KR20220089409A

KR20220089409A - 용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20220089409A
Application number: KR1020200180010A
Authority: KR
Inventors: 김대우
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-12-21
Filing date: 2020-12-21
Publication date: 2022-06-28
Also published as: KR102508128B1

Abstract

본 발명은 대입열 용접 후에도 용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 {STEEL PLATE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS OF HEAT AFFEECTED ZONE AND MANUFACTURING MEHTOD FOR THE SAME}

본 발명은 용접 열영향부의 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 원유의 정제 및 저장용 설비의 대형화 및 대용량 저장 요구로 인해 이들에 사용되는 강재의 후물화에 대한 요구가 지속적으로 증대되고 있으며, 특히, 한랭환경에서의 사용 증대로 저온 충격인성을 보증하는 온도가 점차 낮아지고 있는 추세이다.

특히, 용접 열영향부(Heat-Affected Zone)는 베이나이트(Bainite)나 마르텐사이트(Martensite)와 같은 경질상으로 구성되며, 일반적으로 결정립 크기도 크게 형성된다. 경질상은 샤르피 충격 평가 시, 충격 노치 사이트(Notch site)로 작용할 수 있기 때문에 연성 파면율을 저하시키고, 이의 결정립도가 증대될수록 DBTT가 증대되기 때문에 모재 대비 용접 열영향부의 충격인성이 열위한 것이 일반적이다.

한편, 대입열 전기가스 용접(EGW, Electro Gas Welding)의 경우 Multi Pass의 플럭스 코어 아크 용접(FCAW, Flux Cored Arc Welding)이나 서브머지드 아크 용접(SAW, Submerged Arc Welding) 대비 용접시간이 약 50% 단축되어, 최근 용접 생산성 향상을 위해 기존 FCAW나 SAW의 용접방법에서 대입열 방법으로의 사용이 증대되고 있다.

이러한, 대입열 용접 시, 용접 열영향부의 결정립 성장 및 취화조직 형성이 조장되어 충격인성은 더울 열위해질 수 있다. 따라서, 용접 열영향부, 특히 조대 결정립 열영향부인 용융선(Fusion line) 부근의 CGHAZ (Coarse Grain Heat Affected Zone) 에서의 인성 저하를 방지할 수 있는 기술들이 요구되고 있다.

예컨대, 특허문헌 1에서는 대입열 용접 시 HAZ의 충격인성을 향상시키기 위하여 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.20%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 1.0~1.6%, 가용 알루미늄(Sol.Al): 0.005~0.050%, 티타늄(Ti): 0.005~0.030%, 바나듐(V): 0.005~0.10%, 보론(B): 0.0005~0.0050% 및 질소(N): 0.003~0.008%를 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직으로 50~70%의 베이나이트(Bainite) 및 30~50%의 침상 페라이트(Acicular Ferrite)를 포함하고, 초기 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30μm 이하이며, 대입열 용접을 실시하였을 때, 용접열 영향부의 미세조직은 95% 이상의 베이나이트를 포함하는 것을 기술적 특징으로 하는 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 극후물 강판을 개시하고 있다.

하지만, 미세조직 제어만으로는 충격 개시점으로 작용하여 충격 흡수에너지 최소값을 저하시키는 강 중 개재물 등 Defect가 증대될 경우, 저온 충격인성이 열위해질 수 있으며, 800~900℃의 온도영역에서 열간성형(Hot-forming)으로 제조되는 압력용기로 TMCP재를 이용할 경우 가공후 강도 및 충격인성이 오히려 열화될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 요구되는 압력용기용 강에서의 용접 열영향부 충격인성 품질을 확보하기에 용이하지 않다.

특허문헌 2에서는 강 중 N를 다량 첨가함과 동시에, Ti 및 B의 함량을 적절히 제어하여 TiN, BN을 석출시킴으로써 이들이 오스테나이트 결정립의 성장을 억제시키는 피닝(Pinning) 효과로 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 기술이 제안되었다. 또한, 특허문헌 3에서는 강 중 Mg, Ca를 첨가하여 Mg, Ca 산화물을 형성함으로써, 에시큘라 페라이트(Acicular Ferrite)의 핵생성 자리(site)로 작용하게 하여 입계 페라이트의 형성을 억제시킴으로써 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 기술을 제안하였다.

그러나, Ti의 경우 슬라브 응고 과정에서 정출물로 또는 TiNbC 형태의 조대 석출물로 존재하여 모재 자체의 충격인성을 열화시킬 수 있다. 또한 상기 제안된 기술들은 강 중에 높은 N 함량으로 인하여 연속주조 하에서 슬라브를 제조할 경우 주편 표면 크랙이 발생할 가능성이 높아져 실제 양산에 어려움이 있거나, 강 중의 성분들을 정밀하게 제어해야 하므로 생산 프로세스가 복잡해져 제조비용이 증대되는 문제점이 있다.

한국 공개특허공보 제10-2014-0006657호(2014.01.16 공개) 일본 공개특허공보 제2005-200716호(2005.07.28 공개) 일본 공개특허공보 제2006-241510호(2006.09.14 공개)

본 발명의 일 측면에 따르면 대입열 용접 후에도 용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.25%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.40%, 인(P): 0.010% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.001~0.03%, 바나듐(V): 0.001~0.03%, 티타늄(Ti): 0.001~0.03%, 크롬(Cr): 0.01~0.20%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%, 구리(Cu): 0.01~0.50%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%, 산소(O): 0.0010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,

하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.42 미만이고,

하기 관계식 2에서 정의되는 IC 값이 100 초과이며,

구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30㎛ 이하이고,

하기 관계식 3에서 정의되는 IN 값이 0.1 이하인 강재를 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Ni]+[Cu])/15

(여기서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각 원소의 중량%를 의미함)

[관계식 2]

IC = 565-3951*[C] - 82*[Mn] - 30*[Ni] - 200*[Mo]

(여기서, [C], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%를 의미함)

[관계식 3]

IN = S1/S2

(여기서, S1은 원상당 직경으로 측정한 크기가 6㎛ 이상인 Ca-Al-O 복합 개재물의 면적의 합이고, S2는 모든 Ca-Al-O 복합 개재물의 면적의 합을 의미함)

상기 강재는 질소(N)을 0.0020~0.0060% 더 포함할 수 있다.

상기 강재의 미세조직은 30면적% 이하의 펄라이트 및 잔부 페라이트로 이루어질 수 있다.

상기 강재의 두께는 5~100mm일 수 있다.

상기 강재를 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT)한 후, 열처리된 강재의 ICHAZ (Inter-critical HAZ)은 MA 상을 15면적% 이하로 포함하며, 상기 MA 상의 직경이 10㎛ 이하일 수 있다.

상기 강재를 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT)한 후, 열처리된 강재의 ICHAZ은 인장강도가 450~620MPa이고, -40℃에서의 저온 충격인성이 80J 이상일 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.25%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.40%, 인(P): 0.010% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.001~0.03%, 바나듐(V): 0.001~0.03%, 티타늄(Ti): 0.001~0.03%, 크롬(Cr): 0.01~0.20%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%, 구리(Cu): 0.01~0.50%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%, 산소(O): 0.0010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.42 미만이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 IC 값이 100 초과인 강 슬라브를 제조하는 단계;

상기 제조된 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;

상기 가열된 슬라브를 900~1050℃의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하는 단계;

상기 열간압연된 강판을 850~950℃로 가열하여 5~60분 유지하는 노멀라이징하는 단계를 포함하고,

상기 슬라브 제조 단계는 2차 정련 후 용강에 Metal Ca Wire를 투입하여 Ca의 투입량이 0.015~0.12kg/ton이 되도록 투입하는 단계; 및 상기 Ca 투입 후, 래들 내 불활성 가스 취입량이 10~50 liter/min이 되도록 5~20 min간 청정 버블링하는 단계를 포함하며,

상기 Ca Wire의 투입속도는 100~250meter/min이고, 상기 래들 내 불활성 가스 취입 개소는 2개인 강재의 제조방법을 제공할 수 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Ni]+[Cu])/15

[관계식 2]

IC = 565-3951*[C] - 82*[Mn] - 30*[Ni] - 200*[Mo]

(여기서, [C], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%를 의미함)

상기 슬라브는 질소(N)을 0.0020~0.0060% 더 포함할 수 있다.

상기 Metal Ca Wire는 Ca 합금을 감싸고 있는 강재로 구성되며, 상기 강재의 두께는 1.2~1.4mm일 수 있다.

상기 열간압연 시 강재의 두께는 5~100mm가 되도록 할 수 있다.

상기 열간압연 단계 후 200℃ 이상에서 상온까지 다단적치 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 일 측면에 따르면 대입열 용접 후에도 용접 열영향부 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면에 따르면 석유화학 제조설비, 제조탱크 등에 사용될 수 있는 압력용기용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.

본 발명자는 용접 열영향부의 저온 충격인성이 우수한 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구 하였으며, 슬라브 제조 시, Ca 처리 방법을 개선하여 산화성 개재물의 양을 감소시킴과 동시에, 합금조성을 제어함으로써 용접 열영향부의 미세조직을 제한하였다. 그 결과, Ca와 Al을 함유하는 산화성 개재물을 효과적으로 저감할 수 있고, 대입열 용접 후에도 용접 열영향부의 저온 충격인성이 우수한 특성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

이하에서는, 본 발명의 강재 조성에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.25%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.40%, 인(P): 0.010% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.001~0.03%, 바나듐(V): 0.001~0.03%, 티타늄(Ti): 0.001~0.03%, 크롬(Cr): 0.01~0.20%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%, 구리(Cu): 0.01~0.50%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%, 산소(O): 0.0010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

탄소(C): 0.06~0.25%

탄소(C)는 강의 강도 확보에 가장 중요한 원소이므로, 적절한 범위 내에서 강 중에 함유되는 것이 바람직하다. 목표하는 수준의 강도를 확보하기 위해 탄소(C)를 0.06% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.25%를 초과하면 중심부 편석도가 높아지게 되고, HAZ에는 마르텐사이트나 MA 상 (Martensite & Austenite) 등이 형성되어 저온 충격인성이 저하될 우려가 있다. 특히, MA 상의 형성 시, IGHAZ 인성은 급격히 열화될 우려가 있다.

따라서, 탄소(C)의 함량은 0.06~0.25%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.10~0.20%, 보다 바람직하게는 0.10~0.15%일 수 있다.

실리콘(Si): 0.05~0.50%

실리콘(Si)은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산 효과를 가지므로, 청정강 제조에 필수적인 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위하여 실리콘(Si)을 0.05% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 다량 첨가 시, MA 상을 생성시키고 페라이트 기지의 강도를 지나치게 증대시켜 내HIC 특성 및 충격인성 등의 열화를 초래할 수 있으므로, 그 상한을 0.50%로 제한할 수 있다.

따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.05~0.50%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.05~0.40%, 보다 바람직하게는 0.20~0.35%일 수 있다.

망간(Mn): 1.0~2.0%

망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고, 저온 변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는데 유용한 원소이다. 또한, 경화능 향상으로 인해 느린 냉각속도에서도 저온 변태상을 생성시킬 수 있으므로, 노멀라이징 시, 베이나이트 저온상의 확보에 주요한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 망간(Mn)을 1.0% 이상 첨가하는 것이 바람직한 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하면 중심 편석이 증대되어 S과 함께 형성된 MnS 개재물의 분율이 증대되어 개재물성에 의한 수소유기균열 저항성이 저하될 수 있다.

따라서, 망간(Mn)의 함량은 1.0~2.0%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 1.0~1.7%, 보다 바람직하게는 1.0~1.5%일 수 있다.

알루미늄(Al): 0.005~0.40%

알루미늄(Al)은 상기 Si과 더불어 제강공정에서 강력한 탈산제로, 이의 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.40%를 초과하면 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중 Al2O3의 분율이 과다하게 증가하여 크기는 조대해지고, 정련 중에 제거가 어려워지는 문제가 있어, 산화성 개재물에 의한 수소유기균열 저항성이 저하될 우려가 있다.

따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.005~0.40%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.1~0.4%, 보다 바람직하게는 0.1~0.35%일 수 있다.

인(P): 0.010% 이하 및 황(S): 0.0015% 이하

인(P) 및 황(S)은 결정립계에서 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소들로, 강의 취성 균열 전파 저항성의 향상을 위해 상기 인(P) 및 황(S)의 상한을 0.010%, 0.0015%로 제한할 수 있다.

따라서, 인(P)의 함량은 0.010% 이하일 수 있으며, 황(S)의 함량은 0.0015% 이하일 수 있다.

니오븀(Nb): 0.001~0.03%

니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시키며, 재결정 온도를 상승시켜 미재결정 압하량을 증대시킴으로써 초기 오스테나이트 결정립도를 미세화하는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 니오븀(Nb)을 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하면 미용해된 니오븀(Nb)이 TiNb(C,N)의 형태로 생성되어 UT 불량 및 충격인성의 열화와 더불어 내수소유기균열성을 저해하는 요인이 되므로, 그 상한을 0.03%로 제한할 수 있다.

따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.001~0.03%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.005~0.02%, 보다 바람직하게는 0.007~0.015%일 수 있다.

바나듐(V): 0.001~0.03%

바나듐(V)은 슬라브 재가열 시, 거의 모두 재고용됨으로써 후속하는 압연과정에서 석출이나 고용에 의한 강화효과는 미비한 반면, PWHT 등 열처리 과정에서 매우 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시키는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 바나듐(V)을 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직한 반면, 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접부의 강도 및 경도를 과도하게 증가시켜 압력용기 가공 중 표면 크랙 등의 요인으로 작용할 수 있으며, 제조원가가 급격히 상승하여 경제적으로 불리해지는 문제가 있다.

따라서, 바나듐(V)의 함량은 0.001~0.03%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.005~0.02%, 보다 바람직하게는 0.007~0.015%일 수 있다.

티타늄(Ti): 0.001~0.03%

티타늄(Ti)은 슬라브 재가열 시, TiN으로 석출하여 모재 및 열영향부의 결정립 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 티타늄(Ti)을 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.03%를 초과하면 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있다. 또한, N와 결합하여 두께 중심부에 조대한 TiN 석출물이 형성될 경우 저온충격의 개시점으로 작용할 수 있다.

따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.001~0.03%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.010~0.025%, 보다 바람직하게는 0.010~0.018%일 수 있다.

크롬(Cr): 0.01~0.20%

크롬(Cr)은 고용에 의한 항복강도 및 인장강도 증대 효과는 미비하나, 템퍼링이나 PWHT 열처리 동안 시멘타이트의 분해속도를 지연시킴으로써 강도 하락을 방지하는 효과가 있다. 상기 효과를 확보하기 위해서는 크롬(Cr)을 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.20%를 초과하면 M23C6 등과 같은 Cr-Rich 조대 탄화물의 크기 및 분율이 증가되어 충격인성이 크게 하락하게 되며, 제조비용이 상승하고 용접성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 크롬(Cr)의 함량은 0.01~0.20%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.05~0.15%, 보다 바람직하게는 0.07~0.13%일 수 있다.

몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%

몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 같이 템퍼링 또는 PWHT 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유용한 원소로, P 등의 불순물의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과도 있다. 또한, 페라이트 내 고용강화 원소로, 기지상의 강도를 증대시키는 효과가 있어, 이러한 효과를 얻기 위하여 몰리브덴(Mo)을 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 고가의 원소로 과도하게 첨가 시, 제조비용이 크게 상승할 수 있으므로 그 상한을 0.15%로 제한할 수 있다.

따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.05~0.15%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.07~0.13%, 보다 바람직하게는 0.10~0.12%일 수 있다.

구리(Cu): 0.01~0.50%

구리(Cu)는 페라이트 내 고용강화에 의해 기지상의 강도를 크게 향상시키는데 유리한 원소로, 이러한 효과를 확보하기 위하여 0.01% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 첨가량이 과다할 경우, 구리(Cu)에 의한 Hot-Shortness 표면결함이 발생할 가능성이 높아지며, 지나치게 강도가 증대될 경우 충격인성이 저하될 우려가 있어, 그 상한을 0.50%로 제한할 수 있다.

따라서, 구리(Cu)의 함량은 0.01~0.50%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.05~0.35, 보다 바람직하게는 0.10~0.25%일 수 있다.

니켈(Ni): 0.05~0.50%

니켈(Ni)은 저온에서 적층결함을 증대시켜 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 형성하여 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도 증가에 중요한 원소로, 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.50%를 초과하면 다른 경화능 향상 원소 대비 높은 원가로 인해 제조원가를 상승시킬 우려가 있으며, Ceq가 증대되므로 HAZ 경질상 분율을 증대시켜 저온 충격인성을 저하시킬 수 있다.

따라서, 니켈(Ni)의 함량은 0.05~0.50%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.10~0.40%, 보다 바람직하게는 0.10~0.30%일 수 있다.

칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%

Al에 의한 탈산 후 칼슘(Ca)을 첨가하게 되면 MnS 개재물을 형성하는 S과 결합하여 MnS의 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 수소유기균열에 의한 크랙의 발생을 억제하는 효과가 있다. 본 발명에서 불순물로 함유되는 S를 CaS로 충분히 형성시키기 위해서는 칼슘(Ca)을 0.0005% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 첨가량이 과다하면 CaS를 형성하고 남은 칼슘(Ca)이 O와 결합하여 조대한 산화성 개재물을 생성하게 되고, 이는 압연 시, 연신 또는 파괴되어 수소유기균열을 조장할 우려가 있으므로, 그 상한을 0.0040%로 제한할 수 있다.

따라서, 칼슘(Ca)의 함량은 0.0005~0.0040%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.001~0.0025%일 수 있다.

산소(O): 0.0010% 이하

본 발명의 강재는 MnS 생성을 억제하기 위하여 극한 탈황을 적용하여야 하며, 탈황을 위해서는 용강 중 산소(O)의 농도를 극한으로 낮추어야 우수한 효율을 확보할 수 있다. 따라서, 용강 중에 용해되어 있는 산소(O)의 함량은 매우 낮아 개재물에 함유되어 있는 산소(O)의 총량이 제품 내 총 산소(O) 함량과 동일하게 된다. 본 발명에서 개재물의 크기를 제한하고 있으나, 미세 개재물의 총량도 제한하는 것이 바람직하므로 산소(O)의 함량을 0.0010% 이하로 제한한다. 본 발명에서는 산소(O)의 함량을 낮게 제어할수록 더욱 바람직하다.

따라서, 산소(O)의 함량은 0.0010% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.0008%일 수 있다.

본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강재는 질소(N)을 0.0020~0.0060% 더 포함할 수 있다.

질소(N)는 강의 EGW (Electro Gas Welding)와 같은 1 패스의 대입열 용접 시, Ti과 결합하여 석출물을 형성하여 CGHAZ 인성을 향상시키는 효과가 있다.

본 발명의 강재는 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.42 미만일 수 있다.

Ceq 값이 0.42 이상일 경우 용접 열영향부의 MA와 같은 경질조직의 분율이 증대될 우려가 있으며, 이에 따라 ICHAZ의 충격인성이 저하될 수 있는 문제점이 있다.

[관계식 1]

Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Ni]+[Cu])/15

본 발명의 강재는 하기 관계식 2에서 정의되는 IC 값이 100 초과일 수 있다.

관계식 2는 합금성분에 따른 저온충격인성 흡수에너지 값을 나타내는 것으로, MA상의 분율이 증대될수록 충격흡수에너지 값이 저하될 수 있다.

관계식 2의 IC 값이 100 미만일 경우 본 발명에서 요구되는 ICHAZ에서의 저온충격인성 흡수에너지 값을 적절히 확보하지 못하는 문제가 있을 수 있다. 본 발명에서 ICHAZ의 충격인성을 효과적으로 확보하기 위해서 더욱 바람직하게는 130 이상일 수 있다.

본 발명에서 상기 관계식 1 및 관계식 2를 동시에 만족하는 경우, 용접 및 용접후열처리 후 본 발명에서 목표하는 용접 열영향부의 충격인성을 확보하기에 유리할 수 있다.

[관계식 2]

IC = 565-3951*[C] - 82*[Mn] - 30*[Ni] - 200*[Mo]

(여기서, [C], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%를 의미함)

이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.

본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강재의 미세조직은 30면적% 이하의 펄라이트 및 잔부 페라이트로 이루어질 수 있다.

미세조직으로 펄라이트가 30%를 초과하면 본 발명에서 요구하는 적절한 인장강도 범위를 초과할 수 있으며, 이에 따라 -40℃에서의 저온충격 인성을 80J 이상으로 확보할 수 없게 된다. 따라서, 펄라이트의 분율은 30% 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강재는 구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30㎛ 이하일 수 있다.

본 발명에서는 구 오스테나이트 결정립 평균 크기를 제어함으로써 충격인성을 확보할 수 있다. 구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30㎛를 초과할 경우, 취성-연성 천이온도가 높아지게 되며, 이는 충격인성 저하를 야기할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30㎛ 이하일 수 있으며, 더욱 바람직하게는 25㎛ 이하일 수 있다.

본 발명의 강재는 하기 관계식 3에서 정의되는 IN 값이 0.1 이하일 수 있다.

본 발명에서는 용접 열영향부의 저온 충격인성을 확보하기 위한 수단으로 Ca와 Al을 함유하는 복합 산화물의 크기 분포를 한정하였다. 개재물의 조성이 Ca와 Al을 동시에 함유한 복합 산화물이면서 개재물의 직경을 원으로 환신 시, 입자 지름의 크기가 6㎛ 이상인 개재물의 비율을 제어한 것을 특징으로 한다. 조대한 복합 개재물을 대폭 저감함에 따라 압연 시, 파쇄되어 수소 흡착원으로 활용되어 수소유발균열의 결함으로 작용하게 되는 강재 내의 수소 흡착원이 저감됨에 따라 결함의 발생이 감소할 수 있다.

원상당 직경이 0.5㎛ 이상인 비금속 개재물을 EDS에 의해 조성 분석하여, 개재물의 직경이 6㎛ 이상인 개재물의 면적의 합을 S1으로 나타내고, Ca-Al-O 복합 개재물의 전체 면적의 합을 S2로 나타내었다. 상기 복합 개재물 전체 면적 대비 직경이 6㎛ 이상인 개재물의 면적의 합의 비가 0.1을 초과하면 압연 시, 파쇄되는 개재물이 증대되어 내수소유기균열성을 확보할 수 없는 문제점이 있다.

[관계식 3]

IN = S1/S2

본 발명의 일 측면에 따르는 강재를 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT)한 후 ICHAZ (Inter-critical HAZ)는 미세조직으로 MA 상을 15면적% 이하로 포함할 수 있으며, 상기 MA 상의 직경이 10㎛ 이하일 수 있다.

용접 및 용접후열처리 후의 ICHAZ의 미세조직으로 MA 상이 15면적%이하 및 직경이 10㎛ 이하일 경우 본 발명에서 목적하는 용접 열영향부의 충격인성을 확보하기에 유리할 수 있다. 이는 상기 관계식 1 및 관계식 2를 동시에 만족할 경우 더 유리할 수 있다.

이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따르는 강재는 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 제조, 재가열, 열간압연, 냉각 및 노멀라이징하여 제조될 수 있으며, 슬라브 준비 단계는 Ca 투입 및 청정 버블링 단계를 더 포함할 수 있다.

슬라브 제조

상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 제조할 수 있다.

본 발명에서는 슬라브 제조 시, 2차 정련 후 Ca 투입 및 청정 버블링 단계를 포함할 수 있다. 구체적으로, 상기 슬라브 준비 시, 2차 정련 후 용강에 Metal Ca Wire를 투입하여 Ca의 투입량이 0.015~0.12kg/ton이 되도록 투입할 수 있다. 상기 Metal Ca Wire는 Ca 합금을 감싸고 있는 강재로 구성되며, 상기 강재의 두께는 1.2~1.4mm일 수 있으며, 상기 Ca Wire의 투입속도는 100~250meter/min일 수 있다.

상기 Ca 투입 후, 래들 내 불활성 가스 취입량이 10~50 liter/min이 되도록 청정 버블링할 수 있다. 상기 래들 내 불활성 가스 취입 개소는 2개일 수 있으며, 청정 버블링 시간은 5~20 min일 수 있다.

본 발명에서는 2차 정련 전 공정에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 통상적인 방법이면 적용 가능하다. 본 발명에서는 Ca 투입 및 청정 버블링 공정 이후 공정에 대해서도 특별히 한정하지 않으며, 용강을 통상의 조건으로 냉각하여 슬라브를 제조할 수 있다. 더하여, 용강 내 Al2O3의 양이 증가하면 Ca와 Al을 동시 함유하는 개재물의 생성 및 조대화가 진행되어 압연 시의 파쇄 개재물이 증대되어, 내수소유기균열성을 확보할 수 없게 되므로, Ca 투입 전 용강 내 개재물의 총량을 2~5ppm으로 한정할 수 있다.

Ca 투입

강 슬라브 제조 시, 2차 정련 후 용강에 Metal Ca Wire를 투입하여 Ca의 투입량이 0.015~0.12kg/ton이 되도록 투입할 수 있다. 상기 Metal Ca Wire는 Ca 합금을 감싸고 있는 강재로 구성되며, 상기 강재의 두께는 1.2~1.4mm일 수 있으며, 상기 Ca Wire의 투입속도는 100~250meter/min일 수 있다.

Ca 투입 시, Metal Ca Wire의 Ca 합금을 감싸고 있는 강재의 두께가 1.2mm 미만일 경우 Ca의 Ladle 상부에서 용융되어 철정압의 효과가 적어져 Ca 실수율이 열위하게 되어 투입량이 증가하게 된다. 반면, 두께가 1.4mm를 초과하면 래들 기저부까지 Ca 와이어가 접촉되어 래들의 내화물이 용손되는 문제가 발생되어 조업의 안정성을 확보할 수 없다.

상기 용강 내 Ca 투입 시, Metal Ca Wire의 두께와 더불어 동시에 Ca 실수율을 확보하기 위해서 용강 내 와이어의 투입속도를 제어하여야 한다. 와이어의 투입속도가 100meter/min 미만이면 Ca 래들 상부에서 용융되어 철정압의 효과가 적어져 Ca 실수율이 열위하게 되어 투입량이 증가하게 된다. 반면, 와이어의 투입속도가 250meter/min를 초과하면 래들 기저부까지 Ca 와이어가 접촉되어 래들 의 내화물이 용손되는 문제가 발생되어 조업의 안정성을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 또한, 보다 바람직한 투입속도는 120~200meter/min일 수 있으며, 보다 바람직하게는 140~180meter/min일 수 있다.

Ca 투입량은 양이 너무 적을 경우, 응고 시, 중심부의 MnS가 발생되어 내수소유기균열성을 확보할 수 없으며, 그 양이 과다할 경우, 내화물의 Al2O3과 반응하여 내화물의 용손이 가속화되어 조업의 안정성을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 따라서, 상술한 문제점을 고려하여 Ca 투입량을 0.015~0.12kg/ton으로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 0.015~0.10kg/ton, 보다 바람직하게는 0.050~0.10kg/ton일 수 있다.

청정 버블링

상기 Ca 투입 후, 래들 내 불활성 가스 취입량이 10~50 liter/min이 되도록 5~20 min간 청정 버블링할 수 있다. 상기 래들 내 불활성 가스 취입 개소는 2개일 수 있다.

래들 내 불활성 가스 취입량이 너무 적으면 불활성 가스에 부착되어 제거되는 Al2O3 Cluster 및 Ca와 Al을 동시 함유하는 복합 개재물의 양이 적어져 청정도가 열위하게 되어 내수소유기균열성을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 반면, 그 양이 과다할 경우, 교반력이 강해져 용강 표면의 나탕으로 발생과 동시에 슬래그 혼입이 발생되어 청정도가 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 가스 취입량이 10~50 liter/min일 수 있으며, 보다 바람직하게는 15~40 liter/min, 보다 바람직하게는 20~30 liter/min일 수 있다.

래들 내 불활성 가스 취입 개소가 1개인 경우에는 용강 내 불균일 영역이 존재하게 되어 Al2O3 Cluster 및 Ca와 Al를 동시 함유하는 복합 개재물의 제거능이 열위하게 되며, 3개 이상의 경우 가스 취입 시, 겹치는 부분의 발생으로 교반력이 강해져 용강 표면의 나탕으로 발생과 동시에 슬래그 혼입이 발생되어 청정도가 열위하게 되는 문제가 있다.

래들 내 불활성 가스 취입량을 제한함에도 청정 버블링을 적용하는 시간이 너무 적으면 불활성 가스에 부착되어 제거되는 Al2O3 Cluster 및 Ca와 Al을 동시 함유하는 복합 개재물의 양이 적어져 청정도가 열위하게 되어 내수소유기균열성을 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 시간이 과도할 경우에는 용강 내의 온도 하락이 커지고, 래들 내의 온도 구배가 발생되어 청정도가 열위하게 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 청정 버블링 시간을 5~20min으로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 7~17min, 보다 바람직하게는 10~15min일 수 있다.

재가열

상기 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 재가열할 수 있다.

주조 중에 형성된 Ti 또는 Nb의 탄질화물 또는 TiNb(C,N) 조대 정출물 등을 재고용시키고, 사이징 압연 후 오스테나이트(Austenite)를 재결정온도 이상까지 가열시켜 유지함으로써, 오스테나이트 결정립도를 극대화하기 위하여 슬라브 가열온도를 1150℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 반면, 그 온도가 과도하게 높을 경우 고온에서의 산화스케일로 인해 문제가 발생할 수 있으며, 가열 및 유지에 따른 원가 증대로 인하여 제조원가가 지나치게 증대될 수 있으므로 그 상한을 1300℃로 제한할 수 있다.

열간압연

상기 가열된 슬라브를 900~1050℃의 마무리 열간압연 온도로 열간압연할 수 있다.

본 발명에서 900℃는 재결정 온도(Recrystallization Temperature) 이상의 영역에 해당된다. 마무리 열간압연 온도가 900℃ 미만일 경우, 정련과정에서 생선된 복합 개재물은 압연온도가 낮을수록 강판의 강도가 증가함에 따라 압연에 의한 변형을 수용하여야 하며, 이로 인해 작은 크기의 개재물로 파쇄 또는 분절되거나 MnS와 같은 개재물은 길게 연신될 수 있다. 이와 같은 작은 크기의 개재물로 파쇄 또는 분절되거나 연신된 개재물은 저온 충격인성의 개시 및 전파의 직접적인 원인으로 작용을 하므로, 가공경화가 발생하지 않는 재결정 온도 이상인 900℃ 이상으로 마무리 열간압연할 수 있다. 다만, 그 온도가 1050℃를 초과하면 압연종료 후에도 지속적으로 오스테나이트 결정립 성장(Austenite Grain Growth)이 발생하므로 DBTT 증대에 따른 충격인성이 저하될 수 있다. 또한, 상기 열간압연된 강판은 상온까지 공냉할 수 있다.

마무리 열간압연 후 강판의 두께는 5~100mm일 수 있으며, 보다 바람직하게는 5~70mm, 보다 바람직하게는 5~40mm일 수 있다.

노멀라이징

상기 열간압연된 강판을 850~950℃로 가열하여 5~60분 유지하는 노멀라이징할 수 있다.

노멀라이징 시, 가열온도가 850℃ 미만이거나, 유지시간이 5분보다 짧을 경우, 압연 후 냉각 중에서 생성된 탄화물이나 입계에 편석된 불순 원소들의 재고용이 원활히 일어나지 않아 노멀라이징 후 강재의 저온인성이 크게 저하될 수 있다. 반면, 그 온도가 950℃를 초과하거나, 유지시간이 60분을 초과하면, 오스테나이트 조대화 및 Nb(C,N), V(C,N) 등의 석출상의 조대화로 인하여 인성이 저하될 수 있다.

본 발명에서 유지시간은 강판 중심부 온도가 목표온도에 도달한 시점부터 5~60분 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 슬라브 제조 시, 용강 내 용존 수소량이 1.3ppm 이상인 경우, 노멀라이징 전 열간압연 후 200℃ 이상의 온도에서 상온까지 다단적치 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.

다단적치로 냉각할 경우, 강재 내 용존 수소를 방출함으로써, 수소에 의한 내부 미세균열을 더욱 효과적으로 억제할 수 있어 최종적으로 모재 및 용접 열영향부의 저온 충격인성을 향상시킬 수 있다.

상기와 같이 제조된 본 발명의 강재는 두께가 5~100mm일 수 있으며, 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT) 후 ICHAZ (Inter-critical HAZ)는 미세조직으로 MA 상을 15면적%로 포함하며, 상기 MA 상의 직경이 10㎛ 이하이고, 용접후열처리 후 ICHAZ의 인장강도가 450~620MPa이고, -40℃에서의 모재 및 HAZ의 저온 충격인성이 80J 이상으로, 용접 열영향부의 충격인성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

(실시예)

하기 표 1에는 강종에 따른 합금조성을 개시하였으며, 관계식 1 및 2를 계산하여 나타내었다. 산소의 함량은 공정 및 개재물과 관련된 것으로, 표 1의 합금조성에는 별도로 개시하지 않았다. 하기 표 1의 강을 이용하여 하기 표 2에 기재된 공정의 조건으로 두께 5~100mm의 강판을 제조하였다. 하기 표 2에 기재된 공정 조건 이외의 조건은 본 발명의 범위를 만족하는 조건으로 동일하게 적용하였다.

강종	합금성분(중량%)														관계식 1 (Ceq)	관계식 2 (IC)
강종	C	Si	Mn	Al	P*	S*	Nb	V	Ti	Cr	Mo	Cu	Ni	Ca*	관계식 1 (Ceq)	관계식 2 (IC)
A	0.07	0.15	1.1	0.03	80	10	0.013	0.015	0.011	0.02	0.10	0.20	0.25	25	0.31	170.73
B	0.08	0.2	1.2	0.03	80	10	0.015	0.015	0.013	0.05	0.10	0.08	0.20	25	0.33	124.52
C	0.07	0.17	1.07	0.03	85	12	0.013	0.017	0.012	0.014	0.08	0.02	0.23	22	0.29	177.79
D	0.09	0.23	1.05	0.02	81	10	0.015	0.02	0.012	0.019	0.06	0.04	0.18	21	0.30	105.91
E	0.09	0.35	1.03	0.03	83	11	0.012	0.013	0.015	0.05	0.07	0.15	0.21	20	0.31	104.65
F	0.18	0.32	1.17	0.02	82	13	0.018	0.015	0.001	0.13	0.08	0.12	0.28	22	0.45	-266.52
G	0.09	0.29	1.1	0.02	85	12	0.018	0.013	0.010	0.11	0.11	0.20	0.19	23	0.35	91.51
H	0.11	0.22	1.09	0.03	84	10	0.019	0.047	0.015	0.08	0.09	0.18	0.27	22	0.37	14.91

* 단위는 ppm

[관계식 1]

Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Ni]+[Cu])/15

[관계식 2]

IC = 565-3951*[C] - 82*[Mn] - 30*[Ni] - 200*[Mo]

(여기서, [C], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%를 의미함)

시편 번호	강종	슬라브 제조					재가열	열간압연	노멀라이징
		Ca 투입		청정 버블링			온도 (℃)	마무리 열간압연 온도 (℃)	가열온도 (℃)	유지시간 (분)
		Ca 투입량 (kg/ton)	속도 (m/min)	가스 취입량 (liter/min)	시간 (분)	취입개소 (개)	온도 (℃)	마무리 열간압연 온도 (℃)	가열온도 (℃)	유지시간 (분)
1	A	0.018	153	13	17	2	1159	908	867	7
2	B	0.054	201	12	18	2	1165	1012	910	12
3	C	0.081	153	23	15	2	1196	954	913	13
4	D	0.103	176	25	7	2	1174	932	911	15
5	E	0.085	209	36	16	2	1184	998	884	20
6	A	0.194	223	34	15	2	1207	956	860	19
7	A	0.053	65	33	17	2	1186	908	859	33
8	B	0.031	165	6	19	2	1158	966	884	34
9	B	0.024	170	19	39	2	1164	918	932	41
10	C	0.028	181	24	11	1	1180	975	915	52
11	C	0.035	209	28	13	2	1023	963	933	9
12	D	0.019	212	31	10	2	1238	1115	928	18
13	D	0.042	235	30	8	2	1188	982	981	33
14	E	0.051	241	29	7	2	1153	967	899	83
15	F	0.029	118	20	15	2	1159	965	854	53
16	G	0.053	243	28	8	2	1154	966	884	41
17	H	0.031	164	40	18	2	1157	965	883	37

상기 제조된 강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정하여 표 3에 나타내었다. 미세조직 및 복합 개재물은 주사전자현미경을 이용하여 각 시편의 미세조직을 관찰하였다. 복합 개재물은 모재 및 HAZ에서는 주사전자현미경으로 72mm²의 면적을 관찰했을 때 검출되는 입자 지름 0.5㎛ 이상의 비금속 개재물을 EDS에 의해 조성을 분석했다. 개재물의 조성이 Ca와 Al을 동시에 함유한 복합 개재물이면서 개재물의 직경을 원으로 환산 시, 입자 지름이 6㎛ 이상의 개재물 면적의 합계를 S1, 복합 개재물 전체 면적 합계를 S2로 나타내어 S1/S2의 값을 나타내었다. 더하여, 제조된 강재를 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT)한 후 ICHAZ의 미세조직 및 기계적 물성을 측정하였다. 미세조직은 앞서 강판의 측정방법과 동일한 방법으로 측정되었으며, 기계적 물성은 인장시험을 통하여 각 시편의 인장강도를 측정하였으며, 통상의 방법으로 -40℃에서의 충격인성을 측정하였다.

시편 번호	강종	미세조직 (면적%)			Ca-Al-O 복합 개재물			ICHAZ 미세조직		PWHT 후 물성		구분
시편 번호	강종	F	P	구 오스테나이트 결정립 평균 크기(㎛)	S1	S2	S1/S2	MA 분율 (면적%)	MA 직경 (㎛)	인장강도 (MPa)	충격인성 (-40℃,J)	구분
1	A	77	23	19.8	624	7126	0.09	3.5	8.1	512	213	발명예1
2	B	78	22	23.7	485	6105	0.08	4.5	2.3	532	222	발명예2
3	C	74	26	22.6	214	5324	0.04	6.2	2.5	498	251	발명예3
4	D	75	25	22.4	183	5625	0.03	3.9	3.6	514	234	발명예4
5	E	79	21	23.1	115	4563	0.03	2.5	4.3	532	209	발명예5
6	A	80	20	22.8	480	2315	0.21	1.8	6.5	506	15	비교예1
7	A	72	28	24.2	352	1354	0.26	2.7	3.7	514	16	비교예2
8	B	74	26	24.0	231	1685	0.14	5.5	4.1	522	23	비교예3
9	B	74	26	23.9	334	1565	0.21	6.3	5.5	508	28	비교예4
10	C	75	25	20.5	493	2557	0.19	7.3	6.1	532	27	비교예5
11	C	76	24	45.2	289	3458	0.08	8.1	1.8	509	51	비교예6
12	D	77	23	39.8	212	4862	0.04	6.9	2.8	511	38	비교예7
13	D	75	25	41.7	699	9823	0.07	2.9	6.5	524	50	비교예8
14	E	71	29	39.5	357	5662	0.06	3.3	4.6	529	18	비교예9
15	F	73	27	22.7	765	8882	0.09	20.9	15.7	583	14	비교예10
16	G	78	22	20.9	804	9985	0.08	16.5	8.3	509	23	비교예11
17	H	74	26	20.4	934	9715	0.10	15.7	9.4	531	26	비교예12

P: 펄라이트, F: 페라이트

본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명예들은 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하고 있는 것을 알 수 있다.

한편, 비교예 1 및 2는 슬라브 제조 시, Ca 투입량 및 투입속도가 본 발명의 범위를 충족하지 못하는 것으로, 비교예 1 및 2는 입자 지금이 6㎛ 이상인 Ca와 Al을 포함하는 복합 개재물이 과도하게 생성되어 용접후열처리 후 충격인성이 본 발명에서 목적하는 바를 확보하지 못하였다.

비교예 3 내지 5는 슬라브 제조 시, 청정 버블링 조건인 가스 취입량, 시간, 취입 개소가 본 발명을 만족하지 못하는 것으로, Ca-Al-O 복합 개재물 중 크기가 6㎛ 이상인 개재물이 과도하게 생성되어 용접후열처리 후 충격인성이 열위하였다.

비교예 6은 재가열 온도가 본 발명의 범위에 미달되는 것으로, 구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 조대하였으며, 본 발명에서 목적하는 충격인성을 확보하지 못하였다.

비교예 7은 마무리 열간압연온도가 본 발명의 범위를 초과한 것으로, 구 오스테나이트 결정립의 성장이 지속적이었으며, 이로 인해 충격인성이 본 발명의 범위를 만족하지 못하였다.

비교예 8 및 9는 본 발명의 노멀라이징 온도 및 시간 조건을 만족하지 못한 것으로, 구오스테나이트 결정립 평균 크기가 조대하여, 본 발명에서 목적하는 충격인성 값을 확보하지 못하였다.

비교예 10 내지 12는 본 발명의 관계식 1 또는 관계식 2를 만족하지 못한 경우로, 용접 및 용접후열처리 후 ICHAZ의 MA 분율이 본 발명에서 목적하는 바를 초과하였으며, 이로 인해 충격인성 값을 확보하지 못하였다.

이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.06~0.25%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.40%, 인(P): 0.010% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.001~0.03%, 바나듐(V): 0.001~0.03%, 티타늄(Ti): 0.001~0.03%, 크롬(Cr): 0.01~0.20%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%, 구리(Cu): 0.01~0.50%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%, 산소(O): 0.0010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.42 미만이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 IC 값이 100 초과이며,
구 오스테나이트 결정립 평균 크기가 30㎛ 이하이고,
하기 관계식 3에서 정의되는 IN 값이 0.1 이하인 강재.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Ni]+[Cu])/15
(여기서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각 원소의 중량%를 의미함)
[관계식 2]
IC = 565-3951*[C] - 82*[Mn] - 30*[Ni] - 200*[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%를 의미함)
[관계식 3]
IN = S1/S2
(여기서, S1은 원상당 직경으로 측정한 크기가 6㎛ 이상인 Ca-Al-O 복합 개재물의 면적의 합이고, S2는 모든 Ca-Al-O 복합 개재물의 면적의 합을 의미함)
제1항에 있어서,
상기 강재는 질소(N)을 0.0020~0.0060% 더 포함하는 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재의 미세조직은 30면적% 이하의 펄라이트 및 잔부 페라이트로 이루어지는 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재의 두께는 5~100mm인 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재를 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT)한 후, 열처리된 강재의 ICHAZ (Inter-critical HAZ)은 MA 상을 15면적% 이하로 포함하며, 상기 MA 상의 직경이 10㎛ 이하인 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재를 150~200kJ/cm 대입열 용접 및 용접후열처리(PWHT)한 후, 열처리된 강재의 ICHAZ은 인장강도가 450~620MPa이고, -40℃에서의 저온 충격인성이 80J 이상인 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.25%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.40%, 인(P): 0.010% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.001~0.03%, 바나듐(V): 0.001~0.03%, 티타늄(Ti): 0.001~0.03%, 크롬(Cr): 0.01~0.20%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.15%, 구리(Cu): 0.01~0.50%, 니켈(Ni): 0.05~0.50%, 칼슘(Ca): 0.0005~0.0040%, 산소(O): 0.0010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 Ceq 값이 0.42 미만이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 IC 값이 100 초과인 강 슬라브를 제조하는 단계;
상기 제조된 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 900~1050℃의 마무리 열간압연 온도로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 850~950℃로 가열하여 5~60분 유지하는 노멀라이징하는 단계를 포함하고,
상기 슬라브 제조 단계는 2차 정련 후 용강에 Metal Ca Wire를 투입하여 Ca의 투입량이 0.015~0.12kg/ton이 되도록 투입하는 단계; 및 상기 Ca 투입 후, 래들 내 불활성 가스 취입량이 10~50 liter/min이 되도록 5~20 min간 청정 버블링하는 단계를 포함하며,
상기 Ca Wire의 투입속도는 100~250meter/min이고, 상기 래들 내 불활성 가스 취입 개소는 2개인 강재의 제조방법.
[관계식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Cr]+[Mo]+[V])/5 + ([Ni]+[Cu])/15
(여기서, [C], [Mn], [Cr], [Mo], [V], [Ni] 및 [Cu]는 각 원소의 중량%를 의미함)
[관계식 2]
IC = 565-3951*[C] - 82*[Mn] - 30*[Ni] - 200*[Mo]
(여기서, [C], [Mn], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%를 의미함)
제7항에 있어서,
상기 슬라브는 질소(N)을 0.0020~0.0060% 더 포함하는 강재의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 Metal Ca Wire는 Ca 합금을 감싸고 있는 강재로 구성되며, 상기 강재의 두께는 1.2~1.4mm인 강재의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 열간압연 시 강재의 두께는 5~100mm가 되도록 하는 강재의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 열간압연 단계 후 200℃ 이상에서 상온까지 다단적치 냉각하는 단계를 더 포함하는 강재의 제조방법.