KR20220093878A - 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은, 대입열 용접시 열영향부의 인성이 뛰어난 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 390 MPa 이상, 인장강도(TS): 510 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족한다.

Description

대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법{High strength steel plate for welding structure with superior heat affected zone toughness for high heat input welding and method for manufacturing the same}
본 발명은 용접구조물에 사용되는 구조용 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 대입열 용접열영향부의 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
전세계 물동량의 증가에 따라 선박의 대형화가 진행되고 있는 가운데, 사용되는 후판 강재의 극후물화도 동시에 요구되고 있다. 특히, 사용되는 강재의 두께가 두꺼울수록 외부 또는 내부에서 발생한 충격에 의한 균열진전이 발생하기 쉬운 환경에 노출되는데, 상부 데크(Upper Deck)나 해치코밍(Hatch coaming)에 이러한 균열이 발생하면 선박이 좌초될 정도의 대형사고가 발생하므로, 취성균열정지 특성을 가지는 후판의 개발이 절실하다.
이러한 취성균열정지 특성을 가지는 후판을 제작하기 위해서 주로 고용강화기구를 사용하여, 인성 및 강도를 확보하는데, 탄소당량(Ceq)이 0.46 이상의 높은 화학성분이 필요하다. 하지만 이렇게 높은 탄소당량(Ceq)에서는 예열온도가 높아질 수밖에 없으며, 용접 시 인성의 열화가 발생되어 용접에 제약이 크다.
블록 투 블록(Block to Block)의 조립시간이 길어질수록 선박의 용접공수가 늘어나고 결국 생산원가가 상승한다. 기존 후물재에 대한 용접법은 FCAW나 SAW를 통한 다층 용접법으로 선박의 용접공수가 늘어나 생산원가가 상승하게 된다. 생산원가를 감소시키기 위하여 한 패스(1 pass)에 용접할 수 있는 입열량 650kJ/cm 이상의 투 폴(2 pole) EGW 적용도 검토되고 있으나, 높은 탄소당량 및 결정립 조대화에 따른 충격인성 저하로 실제 적용이 어렵다.
한국특허출원번호 제10-2017-7010375호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 항복강도 390MPa 이상의 극후물 강판으로서의 취성균열정지 특성을 가지며, 400 kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시 열영향부의 인성이 뛰어난 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 대입열 용접시 열영향부의 인성이 뛰어난 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YS): 390 MPa 이상, 인장강도(TS): 510 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재는, 침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 침상형 페라이트 또는 상기 베이나이틱 페라이트가 90% 이상의 분율이고, 상기 베이나이트가 10% 이하의 분율일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재는, 열영향부 충격인성: 200 J ~ 420 J 을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재는, 0.28 ~ 0.44 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가질 수 있다. (여기에서, Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재는, 상기 기타 불가피한 불순물로서 0% 초과 ~ 0.003% 범위의 니오븀을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 900℃ ~ 1,150℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 오스테나이트 재결정영역 이상의 온도에서 1차 열간압연하는 단계; 상기 1차 열간압연된 강재를 오스테나이트 미재결정 영역의 온도에서 2차 열간압연하는 단계; 및 상기 2차 열간압연된 강재를 4℃/초 이상의 평균냉각속도로 200℃ ~ 400℃의 냉각종료온도로 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 1차 열간압연하는 단계는 900℃ ~ 1,000℃에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 2차 열간압연하는 단계는 700℃~ 800℃의 압연종료온도로 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용접구조용 강재의 제조방법에 의하여 제조된 용접구조용 강재는, 항복강도(YS): 390 MPa 이상, 인장강도(TS): 510 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족하고, 침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가지고, 상기 침상형 페라이트 또는 상기 베이나이틱 페라이트가 90% 이상의 분율이고, 상기 베이나이트가 10% 이하의 분율일 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 상기 용접구조용 강재는, 항복강도(YS): 390MPa 이상, 인장강도(TS): 510MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족한다. 약 400 kJ/cm ~ 500 kJ/cm의 대입열 용접 시험 결과, 용접부 인장강도 특성을 만족했으며, 기존 대비 용접 열영향부의 충격인성이 약 2배 이상 개선됨을 확인하였다. 따라서, 400 kJ/cm 이상의 대입열 용접 시에도 뛰어난 용접부 기계적 성질을 가짐으로 인해, 제작 시에 용접공수 단축에 의한 생산원가 절감을 제공할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 용접구조용 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 용접구조용 강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명은 항복강도 390 MPa 이상의 극후물 강판으로서 -40℃ 인성을 확보하여 취성균열정지 특성을 가질 뿐만 아니라 400 kJ/cm 이상의 대입열 용접시 열영향부의 인성이 뛰어난 용접구조용 강재 및 그 제조방법을 제시한다. 이를 위하여 본 발명에서는, 대입열 용접시의 열영향부의 인성을 확보하기 위하여 티타늄(Ti)을 첨가하고, 탄소(C) 등의 원소의 첨가량을 낮추어 고용온도가 1,400℃ 이상인 TiN을 생성하여 결정립 성장을 최소화한다. 고온에서의 TiN 석출물의 안정성을 증가시키기 위하여, 니오븀(Nb)을 첨가하지 않는 특징이 있다.
이렇게 설계된 합금조성에 대형취성파괴 특성을 얻기 위하여 압연 전 미세조직을 약 150 μm 수준으로 제어하고 압연 및 냉각 종료 후 약 40 μm의 침상형 페라이트(Acicular ferrite) 또는 베이나이틱 페라이트(Bainitic ferrite)가 90% 이상, 베이나이트(Bainite)가 10% 이하로 이루어지는 미세조직을 갖도록 제어할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면인 용접구조용 강재에 대하여 설명한다.
대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재
본 발명에 따른 용접구조용 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 용접구조용 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.04% ~ 0.09%
탄소는 강판에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소로서, 강판의 담금질성을 높이고, 담금질 후 강도를 결정하는 주요 원소이다. 탄소의 함유량과 제조방법에 따라 소재 조직 내부에서 고용 탄소가 되기도 하고, 탄소와 결합하려는 성질이 아주 높은 원소들과 결합하여 탄화물을 형성하게 된다. 탄소의 함량이 0.04% 미만인 경우에는, 강도 확보가 어려울 수 있다. 탄소의 함량이 0.09%를 초과하는 경우에는, 용접성, 연신율 및 내식성 등이 저하될 수 있다. 따라서, 탄소는 강재 전체 중량의 0.04% ~ 0.09%로 첨가되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%
실리콘은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 실리콘의 함량이 0.30%를 초과하는 경우에는, 강재의 표면에 산화물을 형성하여 강재의 용접성 등을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.30%로 첨가되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%
망간은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 망간의 함량이 1.40% 미만인 경우에는, 강도 확보가 어려울 수 있고, 망간 첨가 효과가 불충분하다. 망간의 함량이 1.60%를 초과하는 경우에는, 강도는 증가하나 편석이 발생하여 조직 불균일을 발생시킬 수 있다. 따라서, 망간은 강재 전체 중량의 1.40% ~ 1.60%로 첨가되는 것이 바람직하다.
가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%
알루미늄은 탈산제로 사용되는 동시에 실리콘과 같이 시멘타이트 석출을 억제하고 오스테나이트를 안정화하는 역할을 하며 강도를 향상시키는 역할을 한다. 알루미늄의 함량이 0.07%를 초과하는 경우에는, 제강시 노즐 막힘 문제가 발생할 수 있고, 주조시 알루미늄 산화물 등에 의하여 열간 취성이 발생하여 크랙 발생과 연성이 저하될 수 있다. 따라서, 알루미늄은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.07%로 첨가되는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%
구리는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 모재 강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 구리의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는, 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온 균열을 발생할 수 있다. 특히, 구리는 황과 함께 티타늄 계 산화물 주위에 CuS 형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 줄 수 있다. 따라서, 구리는 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.2%로 첨가되는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%
니켈은 고용강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 니켈의 함량이 0.30% 미만일 경우에는, 니켈 첨가 효과가 불충분하다. 니켈의 함량이 0.90%를 초과하는 경우에는, 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 발생시킬 수 있다. 따라서, 니켈은 강재 전체 중량의 0.30% ~ 0.90%로 첨가되는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%
티타늄은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 슬래브 가열 단계에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방해하여 강재의 인성을 향상시킬 수 있다. 티타늄의 함량이 0.01% 미만일 경우에는, 인성 향상의 효과가 미미하다. 티타늄의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는, 조대한 석출물을 생성시킴으로써 극후물 강재의 인성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조비용을 상승시킬 수 있다. 따라서, 티타늄은 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.02%로 첨가되는 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.01%
인은 슬라브 재가열 공정 중 입계에 편석되어 취성을 유발하고 내부식성을 저하시키므로, 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 인을 0.01%를 초과하여 포함하는 경우에는, 용접성 및 인성이 저하될 수 있다. 따라서, 인은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.002%
황은 인과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 강의 인성 및 용접성을 저해할 수 있다. 황을 0.002%를 초과하여 포함하는 경우에는, 유화물계 개재물(MnS)을 형성하여 응력부식균열에 대한 저항성을 악화시켜 강의 가공 중 크랙을 발생시킬 수 있고, 그 결과 강의 내부식성을 저하시킬 수 있다. 황은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.002%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%
질소는 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 BN 석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미칠 수 있다. 질소의 함량이 0.015%(150 ppm)를 초과하는 경우에는, 용접열영향부 내에 분포하는 고용 질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고 용접시 희석에 따른 용접금속 중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다. 따라서, 질소는 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
본 발명에 따른 용접구조용 강재는 니오븀(Nb)을 포함하지 않도록 구성된다. 니오븀은 질소와 결합하여 NbN 석출물을 형성시켜 용접열영향부에서 페라이트 변태를 촉진시키기는 유용하지만, 용접열영향부 내에서 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적 성질에 나쁜 영향을 미칠 수 있다. 즉, 니오븀은 고온 안정성을 저하시킬 수 있다. 반면, 니오븀은 상기 기타 불가피한 불순물로서 상기 강재에 포함될 수 있으며, 이러한 경우에는 0.005 중량% 이하로, 바람직하게는 0.003 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 니오븀은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 용접구조용 강재의 탄소 당량(Ceq)은 식 1과 같다.
[식 1]
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5
상기 식 1에서, [C], [Mn], [Ni], [Cu], [Cr], [Mo], 및 [V] 는, 상기 강재에 포함되는 탄소(C), 망간(Mn), 니켈(Ni), 구리(Cu), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo), 및 바나듐(V)의 함량이며, 각각의 단위는 중량%이다.
상기 강재는 상기 식 1에 따른 탄소 당량(Ceq)이, 0.44 이하일 수 있고, 예를 들어 0.28 ~ 0.44 범위일 수 있다.
대입열 용접시의 열영향부의 인성을 확보하기 위하여 상기 티타늄(Ti)과 질소(N)는 2:1의 비율로 첨가할 수 있다. 또한, 탄소(C) 등의 원소의 첨가량을 낮추어 고용온도가 1,500℃ 이상인 TiN을 생성하여 결정립 성장을 최소화한다. 본 발명에 의하면 약 600kJ/㎝ 이상의 초대입열 용접시에도 CGHAZ의 폭이 0.5 mm 이하, 최대 결정립 크기가 250 μm 이하로 제어될 수 있다.
이렇게 설계된 합금조성에 대형취성파괴 특성을 얻기 위하여 압연 전 미세조직을 약 150 μm 수준으로 제어하고, 압연 및 냉각 종료 후 약 40 μm 이하의 침상형 페라이트(Acicular ferrite) 또는 베이나이틱 페라이트(Bainitic ferrite)가 90% 이상의 분율이고, 베이나이트(Bainite)가 10% 이하의 분율로 이루어지는 미세조직을 갖도록 제어할 수 있다.
즉, 상기 용접구조용 강재는, 침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가질 수 있다. 상기 침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트는, 예를 들어 90% ~ 100% 미만의 분율을 가지고, 상기 베이나이트는, 예를 들어 0% 초과 ~ 10%의 분율을 가질 수 있다. 또는, 상기 침상형 페라이트는, 예를 들어 90% ~ 100% 미만의 분율을 가지고, 상기 베이나이트는, 예를 들어 0% 초과 ~ 10%의 분율을 가질 수 있다. 또는, 상기 베이나이틱 페라이트는, 예를 들어 90% ~ 100% 미만의 분율을 가지고, 상기 베이나이트는, 예를 들어 0% 초과 ~ 10%의 분율을 가질 수 있다. 상기 분율은 상기 강재의 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
본 발명에 따른 용접구조용 강재는 상술한 성분계 및 후술하는 공정 조건 제어에 의하여 항복강도(YS): 390 MPa 이상, 인장강도(TS): 510 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족할 수 있다. 상기 용접구조용 강재는, 항복강도(YS): 390 MPa ~ 500 MPa, 인장강도(TS): 510 MPa ~650 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 30%, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J ~ 400 J을 만족할 수 있다.
상기 용접구조용 강재는, 열영향부 충격인성: 200 J ~ 420 J 을 만족할 수 있다.
이러한 본 발명의 용접구조용 강재는 대형 컨테이너에 사용되는 극후물재의 취성균열정지 특성뿐 아니라 400 kJ/㎝ 이상의 대입열 용접시에도 뛰어난 용접부 기계적 성질을 가짐으로써 제작 시 용접송구 단축에 의해 생산원가를 절감할 수 있다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법에 관하여 설명한다.
용접구조용 강재의 제조방법
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 용접구조용 강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
본 발명에 따른 용접구조용 강재의 제조방법에서 대상이 되는 강재인 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 용접구조용 강재의 제조방법은 재가열단계(S110), 1차 열간압연 단계(S120), 2차 열간압연 단계(S130), 및 냉각 단계(S140)를 포함한다.
구체적으로, 상기 용접구조용 강재의 합금 조성비를 만족하는 강재를 900℃ ~ 1,150℃의 온도에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강재를 오스테나이트 재결정 영역에서 1차 열간압연하는 단계, 상기 1차 열간압연된 강재를 2차 열간압연하는 단계, 및 상기 2차 열간압연된 강재를 400℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다.
재가열 단계(S110)
상기 재가열 단계(S110)에서는, 상기의 조성을 갖는 강재를, 예를 들어 900℃ ~ 1,150℃의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 900℃ 미만인 경우에는, 가열온도가 충분하지 않아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, 석출물이 고용 온도에 이르지 못해 열간압연시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하기 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 또한, 재가열 온도가 1,150℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되거나 또는 탈탄 현상이 발생하여 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.
1차 열간압연 단계(S120)
이어서, 상기 가열된 강재는 먼저 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연을 실시한다. 상기 열간압연은 폭압연, 조압연, 및 사상압연으로 연속적으로 수행될 수 있다. 상기 열간압연 단계에 의하여, 상기 강재는 열연강판을 형성할 수 있다.
상기 열간압연은 수행되는 온도에 따라 1차 열간압연 단계 및 2차 열간압연 단계의 두 단계로 구분될 수 있다.
상기 1차 열간압연단계(S120)에서는, 상기 재가열된 강재를 1차 열간압연을 실시한다. 상기 1차 열간압연 온도는 오스테나이트 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 1차 열간압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴되고 오스테나이트의 크기를 작게 하는 효과를 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여, 1차 열간압연 온도는, 예를 들어 900℃ ~ 1,000℃로 제어할 수 있다. 오스테나이트 재결정역에서 이루어지는 1차 열간압연 단계를 통하여 구 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 또한, 1차 열간압연 후 강재의 두께는 최종 제품 두께를 t라 할 때 t/0.56 이상이 되도록 압하율을 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 실시예에 따르면, 상기 1차 열간압연 시 평균 압하율은, 예를 들어 9% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 평균 압하율이 9% 미만인 경우에는 조대한 미재결정역 오스테나이트가 잔존하여 DWTT 특성을 저하시킬 수 있다. 상기 1차 열간압연시 잔압하율은, 예를 들어 30% ~ 50% 일 수 있다.
2차 열간압연 단계(S130)
상기 2차 열간압연단계(S130)에서는, 상기 1차 열간압연된 강재를 오스테나이트 미재결정 영역의 온도에서 2차 열간압연한다. 상기 2차 열간압연 단계는, 예를 들어 700℃~ 800℃의 압연종료온도 조건으로 수행될 수 있다. 2차 열간압연종료온도가 700℃ 미만인 경우, 이상역 압연에 의해 혼립 조직이 발생하여 강판 물성을 저하시킬 수 있다. 또한, 압연종료온도가 800℃를 초과하는 경우, 강도 등이 불충분할 수 있다.
냉각 단계(S140)
상기 냉각 단계(S140)에서는, 상기 2차 열간압연 종료 후 상기 강재를 냉각한다. 상기 냉각 단계(S140)에서 냉각개시온도를 제어하는 것은 미세한 등축 페라이트의 형성에 중요한 요소이다. 냉각개시온도는, 예를 들어 680℃ ~ 800℃의 범위일 수 있다. 냉각 개시온도가 680℃ 미만이거나 800℃를 초과하는 경우에는 DWTT 역파면 억제 효과가 약화될 수 있다.
냉각 단계(S140)에서는 상기 2차 열간압연된 강재를, 예를 들어 4℃/초 이상의 평균냉각속도로, 예를 들어 4℃/초 ~ 20℃/초의 평균냉각속도로, 예를 들어 200℃ ~ 400℃의 냉각종료온도로 냉각할 수 있다. 냉각은 수냉 방식으로 수행되는 것이 바람직하다. 자연 냉각의 경우, 결정립 성장이 촉진되어 강도 확보에 어려움이 있다. 다만, 냉각속도가 4℃/초 미만일 경우에는 등축 페라이트의 분율이 증가하고 결정립 크기가 조대해지므로 강도와 인성 모두 열화될 수 있다. 상기 냉각종료온도가 200℃ 미만인 경우에는, 저온변태조직이 다량 형성되어 취성파괴 저항력이 저하될 수 있다. 상기 냉각종료온도가 400℃를 초과하는 경우에는, 조대한 미세조직의 형성 등으로 인하여 강도가 불충분할 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
표 1은 비교예들과 실시예들의 용접구조용 강재의 조성을 나타낸다. 표 1에서 잔부는 철(Fe)과 제강 공정 등에서 불가피하게 함유되는 불순물로 이루어진다. 각각의 성분의 함량 단위는 중량%이다.
구분 C Si Mn S-Al Cu Nb Ni Ti P S N
비교예 0.0802 0.188 1.464 0.027 0.281 0.021 0.31 0.012 0.0083 0.0017 0.0032
실시예 0.084 0.27 1.49 0.028 0.08 0.003 0.38 0.011 0.0092 0.0016 0.0032
표 1을 참조하면, 비교예는 니오븀을 0.021 중량%를 포함하는 반면, 실시예는 니오븀을 불가피한 불순물로서 0.003 중량%를 포함하는 상이점이 있다. 또한, 비교예에 비하여 실시예는 구리의 함량이 낮은 상이점이 있다.
상기 표 1의 조성을 갖는 비교예 및 실시예의 강재를 1,100℃에서 2시간 이상 가열한 뒤, 이를 950℃ 에서 1차 열간압연하고 750℃에서 2차 열간압연하고, 4℃/초의 냉각속도로 400℃ 이하까지의 온도로 냉각을 실시하여 용접구조용 강재를 제조하였다.
상기 강재의 기계적 성질을 평가하였다. 상기 기계적 성질을 평가하기 위한 시편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험은 압연방향, 그리고 샤르피 충격시험은 압연방향과 수직한 방향에서 측정하였다.
표 2는 상기 제조된 용접구조용 강재에 대한 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 및 샤르피 충격 흡수에너지를 나타낸다. 상기 비교예와 실시예의 강재는 60t(60 mm)의 두께를 가졌다.
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지 (J)
평균 1회 2회 3회
비교예 451 533 31 360 360 362 358
실시예 412 525 27 336 334 339 334
표 2를 참조하면, 비교예와 실시예 모두 390 MPa 의 항복강도, 510 MPa 이상의 인장강도, 및 20% 이상의 연신율의 본 발명의 목표 수치를 만족한다. 또한, 비교예와 실시예 모두 300 J 이상의 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수에너지의 본 발명의 목표 수치를 만족한다.
이어서 상기 강재의 용접부의 인장시험 및 열영향부의 충격인성 평가를 수행하였다. 용접부의 인장시험 및 열영향부의 충격인성 평가는 실제 용접입열량에 상당하는 용접 조건, 즉 용접시편 사이의 개선각, 시편의 루트갭, 용접시의 전류, 전압 및 속도, 용접입열량을 갖는 소정의 용접 열사이클을 부여한 다음, 시편의 표면을 연마하고 충격시험편으로 가공하여 실시하였다. 상기 용접 조건에서 개선각은 10도 ~ 20도이었고, 루트갭은 6 mm ~ 16 mm 이었고, 상기 전류는 300 A ~ 400 A 이었고, 전압은 30 V ~ 50 V이었고, 속도는 2.5 ~ 3.5 이었고, 입열량은 400 kJ/cm ~ 700 kJ/cm 이었다.
용접부의 인장시험의 경우 80mm의 인장시험편의 두께(t)의 1/2 지점을 기준으로, 상부(Face) 및 하부(Root)로 나누어 평가하였다. 목표하는 용접부의 인장강도는, 510 MPa ~ 650 MPa이다.
상기 용접부의 인장강도는 비교예의 경우 상부(Face)에서 539 MPa, 하부(Root)에서 537 MPa 이었고, 실시예의 경우 상부(Face)에서 539 MPa, 하부(Root)에서 533 MPa 이었다. 따라서, 비교예와 실시예 모두 용접부의 인장 강도는 본 발명의 목표 수치를 만족하였다. 또한, 파단 위치는 비교예와 실시예 모두 모재부에서 발생하였다.
표 3은 상기 제조된 용접구조용 강재에 대한 열영향부의 충격인성을 나타내는 표이다.
표 3에서, 시험편의 두께 방향으로 상부(Face), 중심부(Center), 하부(Root)로 나누어 평가하였으며, 모재와 용접금속의 경계선인 용융선(Fusion Line; FL), 상기 용융선으로부터 1 mm 지점(FL+1mm), 2 mm 지점(FL+2mm), 3 mm 지점(FL+3mm), 및 5 mm 지점(FL+5mm)에 대해 각각 충격시험을 실시하였다. 상기 열영향부의 충격인성 시험은 -20℃에서 수행되었다.
구분 위치 FL FL+1mm FL+2mm FL+3mm FL+5mm
비교예 상부 138,157,164 80,115,119 46,67,126 126,407,165 416,417,419
평균: 153 J 평균: 105 J 평균: 80 J 평균: 233 J 평균: 417 J
중심부 168,178,194 9,11,25 13,14,23 137,195,243 167,184,410
평균: 180 J 평균: 15 J 평균: 17 J 평균: 192 J 평균: 254 J
하부 154,158,179 38,81,115 39,156,182 33,390,397 388,342,400
평균: 164 J 평균: 78 J 평균: 126 J 평균: 273 J 평균: 377 J
실시예 상부 166,367,390 167,200,403 381,396,398 388,390,396 418,419,420
평균: 308 J 평균: 257 J 평균: 392 J 평균: 392 J 평균: 419 J
중심부 241,396,399 305,335,368 168,263,292 206,303,393 402,417,424
평균: 345 J 평균: 336 J 평균: 241 J 평균: 301 J 평균: 414 J
하부 128,130,407 361,412,415 413,413,415 386,388,397 415,418,419
평균: 222 J 평균: 396 J 평균: 414 J 평균: 390 J 평균: 417 J
표 3을 참조하면, 열영향부의 충격인성은 모든 위치에서 비교예에 비하여 실시예가 약 2 배 이상의 높은 수치를 나타내었다. 실시예는 200 J ~ 420 J 의 열영향부 충격인성을 가짐을 알 수 있다.
또한, 실시예는 용접재 금속에서, 상부는 51J, 55J, 68J 로서 평균 58J 이었고, 중심부는 55J, 56J, 77J 로서 평균 62J 이었고, 하부는 41J, 46J, 60J 로서 평균 49J 이었다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 용접구조용 강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도 2를 참조하면, 상기 용접구조용 강재의 미세조직에서, 상기 침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트가 90% 이상의 분율을 가지고, 상기 베이나이트는 10% 이하의 분율을 가짐을 확인할 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YS): 390 MPa 이상, 인장강도(TS): 510 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족하는,
    용접구조용 강재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 용접구조용 강재는,
    침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가지는,
    용접구조용 강재.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 침상형 페라이트 또는 상기 베이나이틱 페라이트가 90% 이상의 분율이고,
    상기 베이나이트가 10% 이하의 분율인,
    용접구조용 강재.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 용접구조용 강재는,
    열영향부 충격인성: 200 J ~ 420 J 을 만족하는,
    용접구조용 강재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 용접구조용 강재는,
    0.28 ~ 0.44 범위의 탄소 당량(Ceq)을 가지는,
    (여기에서, Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5 임)
    용접구조용 강재.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 용접구조용 강재는,
    상기 기타 불가피한 불순물로서 0% 초과 ~ 0.003% 범위의 니오븀을 포함하는,
    용접구조용 강재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.04% ~ 0.09%, 실리콘(Si): 0% 초과 ~ 0.30%, 망간(Mn): 1.40% ~ 1.60%, 가용성 알루미늄(S_Al): 0% 초과 ~ 0.07%, 구리(Cu): 0% 초과 ~ 0.2%, 니켈(Ni): 0.30% ~ 0.90%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.02%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.002%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.015%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 900℃ ~ 1,150℃의 재가열 온도에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 오스테나이트 재결정영역 이상의 온도에서 1차 열간압연하는 단계;
    상기 1차 열간압연된 강재를 오스테나이트 미재결정 영역의 온도에서 2차 열간압연하는 단계; 및
    상기 2차 열간압연된 강재를 4℃/초 이상의 평균냉각속도로 200℃ ~ 400℃의 냉각종료온도로 냉각하는 단계;를 포함하는,
    용접구조용 강재의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 1차 열간압연하는 단계는 900℃ ~ 1,000℃에서 수행되는,
    용접구조용 강재의 제조방법.
  9. 제 7 항에 있어서,
    상기 2차 열간압연하는 단계는 700℃~ 800℃의 압연종료온도로 수행되는,
    용접구조용 강재의 제조방법.
  10. 제 7 항에 있어서,
    상기 용접구조용 강재의 제조방법에 의하여 제조된 용접구조용 강재는,
    항복강도(YS): 390 MPa 이상, 인장강도(TS): 510 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 -40℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지: 300 J 이상을 만족하고,
    침상형 페라이트 또는 베이나이틱 페라이트 및 베이나이트를 포함하는 혼합 조직을 가지고,
    상기 침상형 페라이트 또는 상기 베이나이틱 페라이트가 90% 이상의 분율이고, 상기 베이나이트가 10% 이하의 분율인,
    용접구조용 강재의 제조방법.
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