한다. 이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
슬라브 재가열 온도: 1000~1150℃
먼저, 상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 연속주조법을 통해 준비한 후, 상기 강 슬라브를 재가열하는 것이 바람직하다.
상기 재가열은 1150℃를 초과하지 않는 것이 바람직한데, 만일 재가열 온도가 1150℃를 초과하여 너무 높으면 연속주조에 의해 미세하게 석출된 TiN이 다시 조대화되어 용접 열영향부 인성을 저해하는 문제가 있으며, 반면 재가열 온도가 1000℃ 미만으로 너무 낮으면 후속하는 열간압연시 압연 부하가 증가하여 압연 패스수가 증가하게 되므로 경제적으로 불리해진다.
따라서, 상기 재가열은 1000~1150℃ 범위에서 실시함이 바람직하다.
그 다음, 상기 재가열된 슬라브에 열간압연을 행하여 후강판으로 제조함이 바람직하다. 이때, 상기 열간압연은 후술하는 바와 같이 단계적으로 실시함이 바람직하다.
열간압연
상기한 바에 따라 재가열된 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 1차 압연을 행한 다음, 900℃ 이하의 온도에서 누적 압하율 40% 이상으로 2차 압연을 행함이 바람직하다.
상기 1차 압연은 재결정역에서 이루어지는 압연 공정으로, 이를 통해 오스테나이트 결정립을 미세화시킬 수 있으며, 이후 미재결정역 온도 영역에서 2차 압연을 실시함으로써 조직 내부에 변형띠와 같은 페라이트 변태 핵(site)을 다수 형성시켜 의도하는 미세조직을 얻을 수 있다.
상기 2차 압연시 누적 압하율은 높을수록 유리하나, 40% 이상의 누적 압하율에서는 압하율을 더 높이더라도 조직 미세화 효과가 미비하므로, 그 하한을 40%로 제한함이 바람직하다.
위와 같이 열간압연을 실시한 후 수냉하여 최종 강판을 얻을 수 있다.
냉각: Ar3 이상에서 개시, 4~50℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지
상술한 바에 따라 압연을 완료한 후 냉각을 실시함이 바람직하다. 이때, 페라이트 변태 개시온도인 Ar3 이상에서 냉각을 개시함이 바람직하다.
이때, 상기 Ar3는 [Ar3(℃) = 910 - 310C - 80Mn]의 관계식으로 계산되며, 상기 관계식 내 원소들은 해당원소의 중량함량을 의미한다.
냉각시 냉각속도가 4℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 600℃를 초과하게 되면 페라이트와 펄라이트로 구성된 연질 미세조직이 형성되어 강판의 강도 확보가 곤란해지고, 반면 냉각속도가 50℃/s를 초과하거나 냉각종료온도가 300℃ 미만이면 경도가 높은 저온 조직이 다량 생성되어 강판의 인성 확보가 어려워지는 문제가 있다.
상술한 바에 따라 제조된 강판은 항복강도가 400MPa 이상이면서 두께 방향으로 강도 및 인성이 균일하여 용접구조용 강재로서 적합할 뿐만 아니라, 5 내지 30kJ/mm의 넓은 입열 범위에서 용접을 수행하더라도 용접 열영향부의 인성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(
실시예
)
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1000~1150℃에서 재가열한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 각각의 강 슬라브를 압연한 후 냉각하여 열연강판(후강판)을 제조하였다.
이후, 제조된 각각의 후강판에 대해 두께 1/4 지점(1/4t(mm))에서 압연방향에 수직하게 시편을 채취하여 인장시험을 실시하였으며, 각각 5kJ/mm, 10kJ/mm, 30kJ/mm의 입열량으로 잠호용접(submerged arc welding)을 실시한 후 형성된 용접 열영향부 중에서 CGHAZ에 대해 미세조직을 관찰하였다. 또한, 0℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
| 구분 | 성분조성(중량%) | Mn/C | Ti/N | |||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Nb | Ti | N | ||||
| 발명강1 | 0.072 | 0.24 | 1.63 | 0.013 | 0.003 | 0.019 | 0.008 | 0.012 | 0.0053 | 22.639 | 2.26 | |
| 발명강2 | 0.080 | 0.37 | 1.55 | 0.016 | 0.004 | 0.038 | 0.010 | 0.011 | 0.0044 | 19.375 | 2.50 | |
| 발명강3 | 0.081 | 0.31 | 1.51 | 0.008 | 0.004 | 0.029 | 0.021 | 0.013 | 0.0045 | 18.642 | 2.89 | |
| 발명강4 | 0.065 | 0.26 | 1.55 | 0.014 | 0.003 | 0.025 | 0.017 | 0.009 | 0.0054 | 23.846 | 1.67 | |
| 발명강5 | 0.041 | 0.29 | 1.84 | 0.008 | 0.003 | 0.027 | 0.019 | 0.011 | 0.0040 | 44.878 | 2.75 | |
| 발명강6 | 0.076 | 0.22 | 1.49 | 0.009 | 0.003 | 0.033 | 0.024 | 0.008 | 0.0035 | 19.605 | 2.29 | |
| 비교강1 | 0.157 | 0.31 | 1.04 | 0.006 | 0.003 | 0.034 | 0.020 | 0.011 | 0.0038 | 6.624 | 2.89 | |
| 비교강2 | 0.118 | 0.29 | 1.28 | 0.009 | 0.003 | 0.030 | 0.021 | 0.011 | 0.0039 | 10.847 | 2.82 | |
| 비교강3 | 0.099 | 0.35 | 1.40 | 0.014 | 0.004 | 0.039 | 0.017 | 0.008 | 0.0035 | 14.141 | 2.29 | |
| 비교강4 | 0.083 | 0.31 | 1.48 | 0.015 | 0.003 | 0.034 | 0.016 | 0.014 | 0.0032 | 17.831 | 4.38 | |
| 비교강5 | 0.076 | 0.21 | 1.69 | 0.007 | 0.004 | 0.041 | 0.024 | 0.015 | 0.0027 | 22.237 | 5.56 | |
| 구분 | 1차압연 조건 | 2차압연 조건 | 냉각 조건 | 강판 두께 (mm) |
|||
| 압연종료 온도(℃) |
압연종료 온도(℃) |
누적 압하율(%) |
냉각개시 온도(℃) |
냉각종료 온도(℃) |
냉각속도 (℃/s) |
||
| 발명강1 | 962 | 834 | 45 | 805 | 365 | 4.6 | 70 |
| 발명강2 | 963 | 813 | 52 | 788 | 422 | 5.5 | 65 |
| 발명강3 | 942 | 823 | 45 | 791 | 453 | 5.9 | 60 |
| 발명강4 | 936 | 835 | 47 | 811 | 355 | 4.4 | 70 |
| 발명강5 | 939 | 808 | 61 | 780 | 508 | 6.1 | 50 |
| 발명강6 | 942 | 802 | 58 | 788 | 524 | 5.7 | 55 |
| 비교강1 | 927 | 849 | 52 | 821 | 518 | 6.3 | 65 |
| 비교강2 | 946 | 835 | 52 | 813 | 634 | 5.5 | 60 |
| 비교강3 | 957 | 812 | 45 | 790 | 485 | 2.1 | 70 |
| 비교강4 | 967 | 832 | 55 | 794 | 552 | 6.7 | 55 |
| 비교강5 | 950 | 822 | 60 | 801 | 564 | 5.1 | 50 |
| 구분 | 인장특성 | 5kJ/mm | 10kJ/mm | 30kJ/mm | ||||
| 항복강도 (MPa) |
인장강도 (MPa) |
UF+IF 분율(%) |
충격인성 (J) |
UF+IF 분율(%) |
충격인성 (J) |
UF+IF 분율(%) |
충격인성 (J) |
|
| 발명강1 | 435 | 534 | 5.3 | 220 | 4.6 | 245 | 5.9 | 215 |
| 발명강2 | 448 | 522 | 6.3 | 205 | 5.7 | 238 | 7.5 | 196 |
| 발명강3 | 456 | 535 | 3.9 | 212 | 3.4 | 236 | 4.5 | 206 |
| 발명강4 | 421 | 529 | 4.3 | 216 | 2.5 | 256 | 4.9 | 219 |
| 발명강5 | 469 | 542 | 2.9 | 295 | 2.8 | 313 | 2.9 | 307 |
| 발명강6 | 457 | 531 | 6.9 | 207 | 5.5 | 228 | 6.1 | 204 |
| 비교강1 | 441 | 547 | 31.8 | 18 | 32.1 | 19 | 28.3 | 32 |
| 비교강2 | 387 | 492 | 22.7 | 40 | 23.0 | 21 | 22.9 | 54 |
| 비교강3 | 385 | 512 | 17.3 | 91 | 18.1 | 90 | 18.8 | 93 |
| 비교강4 | 415 | 526 | 13.4 | 167 | 14.2 | 122 | 17.5 | 85 |
| 비교강5 | 411 | 518 | 12.9 | 183 | 13.7 | 137 | 20.6 | 74 |
(상기 표 3에서 'UB+IF 분율'은 CGHAZ 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트의 면적분율 합을 나타내며, 'UB'는 상부 베이나이트, 'IF'는 입계 페라이트를 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 성분조성, 성분관계 및 제조조건이 모두 본 발명에서 제안하는 바를 만족하는 발명강 1 내지 6은 항복강도가 400MPa 이상으로 고강도이면서, CGHAZ 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트의 면적분율 합이 15% 이하로 형성되어 충격인성이 우수한 것을 확인할 수 있다.
반면, C의 함량이 과도한 비교강 1 및 2의 경우에는 본 발명에서 제안하는 성분관계도 만족하지 못함에 따라 CGHAZ 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트가 과다하게 형성되어 충격인성이 열위하였다.
이 중, 냉각종료온도가 600℃를 초과하는 비교강 2의 경우에는 충분한 강도도 확보할 수 없었다.
또한, Mn/C의 성분관계를 만족하지 못하고, 냉각시 냉각속도가 본 발명을 만족하지 못하는 비교강 3의 경우에는 강도뿐만 아니라, CGHAZ 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트가 과다하게 형성되어 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
한편, Ti/N의 성분관계를 만족하지 못하는 비교강 4 및 5의 경우에는 5kJ/mm와 10kJ/mm의 입열량에서는 CGHAZ 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트가 15% 이하로 형성되어 100J 이상의 충격인성을 확보할 수 있었으나, 30kJ/mm의 대입열을 적용하는 경우에는 CGHAZ 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트 분율이 증가하여 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
도 1은 Mn/C 함량비에 따른 CGHAZ 충격인성 측정 결과를 입열량에 따라 각 그래프로 나타낸 것으로, Mn/C 함량비가 15 이상이어야만 CGHAZ 충격인성을 100J 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.
도 2는 Mn/C 함량비에 따른 CGHAZ 미세조직을 관찰하여 나타낸 것으로, Mn/C가 15 미만인 경우(비교강 1과 2에 해당됨)에는 상부 베이나이트 및 입계 페라이트가 과다하게 형성된 것을 확인할 수 있다.
Claims (5)
- 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.4%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.015%, 질소(N): 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고,
상기 Mn 및 C의 함량 비(Mn/C)가 15 이상이고, 상기 Ti 및 N의 함량 비(Ti/N)가 1 내지 3을 만족하고,
용접시 조대결정립 열영향부(coarse-grained heat affected zone, CGHAZ) 내 상부 베이나이트 및 입계 페라이트의 면적분율 합이 15% 이하인 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 강판은 용접시 침상 페라이트를 포함하는 용접 열영향부를 갖는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 강판은 용접시 0℃에서의 샤르피 충격 에너지가 100J 이상인 용접 열영향부를 갖는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판.
- 제 2항 또는 제 3항에 있어서,
상기 용접은 5~30kJ/mm 범위의 입열로 행하는 것인 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판.
- 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.05~0.4%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.005~0.03%, 티타늄(Ti): 0.005~0.015%, 질소(N): 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Mn 및 C의 함량 비(Mn/C)가 15 이상이고, 상기 Ti 및 N의 함량 비(Ti/N)가 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 1000~1150℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 1차 압연하는 단계;
상기 1차 압연 후, 900℃ 이하의 온도에서 누적 압하율 40% 이상으로 2차 압연하는 단계; 및
상기 2차 압연 후, Ar3 이상에서 냉각을 개시하여 4~50℃/s의 냉각속도로 300~600℃까지 냉각하는 단계
를 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판의 제조방법.
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| KR20200032378A (ko) * | 2018-09-18 | 2020-03-26 | 현대제철 주식회사 | 후판 및 그 제조방법 |
| KR20220089148A (ko) * | 2020-12-21 | 2022-06-28 | 현대제철 주식회사 | 용접성이 우수한 라인파이프용 강재 및 그 제조방법 |
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| E601 | Decision to refuse application | ||
| AMND | Amendment | ||
| X701 | Decision to grant (after re-examination) | ||
| GRNT | Written decision to grant |