WO2017095190A1 - 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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장성호
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Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance and resistance to brittle crack initiation at a welded part and a method of manufacturing the same.
  • the microstructure of the ultra-thick material becomes coarse because it is not sufficiently deformed in comparison with the material material due to the decrease in the total reduction ratio during the manufacture of the ultra-thick material. This will fall.
  • high-strength steel has a disadvantage in that the toughness of the weld heat affected zone (HAZ) becomes very weak as the microstructure of the heat affected zone (HAZ) consists of low-temperature transformation phases having high strength such as bainite. Have.
  • the island-like martensite generated from the unmodified austenite during the formation of low temperature transformation phase is the Since it is a nucleation site, it is very difficult to improve the brittle cracking resistance of high strength steels.
  • the microstructure of the weld heat affected zone is refined using TiN or the ferrite is formed on the weld heat affected zone using oxide metallurgy.
  • this is partly helpful in improving the impact toughness through the microstructure of the tissue, but it does not have a significant effect in reducing the fraction of the phase martensite which has a major influence on the resistance to brittle crack initiation resistance.
  • the resistance to brittle crack initiation of the base material can be secured by transforming the martensite phase into another phase through tempering, but in the case of a welding heat affected zone where the effect of tempering disappears due to thermal history It is impossible to apply this.
  • One aspect of the present invention is to provide a high-strength steel excellent in brittle crack propagation resistance and resistance to weld brittle crack initiation, the object thereof.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing a high strength steel excellent in brittle crack propagation resistance and resistance to weld brittle crack initiation, an object thereof.
  • Central microstructure consists of at least one species selected from the group consisting of 70% or more of acicular ferrite, 10% or less of pearlite, and the remaining ferrites, bainite and phase martensite (MA) in area%.
  • the pearlite has a circular equivalent diameter of 15 ⁇ m or less;
  • the microstructure of the surface part of the area of 2 mm or less directly below the surface is an area%, and comprises at least 30% ferrite and at least one selected from the group consisting of the remaining bainite, martensite and pearlite;
  • the weld heat affected zone formed during welding is provided with a high-strength steel having an area% of brittle crack propagation resistance and a weld brittle crack initiation resistance that include island martensite of 5% or less.
  • the weight ratio (Cu / Ni weight ratio) of the Cu and Ni may be set to 0.8 or less, preferably 0.6 or less.
  • the yield strength of the steel may be preferably 390 MPa or more.
  • the steel may preferably have a Charpy wavefront transition temperature at a steel thickness of 1 / 2t (t: sheet thickness) in the steel thickness direction at ⁇ 40 ° C. or less.
  • C 0.05-0.09%, Mn: 1.5-2.0%, Ni: 0.3-0.8%, Nb: 0.005-0.04%, Ti: 0.005-0.04%, Cu: 0.1 ⁇ 0.5%, Si: 0.1 ⁇ 0.3%, Al: 0.005 ⁇ 0.05%, P: 100ppm or less, S: 40ppm or less, and reheat the slab containing the remaining Fe and other unavoidable impurities to 1000 ⁇ 1100 °C and then 1100 ⁇ Rough rolling at a temperature of 900 ° C .; Obtaining a steel sheet by finishing rolling the rough rolled bar at a temperature between Ar 3 + 60 ° C. and Ar 3 ° C. based on the central temperature; And it provides a brittle crack propagation resistance and welded brittle crack initiation resistance excellent resistance comprising the step of cooling the steel sheet to a temperature of 700 °C or less.
  • the reduction rate per pass is preferably 5% or more and the total cumulative reduction rate is 40% or more.
  • the strain rate is preferably 2 / sec or less.
  • the thickness center grain size of the bar after rough rolling and before finishing rolling may be 150 ⁇ m or less, preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the rolling reduction ratio during the finish rolling may be set so that the ratio of slab thickness (mm) / thickness of the steel sheet thickness (mm) after finishing rolling is 3.5 or more, preferably 4 or more.
  • the cumulative reduction rate during the finish rolling is preferably maintained at 40% or more, and the reduction rate per pass excluding the final shape even rolling is preferably maintained at 4% or more.
  • the final shape even rolling is a rolling performed to secure the shape of the plate (flat out of the plate), and usually the last 1-2 pass of the finish rolling is performed at a low reduction ratio of less than 5%.
  • the steel sheet may be cooled at a central cooling rate of 1.5 ° C./s or more.
  • Cooling of the steel sheet can be carried out at an average cooling rate of 2 ⁇ 300 °C / s.
  • the inventors of the present invention conducted studies and experiments to improve the yield strength and the brittle crack propagation resistance and the weld brittle crack initiation resistance of thick steel, and proposed the present invention based on the results.
  • the present invention improves the yield strength, the brittle crack propagation resistance and the weld brittle crack initiation resistance of the thick steel by controlling the steel composition, structure and manufacturing conditions of the steel.
  • the main concept of the present invention is as follows.
  • Steel composition is appropriately controlled to improve strength through improving hardenability.
  • Mn, Ni and Cu content is optimized with the carbon content to improve the hardenability.
  • the microstructure is secured to the center of the thick steel.
  • Cu / Ni weight ratio can be controlled.
  • the surface quality may be further improved.
  • the composition is appropriately controlled to control the fraction of the martensite phase in the weld heat affected zone formed during welding. In particular, it optimizes the content of C, Si and Nb affecting the generation of phase martensite.
  • the structure of the steel can be controlled to improve strength and brittle crack propagation resistance.
  • region was controlled in the thickness direction of steel materials.
  • the resistance to brittle crack propagation is improved by excluding the microstructure that promotes the formation of cracks.
  • finishing rolling conditions are controlled.
  • finishing rolling temperature and rolling conditions to produce a large amount of strain bands in the austenite during the finish rolling to secure a large amount of ferrite nucleus site (site) to ensure a fine structure to the center of the steel. This also promotes the production of acicular ferrite.
  • the rough rolling condition can be controlled in order to refine the structure of the steel.
  • the microstructure is secured at the center by controlling the rolling reduction condition during rough rolling. This also promotes the production of acicular ferrite.
  • High strength steel having excellent resistance to brittle crack propagation and resistance to brittle crack initiation of welds in one aspect of the present invention is weight%, C: 0.05 to 0.09%, Mn: 1.5 to 2.0%, Ni: 0.3 to 0.8%, and Nb: 0.005 to 0.04%, Ti: 0.005-0.04%, Cu: 0.1-0.5%, Si: 0.05-0.3%, Al: 0.005-0.05%, P: 100 ppm or less, S: 40 ppm or less, and the remaining Fe and other unavoidable impurities ;
  • Central microstructure consists of at least one species selected from the group consisting of 70% or more of acicular ferrite, 10% or less of pearlite, and the remaining ferrites, bainite and phase martensite (MA) in area%.
  • the pearlite has a circular equivalent diameter of 15 ⁇ m or less;
  • the microstructure of the surface part of the area of 2 mm or less directly below the surface is an area%, and comprises at least 30% ferrite and at least one selected from the group consisting of the remaining bainite, martensite and pearlite;
  • the weld heat affected zone formed at the time of welding includes an area martensite of 5% or less.
  • C is the most important element for securing basic strength, it needs to be contained in steel within an appropriate range, and in order to obtain such an addition effect, it is preferable to add C 0.05% or more.
  • the content of C is preferably limited to 0.05 to 0.09%, more preferably to 0.061 to 0.085%, even more preferably to 0.065 to 0.075%.
  • Mn is a useful element that improves the strength by solid solution strengthening and improves the hardenability to produce a low temperature transformation phase.
  • it is possible to generate a low temperature transformation phase even at a slow cooling rate due to the improvement of the hardenability, it is a major element for securing the strength of the core of the ultra-thick material.
  • the Mn content exceeds 2.0%, the excessive hardening capacity is increased, thereby promoting the formation of upper bainite and martensite, which lowers the impact toughness and brittle crack propagation resistance, and also the toughness of the weld heat affected zone. Lowers.
  • the Mn content is preferably limited to 1.5 to 2.0%, more preferably limited to 1.61 to 1.92%, even more preferably limited to 1.7 to 1.9%.
  • Ni is an important element for facilitating cross slip of dislocations at low temperatures, improving impact toughness, improving hardenability, and improving strength, and 0.3% or more is preferably added to obtain such effects.
  • the Ni is added more than 0.8%, the hardenability is excessively increased to form low-temperature transformation phase to reduce toughness, and due to the high cost of Ni compared to other hardenable elements, the manufacturing cost may also increase, so the upper limit of the Ni content is 0.8. It is preferable to limit to%.
  • the content of Ni is limited to 0.37 to 0.71%, even more preferably 0.4 to 0.6%.
  • Nb precipitates in the form of NbC or NbCN to improve the base material strength.
  • Nb dissolved in reheating at a high temperature precipitates very finely in the form of NbC during rolling, thereby suppressing recrystallization of austenite, thereby miniaturizing the structure.
  • Nb is preferably added at least 0.005%.
  • Nb promotes the generation of phase martensite in the weld heat affected zone, thereby reducing the resistance to brittle crack initiation, and may cause brittle cracks at the edges of the steel.
  • the upper limit of the Nb content is preferably limited to 0.04%.
  • the content of Nb is more preferably limited to 0.012 to 0.031%, and even more preferably 0.017 to 0.03%.
  • Ti is a component that precipitates with TiN upon reheating and inhibits the growth of crystal grains of the base metal and the weld heat affected zone to greatly improve low-temperature toughness. To obtain such an additive effect, Ti is preferably added at least 0.005%.
  • the Ti content is preferably limited to 0.005 to 0.04%.
  • the content of Ti is limited to 0.012 to 0.023%, even more preferably 0.014 to 0.018%.
  • Si is a substitutional element
  • the strength of steel is improved through solid solution strengthening, and since it has a strong deoxidation effect, it is preferable to add 0.05% or more since it is an essential element for clean steel production.
  • coarse phase martensite (MA) phase may be generated to lower brittle crack propagation and weld brittle crack initiation resistance, so the upper limit of the Si content is preferably limited to 0.3%.
  • the more preferable content of Si is limited to 0.1 to 0.27%, even more preferably limited to 0.19 to 0.25%.
  • Cu is the main element to improve the hardenability and to increase the strength of the steel to increase the strength of the steel and to increase the yield strength through the generation of epsilon Cu precipitates when tempering (tempering), it is preferably added more than 0.1%. However, when a large amount is added, the slab may be cracked due to hot shortness in the steelmaking process, so the upper limit of the Cu content is preferably limited to 0.5%.
  • More preferable content of Cu is limited to 0.15 to 0.31%, even more preferably limited to 0.2 to 0.3%.
  • the content of Cu and Ni may be set such that the Cu / Ni weight ratio is 0.8 or less, preferably 0.6 or less.
  • the surface quality may be further improved.
  • Al is a component that acts as a deoxidizer, and when it is contained in an excessive amount, it may form inclusions and lower the toughness. Therefore, the content is preferably limited to 0.005 to 0.05%.
  • P, S is an element that causes brittleness or forms coarse inclusions at grain boundaries, and is preferably limited to P: 100 ppm or less and S: 40 ppm or less in order to improve brittle crack propagation resistance.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • the steel material of the present invention is selected from the group consisting of 70% or more of acicular ferrite, 10% or less of pearlite, and the remaining ferrite, bainite and phase martensite (MA) with a central microstructure of area%. It consists of 1 or more types, The round equivalent diameter of the said pearlite is 15 micrometers (micrometer) or less; The microstructure of the surface part of the area of 2 mm or less directly below the surface is an area%, and comprises at least 30% of ferrite and at least one selected from the group consisting of the remaining bainite, martensite and pearlite; The weld heat affected zone formed at the time of welding includes area martensite of 5% or less.
  • the ferrite refers to a polygonal ferrite, and bainite is preferably granular bainite and upper bainite.
  • the fraction of the acicular ferrite (acicular ferrite) of the central microstructure is less than 70% there is a fear of toughness due to the formation of coarse bainite.
  • the fraction of the cyclic ferrite is 75% or more, even more preferably 80% or more.
  • the center pearlite is preferably 10% or less.
  • the fraction of more preferable pearlite is 8% or less, More preferably, it is limited to 5% or less.
  • the circular equivalent diameter of the central pearlite exceeds 15 ⁇ m (micrometer), there is a problem that cracks are easily caused in spite of the low pearlite fraction. Therefore, it is preferable that the circular equivalent diameter of the central pearlite is 15 ⁇ m (micrometer) or less. .
  • brittle crack propagation resistance may be improved by effectively preventing crack propagation on the surface during brittle crack propagation.
  • the fraction of more preferable ferrite is 40% or more, More preferably, it is limited to 50% or more.
  • Welding heat input during the welding may be 0.5 ⁇ 10kJ / mm.
  • the welding method in the welding is not particularly limited, and examples thereof include FCAW (Flux Cored Arc Welding) and SAW (Submerged Arc Welding).
  • the steel may preferably have a yield strength of at least 390 MPa.
  • the steel may preferably have a Charpy wavefront transition temperature at a steel thickness of 1 / 2t (t: sheet thickness) in the steel thickness direction at ⁇ 40 ° C. or less.
  • the steel material may have a thickness of 50 mm or more, preferably 60 to 100 mm, and more preferably 80 to 100 mm.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a high strength steel having excellent resistance to brittle crack propagation and resistance to brittle crack initiation at a welded part in weight%, C: 0.05 to 0.09%, Mn: 1.5 to 2.0%, Ni: 0.3 to 0.8%, and Nb: 0.005 to 0.04%, Ti: 0.005 to 0.04%, Cu: 0.1 to 0.5%, Si: 0.1 to 0.3%, Al: 0.005 to 0.05%, Reheating the slab containing P: 100 ppm or less, S: 40 ppm or less, remaining Fe and other unavoidable impurities to 1000 to 1100 ° C., followed by rough rolling at a temperature of 1100 to 900 ° C .; Obtaining a steel sheet by finishing rolling the rough rolled bar at a temperature between Ar 3 + 60 ° C. and Ar 3 ° C. based on the central temperature; And cooling the steel sheet to a temperature of 700 ° C. or less.
  • the slab reheating temperature is preferably 1000 ° C. or higher, in order to solidify the carbonitrides of Ti and / or Nb formed during casting.
  • the upper limit of the reheating temperature is preferably 1100 ° C.
  • the rough rolling temperature is preferably limited to 1100 ⁇ 900 °C.
  • More preferable crude rolling temperature is 1050-950 degreeC.
  • the rolling reduction rate per pass is preferably 5% or more and the total cumulative rolling reduction is 40% or more for the last three passes during rough rolling.
  • the recrystallized structure causes grain growth due to the high temperature, but during the last three passes, the grain growth rate is slowed down as the bar is air-cooled in the rolling atmosphere.
  • the reduction rate of the pass has the greatest influence on the particle size of the final microstructure.
  • More preferred rolling reduction per pass is 7-20%.
  • the total cumulative reduction rate during rough rolling is preferably set to 40% or more in order to refine the structure of the central portion.
  • More preferred total cumulative reduction is at least 45%.
  • the strain rate is preferably 2 / sec or less.
  • the rough rolled bar is finish rolled at Ar 3 (ferrite transformation start temperature) + 60 ° C. to Ar 3 ° C. to obtain a steel sheet.
  • More preferred cumulative reduction rate is 40 to 80%
  • More preferable rolling reduction per pass is 4.5% or more.
  • Finish rolling temperature is Ar 3
  • coarse ferrite is produced before rolling and elongated during rolling, thereby lowering the impact toughness, and when finish rolling at Ar 3 + 60 ° C. or higher, it is not effective for miniaturization of particle size.
  • the recrystallization region reduction ratio during finishing rolling it is preferable to limit the recrystallization region reduction ratio during finishing rolling to 40 to 80%.
  • the rate of reduction of the unrecrystallized region is too low, it is impossible to sufficiently secure an acicular ferrite, and if it is too high, the strength may decrease due to the formation of cornerstone ferrite due to the high reduction rate.
  • the thickness center grain size of the bar after the rough rolling and before the finish rolling may be 150 ⁇ m or less, preferably 100 ⁇ m or less, and more preferably 80 ⁇ m or less.
  • the thickness center grain size of the bar after the rough rolling and the finish rolling may be controlled according to rough rolling conditions.
  • the final microstructure is refined by the austenite grain refining, thereby improving the low-temperature impact toughness.
  • the rolling reduction ratio during the finish rolling may be set so that the ratio of slab thickness (mm) / thickness of the steel sheet thickness (mm) after finishing rolling is 3.5 or more, preferably 4 or more.
  • the steel sheet may have a thickness of 50 mm or more, preferably 60 to 100 mm, and more preferably 80 to 100 mm.
  • the steel sheet After finish rolling, the steel sheet is cooled to 700 ° C or lower.
  • cooling end temperature exceeds 700 °C it may be difficult to secure a sufficient yield strength because the microstructure is not formed properly, for example, it may be difficult to secure a yield strength of 390MPa or more.
  • Preferred cooling end temperature is 600 ⁇ 300 °C.
  • cooling end temperature is less than 300 °C, toughness may be reduced due to the increase in bainite production.
  • the cooling of the steel sheet may be performed at a central cooling rate of 1.5 ° C./s or more, and when the central cooling rate of the steel sheet is less than 1.5 ° C./s, the microstructure may not be properly formed, and sufficient yield strength may be difficult to secure. For example, it may be difficult to secure a yield strength of 390 MPa or more.
  • the steel sheet may be cooled at an average cooling rate of 2 to 300 ° C / s.
  • the thickness of the roughly rolled bar was 200 mm, and the grain size of the central portion before rough rolling after rough rolling was 75 to 89 ⁇ m as shown in Table 2 below.
  • the rolling reduction of the last three passes during the rough rolling was made within 7.2 ⁇ 14.3%, the deformation rate during rolling was carried out in the range of 1.29 ⁇ 1.66 / s.
  • finish rolling was carried out at the temperature of the difference between the finish rolling temperature and the Ar3 temperature shown in Table 2 below to obtain a steel plate having the thickness of Table 3, and then to 496-412 ° C at a cooling rate of 4.5 ° C / sec. Cooled.
  • Kca value of Table 4 is the value evaluated by performing ESSO test on the steel sheet.
  • FCAW 0.7 kJ / mm
  • the surface properties of Table 3 is a measure of the occurrence of surface cracks due to hot shortness (Hot shortness) generated by the Cu / Ni addition ratio.
  • Example No. Steel grade Grain size in the center before rough rolling after rough rolling ( ⁇ m) Average rolling reduction of last 3 passes during rough rolling (%) Average deformation rate of the last 3 passes during rough rolling (/ s) Finish rolling temperature-Ar 3 temperature (°C) Cooling end temperature (°C) Inventive Example 1 Inventive Steel 1 78 8.8 1.55 15 453 Inventive Example 2 Inventive Steel 2 85 9.6 1.35 23 432 Inventive Example 3 Invention Steel 3 83 12.3 1.56 2 488 Inventive Example 4 Inventive Steel 4 82 7.2 1.43 36 496 Inventive Example 5 Inventive Steel 5 88 13.3 1.29 13 412 Inventive Example 6 Inventive Steel 6 77 12.8 1.32 8 423 Comparative Example 1 Inventive Steel 7 75 10.1 1.66 89 456 Comparative Example 2 Comparative Steel 1 89 9.6 1.32 28 439 Comparative Example 3 Comparative Steel 2 82 14.3 1.59 8 440 Comparative Example 4 Comparative Steel 3 77 12.9 1.46 16 472 Comparative Example
  • Inventive Example 1 Inventive Steel 1 Not Occurred 95 73 5.2 (3.6) 21.8 45 2.3
  • Inventive Example 2 Inventive Steel 2 Not Occurred 95 78 4.8 (5.1) 17.2 51 1.6
  • Inventive Example 4 Inventive Steel 4 Not Occurred 90 79 3.1 (3.2) 17.9 49 2.8
  • Inventive Example 5 Inventive Steel 5 Not Occurred 85 82 5.6 (2.9) 12.4 59 3.1
  • Inventive Example 6 Inventive Steel 6 Not Occurred 100 73 2.8 (4.6) 24.2 72 2.2
  • the finish rolling temperature-Ar3 temperature difference during the finish rolling proposed in the present invention is controlled to 60 °C or more, to the center Eccentric ferrite (AF) fraction in the center is less than 50% because there is not enough reduction applied, and as early cooling starts, more than 30% of ferrite is not formed on the surface, so the Kca value measured at -10 ° C is typical for shipbuilding. It can be seen that it does not exceed 6000 required for molten steel.
  • the C content is higher than the upper limit of the C content of the present invention. Since a large amount of bainite is formed in the center during rough rolling, the AF fraction of the final microstructure is less than 50%. Therefore, it can be seen that it has a value of 6000 or less at -10 ° C, and a large amount of dorsal martensite (MA) tissue is generated in the weld heat affected zone, and thus the CTOD value is 0.25mm or less.
  • MA dorsal martensite
  • the Si content is higher than the upper limit of the Si content of the present invention.
  • a large amount of Si is added, a large amount of MA structure is generated, and even though the central microstructure contains a large amount of AF.
  • the Kca value has a low value near 6000 at -10 ° C, and a large amount of dorsal martensite (MA) tissue is generated even in the weld heat affected zone, so that the CTOD value is 0.25 mm or less.
  • the Mn content has a higher value than the upper limit of the Mn content of the present invention. Since the microstructure of the base material is the upper bainite due to the high hardenability, the fraction of the circular ferrite (AF) is less than 50% Therefore, it can be seen that the Kca value also has a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • the Ni content is higher than the upper limit of the Ni content of the present invention. Due to the high hardenability, the microstructure of the base material is granular bainite and upper bainite, The fraction of AF) is less than 50%, and it can be seen that the Kca value also has a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • Inventive Example 7 it has a component exceeding the Cu / Ni ratio presented in one preferred aspect of the present invention, the other physical properties are very excellent, but it can be seen that there is an abnormality in the surface quality due to star cracks.
  • Mn content is lower than the lower limit of the C
  • Mn content of the present invention due to low hardenability, less than 50% of the acubic ferrite (AF) is produced in the center and most tissues It has a structure of ferrite and more than 10% of pearlite, and as the pearlite has an average particle size of 15 ⁇ m or more, it can be seen that the Kca value has a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • the central microstructures have an acubic ferrite (AF) of 70% or more, and the center pearlite fraction is 10. It can be seen that it is% or less, the circular equivalent diameter of the center pearlite is 15 ⁇ m or less, and the fraction of the phase martensite (MA) in the weld heat affected zone is less than 5%.
  • AF acubic ferrite
  • MA phase martensite
  • Inventive Examples 1 to 6 yield strength of 390MPa or more, Kca value satisfies the value of 6000 or more at -10 °C, CTOD value also exhibits excellent value of 0.25mm or more and excellent surface quality.
  • FIG. 1 shows a photograph of the thickness center of the inventive steel 3 under an optical microscope.
  • the central microstructure includes a large amount of Ecicular Ferrite (AF) tissue, and the pearlite is finely dispersed. It can be seen that.
  • AF Ecicular Ferrite

Abstract

본 발명의 일 측면은 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 중심부 미세조직이 면적%로, 70% 이상의 에시큘러 페라이트 및 10% 이하의 펄라이트를 포함하고, 상기 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)이하이며, 표면 직하 2mm 이하 영역의 미세조직이 면적%로, 30% 이상의 페라이트와 나머지 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 1 종 이상으로 이루어지고, 그리고 용접시 형성되는 용접 열영향부가 면적%로, 5%이하의 도상 마르텐사이트를 포함하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명에 따르면, 높은 항복강도 및 우수한 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻을 수 있다.

Description

취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 국내외 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물을 설계하는 데에 있어서, 고강도 특성을 갖는 극후물 강의 개발이 요구되고 있다.
구조물을 설계할 시 고강도 강을 사용할 경우, 구조물의 형태를 경량화할 수 있어 경제적인 이득을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보 가능하다.
일반적으로 고강도 강의 경우, 극후물재 제조 시 총 압하율의 저하에 따라 박물재에 비해 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 극후물재의 미세조직은 조대해지게 되며, 이로 인해 결정립도가 가장 큰 영향을 미치는 저온 물성이 저하되게 된다.
특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우 선박 등의 주요 구조물에 적용시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있으나, 미세조직이 조대화 될 경우 취성균열전파 저항성이 매우 저하되는 현상이 발생하기 때문에 극후물 고강도 강재의 취성균열전파 저항성을 향상시키는 것은 매우 어려운 상황이다
한편, 항복강도 390MPa 이상의 고강도강의 경우 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위해 표층부 입도 미세화를 위한 사상압연시 표면 냉각 적용 및 압연 시 굽힘 응력 부여를 통한 입도 조절 등의 다양한 기술이 도입되었다.
그러나, 이러한 기술의 경우 표층부 조직미세화에는 도움이 되지만 표층부를 제외한 나머지 조직 조대화에 따른 충격인성 저하는 해결할 수 없기 때문에 취성균열전파 저항성에 대한 근본적인 대책이라 할 수 없다.
이와 더불어, 최근 대형 컨테이너선등에 적용되는 강재에 대해, 취성균열 개시 자체를 제어함으로써 선박의 안전성을 향상시키고자 하는 설계 개념이 도입됨에 따라서, 일반적으로 취성균열 개시와 관련하여 가장 취약한 부위인 용접 열영향부의 취성균열 개시 저항성을 보증하는 사례가 증가하고 있다.
일반적으로 고강도강의 경우 용접 열영향부 (HAZ; Heat Affected Zone)의 미세조직이 베이나이트 등의 강도가 높은 저온변태상들로 이루어짐에 따라 용접부 열영향부 (HAZ)의 인성이 매우 취약해지는 단점을 가지고 있다.
특히, 구조물의 안정성을 평가하기 위해 일반적으로 CTOD 평가(Crack Tip Opening Displacement)로 평가되는 취성균열 개시 저항성의 경우, 저온 변태상 생성 시 미변태된 오스테나이트로부터 생성되는 도상 마르텐사이트가 취성균열발생의 핵생성 자리(site)가 되기 때문에, 고강도 강재의 취성균열 발생 저항성을 향상시키는 것이 매우 어려운 상황이다
종래의 항복강도 400MPa 이상의 고강도강의 경우, 용접부 취성균열 개시 저항성을 향상시키기 위해 TiN을 이용하여 용접 열영향부 미세조직을 미세화하거나 또는 산화물(oxide metallurgy)을 이용하여 용접 열영향부에 페라이트를 형성시키고자 노력하였으나, 이는 조직 미세화를 통해 충격인성 향상에는 일부 도움이 되지만 취성균열 개시 저항성 저하에 주요한 영향을 미치는 도상 마르텐사이트의 분율을 저감하는 데는 큰 효과가 없다.
또한, 모재의 취성균열개시 저항성은 템퍼링 (tempering) 등을 통해 도상 마르텐사이트를 다른 상으로 변태시킴으로써 물성 확보가 가능하나, 열이력에 의해 템퍼링 (tempering)의 효과가 사라지게 되는 용접 열영향부의 경우에는 이를 적용하는 것이 불가능하다.
한편, 도상 마르텐사이트의 생성을 최소화 하기 위해서는 C, Nb 등의 원소를 저감하여야 하지만, 이를 저감할 경우 강도 수준을 확보하기 힘들며, 강도 수준을 확보하기 위해서는 Mo, Ni 등의 고가 원소를 다량 첨가해야 하기 때문에 경제성이 떨어지는 문제가 있다.
본 발명의 일 측면은 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 중심부 미세조직이 면적%로, 70% 이상의 에시큘러 페라이트(acicular ferrite), 10% 이하의 펄라이트(pearlite) 및 나머지 페라이트, 베이나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고, 상기 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)이하이며; 표면 직하 2mm 이하 영역의 표면부 미세조직이 면적%로, 30% 이상의 페라이트와 나머지 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고; 그리고 용접시 형성되는 용접 열영향부가 면적%로, 5%이하의 도상 마르텐사이트를 포함하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재가 제공된다.
상기 Cu 및 Ni의 중량비(Cu/Ni 중량비)가 0.8이하, 바람직하게는 0.6 이하가 되도록 설정될 수 있다.
상기 강재의 항복강도는 바람직하게는 390MPa 이상일 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 강재두께 방향으로 강재두께 1/2t(t:강판두께)부에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도가 -40℃이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 의하면, 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.1~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 60℃ ~ Ar3 ℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하여 강판을 얻는 단계; 및 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법이 제공된다.
상기 조압연 시 마지막 3 패스(pass)에 대해서는 패스(pass) 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40%이상인 것이 바람직하다
상기 조압연 시 마지막 3 패스(pass)에 대해서는 변형속도(Strain rate)를 2/sec 이하로 하는 것이 바람직하다
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 두께 중심부 결정립 크기는 150㎛이하, 바람직하게는 100㎛이하, 보다 바람직하게는 80㎛이하일 수 있다.
상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상, 바람직하게는 4 이상이 되도록 설정될 수 있다.
상기 마무리압연 시 누적 압하율은 바람직하게는 40%이상으로 유지하고, 최종 형상 고르기 압연을 제외한 패스당 압하율은 4%이상으로 유지하는 것이 바람직하다.
상기 최종 형상 고르기 압연은 판의 형상을 확보(평평하게 판이 나오도록)하기 위하여 행하는 압연으로 통상 마무리압연의 마지막 1-2pass를 5%미만의 낮은 압하율로 행한다.
상기 강판의 냉각은 1.5℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행할 수 있다.
상기 강판의 냉각은 2~300℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 높은 항복강도 및 우수한 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻을 수 있다.
도 1은 발명강 3의 두께 중심부를 광학현미경으로 관찰한 사진을 나타낸다.
본 발명의 발명자들은 두께가 두꺼운 강재의 항복강도 및 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성을 향상시키기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 되었다.
본 발명은 강재의 강 조성, 조직 및 제조조건을 제어하여 두께가 두꺼운 강재의 항복강도, 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성을 보다 향상시킨 것이다.
본 발명의 주요 개념을 다음과 같다.
1) 고용강화를 통한 강도 향상을 얻기 위하여 강 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 고용강화를 위하여 Mn, Ni, Cu 및 Si 함량을 최적화 한 것이다.
2) 경화능 향상을 통한 강도 향상을 위하여 강 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 경화능 향상을 위하여 탄소 함량과 함께 Mn, Ni 및 Cu함량을 최적화 한 것이다.
이렇게 경화능을 향상시킴으로써 느린 냉각속도에서도 두께가 두꺼운 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보된다.
3) 바람직하게는, Cu/Ni 중량비를 제어할 수 있다.
이렇게 Cu/Ni 중량비를 제어하는 경우에는 표면품질이 보다 개선될 수 있다.
4) 용접시 형성되는 용접 열영향부의 도상 마르텐사이트의 분율을 제어하기 위하여 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 도상 마르텐사이트 생성에 영향을 미치는 C, Si 및 Nb의 함량을 최적화 한 것이다.
이렇게 강 조성을 최적화시킴으로써 용접 열영향부에서도 우수한 취성균열개시 저항성이 확보된다.
5) 바람직하게는, 강도 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 강재의 조직을 제어할 수 있다. 특히, 강재 두께 방향으로 중심부 및 표층부 영역의 조직을 제어한 것이다.
이렇게 미세조직을 제어함으로써, 강재에 필요한 강도를 확보함과 함께 균열의 생성을 조장하는 미세조직을 제외시켜 취성균열전파 저항성이 향상된다.
6) 강재의 조직을 보다 미세화시키기 위하여 마무리압연 조건을 제어한 것이다. 특히, 마무리압연 온도 및 압하조건을 제어하여 마무리압연 시 오스테나이트 내부에 변형띠를 다량 생성시켜 페라이트 핵성성 자리(site)를 다량 확보함으로써 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보된다. 이렇게 함으로써 에시큘러 페라이트(acicular ferrite)의 생성도 촉진된다.
7) 바람직하게는, 강재의 조직을 보다 미세화시키기 위하여 조압연 조건을 제어할 수 있다.
특히, 조압연 시 압하조건을 제어함으로써 중심부에 미세한 조직이 확보된다. 이렇게 함으로써 에시큘러 페라이트(acicular ferrite)의 생성도 촉진된다.
이하, 본 발명의 일 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재는 중량%로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 중심부 미세조직이 면적%로, 70% 이상의 에시큘러 페라이트(acicular ferrite), 10% 이하의 펄라이트(pearlite) 및 나머지 페라이트, 베이나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고, 상기 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)이하이며; 표면 직하 2mm 이하 영역의 표면부 미세조직이 면적%로, 30%이상의 페라이트와 나머지 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고; 그리고 용접시 형성되는 용접 열영향부가 면적%로, 5%이하의 도상 마르텐사이트를 포함한다.
이하, 본 발명의 강 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C(탄소): 0.05~0.09중량%(이하, "%"라 칭함)
C은 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있으며, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 C은 0.05%이상 첨가하는 것이 바람직하다.
그러나, C의 함량이 0.09%를 초과하게 되면, 대량의 도상 마르텐사이트가 용접 열영향부에 생성되어 취성균열 개시 저항성을 저하시키고, 모재의 페라이트 자체의 높은 강도, 그리고 저온변태상의 다량 생성등으로 인해 저온인성을 저하시키므로, 상기 C의 함량은 0.05~0.09%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.061 ~ 0.085%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.065 ~ 0.075%로 한정한다.
Mn(망간): 1.5~2.0%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이다. 또한, 경화능 향상으로 인해 느린 냉각속도에서도 저온변태상을 생성시킬 수 있으므로, 극후물재의 중심부 강도 확보를 위한 주요한 원소이다.
따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.5% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
그러나, Mn의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 저하시키며 용접 열영향부의 인성또한 저하시킨다.
따라서, 상기 Mn 함량은 1.5~2.0%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.61~1.92%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 1.7 ~ 1.9%로 한정한다.
Ni(니켈): 0.3~0.8%
Ni은 저온에서 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.3% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Ni이 0.8% 이상 첨가되면 경화능이 과도하게 상승되어 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키고, 타경화능 원소 대비 Ni의 비싼 원가로 인해　제조원가도 상승시킬 수 있으므로 상기 Ni 함량의 상한은 0.8%로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ni의 함량은 0.37 ~ 0.71%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.4 ~ 0.6%로 한정한다.
Nb(니오븀): 0.005~0.04%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다.
또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 압연시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다.
따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 과다하게 첨가될 경우에는 용접열영향부의 도상마르텐사이트 생성을 촉진시켜 취성균열 개시 저항성을 저하시키며, 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 있으므로, Nb 함량의 상한은 0.04% 로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Nb의 함량은 0.012 ~ 0.031%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.017 ~ 0.03%로 한정한다.
Ti(티타늄): 0.005~0.04%
Ti은 재가열 시 TiN 으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 성분으로서, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
그러나, Ti가 과다하게 첨가되면, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있으므로, Ti 함량은 0.005~0.04%로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ti의 함량은 0.012 ~ 0.023%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.014 ~ 0.018 %로 한정한다.
Si: 0.05~0.3%
Si은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로 청정강 제조에 필수적인 원소이므로 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 다량 첨가 시 조대한 도상 마르텐사이트(MA)상을 생성시켜 취성균열 전파 및 용접부 취성균열 개시 저항성을 저하시킬 수 있으므로, 상기 Si 함량의 상한은 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Si의 함량은 0.1 ~ 0.27%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.19 ~ 0.25%로 한정한다.
Cu: 0.1~0.5%
Cu은 경화능을 향상시키고 고용강화를　일으켜　강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론 Cu 석출물의 생성을 통해　항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로, 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 다량 첨가 시 제강 공정에서 고온균열(hot shortness)에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있으므로, 상기 Cu함량의 상한은 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Cu의 함량은 0.15 ~ 0.31%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.2 ~ 0.3%로 한정한다.
상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.8이하, 바람직하게는 0.6 이하가 되도록 설정될 수 있다.
상기와 같이 Cu/Ni 중량비를 설정하는 경우에는 표면품질이 보다 개선될 수 있다.
Al: 0.005~0.05%
Al은 탈산제 역할을 하는 성분으로서, 과량으로 함유되는 경우에는 개재물을 형성하여 인성을 저하시킬 수 있으므로, 그 함량은 0.005~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 P: 100ppm 이하 및 S: 40ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
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.
이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 강재는 중심부 미세조직이 면적%로, 70% 이상의 에시큘러 페라이트(acicular ferrite), 10% 이하의 펄라이트(pearlite) 및 나머지 페라이트, 베이나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고, 상기 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)이하이며; 표면 직하 2mm이하 영역의 표면부 미세조직이 면적%로, 30%이상의 페라이트와 나머지 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고; 용접시 형성되는 용접 열영향부가 면적%로, 5%이하의 도상 마르텐사이트를 포함한다.
상기 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal ferrite)를 의미하며, 베이나이트는 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite) 및 상부 베이나이트(upper bainite)가 바람직하다.
상기 중심부 미세조직의 상기 에시큘러 페라이트(acicular ferrite)의 분율이 70%미만인 경우 조대 베이나이트 생성으로 인한 인성 저하의 우려가 있다.
보다 바람직한 에시큘러 페라이트의 분율은 75%이상이고, 보다 더 바람직하게는 80%이상으로 한정한다.
상기 중심부 펄라이트의 분율이 10%를 초과하는 경우 취성균열 전파 시 크랙 선단에서 미세크랙을 유발시켜 취성균열전파 저항성을 저하시키므로, 중심부 펄라이트는 10% 이하인 것이 바람직하다.
보다 바람직한 펄라이트의 분율은 8%이하이고, 보다 더 바람직하게는 5%이하로 한정한다.
상기 중심부 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)를 초과하는 경우 낮은 펄라이트 분율에도 불구하고 크랙이 쉽게 유발되는 문제가 있으므로, 중심부 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)이하인 것이 바람직하다.
상기 표면 직하 2mm 이하 영역의 표면부 미세조직이 30%이상의 페라이트를 포함할 경우, 취성균열전파 시에 표면에서 균열전파를 효과적으로 방해함으로써 취성균열전파 저항성을 향상시킬 수 있다.
보다 바람직한 페라이트의 분율은 40%이상이고, 보다 더 바람직하게는 50%이상으로 한정한다.
상기 강재의 용접시 형성되는 용접 열영향부의 도상마르텐사이트가 5% 초과인 경우 크랙 개시 시발점으로 작용하여 취성균열 개시 저항성을 저하시키므로, 용접 열영향부의 도상 마르텐사이트의 분율이 5% 이하인 것이 바람직하다.
상기 용접시 용접 입열량은 0.5 ~ 10kJ/mm일 수 있다.
상기 용접시 용접방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 예를 들면, FCAW(Flux Cored Arc Welding) 및 SAW(Submerged Arc Welding)등을 들 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 항복강도가 390MPa 이상일 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 강재두께 방향으로 강재두께 1/2t(t:강판두께)부에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도가 -40℃이하일 수 있다.
상기 강재는 50mm 이상의 두께를 가질 수 있고, 바람직하게는 60 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 80 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 측면인 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재 제조방법은 중량 %로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.1~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 60℃ ~ Ar3 ℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하여 강판을 얻는 단계; 및 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함한다.
슬라브 재가열
조압연에 앞서 슬라브를 재가열한다.
슬라브 재 가열온도는 1000℃ 이상이 바람직한데, 이는 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다.
다만, 과다하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열온도의 상한은 1100℃인 것이 바람직하다.
조압연
재가열된 슬라브를 조압연한다.
조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴되고 그리고 오스테나이트의 크기를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 조압연 온도는 1100~900℃로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 조압연 온도는 1050~950℃이다.
본 발명에서는 조 압연시 중심부의 조직을 미세화하기 위해서 조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 5%이상, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다
조압연 시 초기 압연으로 인해　재결정된 조직은 높은 온도로 인해　결정립 성장이 일어나게 되지만, 마지막 3패스를 실시할 때에는 압연 대기 중 바가 공냉됨에 따라　결정립 성장　속도가　느려지게 되며, 이로 인해 조압연 시 마지막 3 패스의 압하율이 최종 미세조직의 입도에 가장 큰 영향을 미치게 된다.
또한 조압연의 패스당 압하율이 낮아지게 될 경우 중심부에 충분한 변형이 전달되지 않아 중심부 조대화로 인한 인성 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 마지막 3 패스의 패스당 압하율을 5% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 패스 당 압하율은 7 ~ 20%이다.
한편, 중심부의 조직의 미세화를 위하여 조압연 시 총 누적 압하율은 40% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 총 누적 압하율은 45%이상이다.
조압연 시 마지막 3 패스(pass)에 대해서는 변형속도(Strain rate)가 2/sec이하인 것이 바람직하다.
일반적으로 조압연시 두꺼운 바(bar )두께로 인하여 높은 압하율로 압연하는 것이 어렵기 때문에, 극후물재의 중심부까지 압하량을 전달하기 어려워 중심부 오스테나이트 입도가 조대화 되는 문제가 있다. 하지만 변형속도가 낮아질수록 적은 압하량에서도 중심부까지 변형이 전달되어 입도를 미세화 할 수 있는 장점이 있다.
그러므로 조압연 시 최종입도에 가장 큰 영향을 미치는 마지막 3패스(pass)에 대해서는 변형속도를 2/sec이하로 제한함으로써, 중심부 입도를 미세하게 하고, 이를 통해 에시큘러 페라이트의 생성을 촉진시킬 수 있다.
마무리 압연
조압연된 바를 Ar3(페라이트 변태 개시 온도)+60℃ ~ Ar3℃에서 마무리 압연하여 강판을 얻는다.
이는 보다 미세화된 미세조직을 얻기 위해서이며, Ar3온도 직상에서 압연을 실시할 경우 오스테나이트 내부에 변형띠를 다량 생성시켜 페라이트 핵성성 자리를 다량 확보함으로써 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보되는 효과를 얻을 수 있다.
또한, 오스테나이트 내부에 변형띠를 효과적으로 다량 생성시키기 위하여 마무리압연 시 누적 압하율을 40% 이상으로 유지하고, 최종 형상 고르기 압연을 제외한 패스당 압하율을 4% 이상으로 유지하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 누적 압하율은 40 ~ 80%이다
보다 바람직한 패스 당 압하율은 4.5%이상이다.
마무리 압연온도를 Ar3 이하로 낮출 경우 조대한 페라이트가 압연 전에 생성되어 압연 중 길게 연신됨에 따라 오히려 충격인성을 낮추게 되며, Ar3+60℃ 이상에서 마무리 압연될 경우 입도 미세화에 효과적이지 못하므로, 마무리압연 시 마무리 압연 온도는 Ar3+60℃ ~ Ar3 ℃로 설정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 마무리 압연 시 미재결정 영역 압하율을 40 ~ 80%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기와 같이, 미재결정 영역 압하율을 제어함으로써 에시큘러 페라이트(acicular ferrite)의 핵생성 사이트가 많아지게 됨에 따라 이들 조직의 생성을 더욱 촉진시킬 수 있다.
상기 미재결정 영역 압하율이 너무 낮으면, 에시큘러 페라이트(acicular ferrite)를 충분히 확보할 수 없고, 너무 높으면, 높은 압하율로 인한 초석페라이트 생성으로 인해 강도가 저하될 우려가 있다.
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 두께 중심부 결정립 크기는 150㎛이하, 바람직하게는 100㎛이하, 보다 바람직하게는 80㎛이하가 되도록 할 수 있다.
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 두께 중심부 결정립 크기는 조압연 조건 등에 따라 제어될 수 있다.
상기와 같이 상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 결정립 크기를 제어하는 경우 오스테나이트 결정립 미세화에 의해 최종 미세조직이 미세화됨에 따라 저온 충격인성 향상의 이점이 추가될 수 있다.
상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상, 바람직하게는 4 이상이 되도록 설정될 수 있다.
상기와 같이 압하비를 제어하는 경우 조압연 및 마무리 압연 시 압하량을 증가시킴에 따라 최종 미세조직 미세화를 통한 항복/인장강도 상승 및 저온인성 향상 및 두께 중심부 입도 감소를 통한 중심부 인성 향상의 이점이 추가될 수 있다.
마무리 압연 후, 강판은 50mm 이상의 두께를 가질 수 있고, 바람직하게는 60 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 80 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있다.
냉각
마무리 압연 후 강판을 700℃ 이하로 냉각시킨다.
냉각종료온도가 700℃를 초과하는 경우에는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 충분한 항복강도의 확보가 어려울 수 있으며, 예를 들면, 390MPa이상의 항복강도의 확보가 어려울 수 있다.
바람직한 냉각종료온도는 600 ~ 300℃ 이다.
냉각종료온도가 300℃미만일 경우, 베이나이트 생성량 증가로 인해 인성이 저하될 수 있다.
상기 강판의 냉각은 1.5℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행할 수 있고, 강판의 중심부 냉각속도가 1.5℃/s 미만인 경우에는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 충분한 항복강도의 확보가 어려울 수 있으며, 예를 들면, 390MPa이상의 항복강도의 확보가 어려울 수 있다.
또한, 상기 강판의 냉각은 2~300℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
다만, 하기의 실시 예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 갖는 두께 400mm 강 슬라브를 1060℃의 온도로 재가열한 후, 1025℃의 온도에서 조압연을 실시하여 바를 제조하였다. 조압연 시 누적 압하율은 50%로 동일하게 적용하였다.
상기 조압연된 바의 두께는 200mm이였으며, 하기 표 2에서와 같이 조압연 후 마무리압연 전의 중심부 결정립 크기는 75~89㎛이였다. 상기 조압연 시 마지막 3 pass의 압하율은 7.2~14.3% 내에서 이루어졌으며, 압연 시 변형속도는 1.29~1.66/s의 범위 내에서 실시되었다.
상기 조압연 후, 하기 표 2에 나타낸 마무리 압연온도와 Ar3 온도간의 차이의 온도에서 마무리 압연을 행하여 하기 표 3의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 4.5℃/sec의 냉각속도로 496~412℃까지 냉각하였다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 미세조직, 항복강도, Kca 값(취성 균열전파 저항성 계수), CTOD 값(취성균열 개시 저항성 계수)를 조사하고, 그 결과를 하기 표 3 및 표 4에 나타내었다.
표 4의 Kca 값은 강판에 대해 ESSO test를 실시하여 평가한 값이다.
또한, FCAW(0.7kJ/mm) 용접을 실시하여 용접 열영향부에 대해 조직 분석 및 CTOD 평가를 하고, 그 결과를 하기 표 3 및 표 4에 나타내었다.
또한 표 3의 표면특성은 Cu/Ni 첨가비에 따라 발생하는 고온균열(Hot shortness)에 의한 표면부 스타크랙의 발생 여부를 측정한 것이다.
강종 강 조성(중량%)
C Si Mn Ni Cu Ti Nb Al P(ppm) S(ppm) Cu/Ni 중량비
발명강1 0.061 0.22 1.88 0.63 0.21 0.023 0.018 0.029 55 17 0.33
발명강2 0.071 0.18 1.65 0.52 0.3 0.012 0.012 0.035 65 11 0.58
발명강3 0.059 0.22 1.92 0.45 0.26 0.017 0.025 0.030 79 23 0.58
발명강4 0.077 0.25 1.78 0.62 0.29 0.022 0.023 0.032 81 22 0.47
발명강5 0.085 0.16 1.61 0.55 0.31 0.016 0.031 0.025 59 25 0.56
발명강6 0.066 0.21 1.82 0.37 0.15 0.018 0.028 0.020 46 24 0.41
발명강7 0.068 0.25 1.78 0.71 0.29 0.019 0.026 0.040 57 22 0.41
비교강1 0.12 0.16 1.88 0.52 0.21 0.021 0.019 0.021 49 9 0.40
비교강2 0.067 0.58 1.79 0.67 0.31 0.011 0.016 0.034 69 19 0.46
비교강3 0.071 0.22 2.35 0.71 0.29 0.013 0.021 0.023 78 28 0.41
비교강4 0.055 0.25 1.89 1.59 0.41 0.021 0.015 0.037 65 16 0.26
비교강5 0.062 0.19 1.69 0.44 0.24 0.042 0.051 0.030 57 12 0.55
발명강8 0.062 0.19 1.72 0.42 0.43 0.015 0.014 0.027 72 18 1.02
비교강6 0.048 0.22 1.47 0.39 0.18 0.019 0.018 0.025 59 12 0.46
실시예 No. 강종 조압연 후 마무리압연 전의 중심부 결정립 크기(㎛) 조압연 시 마지막 3 pass의 평균 압하율(%) 조압연 시 마지막 3 pass의 평균 변형속도(/s) 마무리압연온도-Ar3온도(℃) 냉각종료온도(℃)
발명예1 발명강1 78 8.8 1.55 15 453
발명예2 발명강2 85 9.6 1.35 23 432
발명예3 발명강3 83 12.3 1.56 2 488
발명예4 발명강4 82 7.2 1.43 36 496
발명예5 발명강5 88 13.3 1.29 13 412
발명예6 발명강6 77 12.8 1.32 8 423
비교예1 발명강7 75 10.1 1.66 89 456
비교예2 비교강1 89 9.6 1.32 28 439
비교예3 비교강2 82 14.3 1.59 8 440
비교예4 비교강3 77 12.9 1.46 16 472
비교예5 비교강4 86 9.3 1.43 4 465
비교예6 비교강5 82 8.9 1.35 12 452
발명예7 발명강8 83 10.3 1.43 28 444
비교예7 비교강6 81 11.2 1.39 44 477
실시예 No. 강종 표면특성 강판두께(mm) 중심부 미세조직 상분율(면적%) 표면부 페라이트 상분율(면적%) 용접열영향부도상마르텐사이트 분율(면적%)
에시큘러 페라이트 펄라이트(평균입도:㎛) 나머지(페라이트 /베이나이트/MA 중 1종 이상)
발명예1 발명강1 미발생 95 73 5.2(3.6) 21.8 45 2.3
발명예2 발명강2 미발생 95 78 4.8(5.1) 17.2 51 1.6
발명예3 발명강3 미발생 90 86 6.2(4.5) 7.8 68 1.9
발명예4 발명강4 미발생 90 79 3.1(3.2) 17.9 49 2.8
발명예5 발명강5 미발생 85 82 5.6(2.9) 12.4 59 3.1
발명예6 발명강6 미발생 100 73 2.8(4.6) 24.2 72 2.2
비교예1 발명강7 미발생 95 49 7.9(12.2) 43.1 17 3.5
비교예2 비교강1 미발생 95 36 3.8(6.5) 60.2 39 6.9
비교예3 비교강2 미발생 100 71 6.6(7.6) 22.4 68 6.8
비교예4 비교강3 미발생 80 32 2.7(2.8) 65.3 59 4.7
비교예5 비교강4 미발생 85 42 2.4(5.3) 55.6 76 2.9
비교예6 비교강5 미발생 100 72 4.9(4.2) 23.1 51 6.3
발명예7 발명강8 발생 95 73 5.6(5.8) 21.4 50 2.1
비교예7 비교강6 미발생 100 15 11.8(16.2) 73.2 39 3.6
실시예 No. 강종 항복강도(Mpa) Kca(N/mm1 .5,@-10℃) 용접열영향부CTOD 값(mm)
발명예1 발명강1 506 7943 0.65
발명예2 발명강2 513 7962 0.45
발명예3 발명강3 468 7588 0.78
발명예4 발명강4 459 7951 0.46
발명예5 발명강5 512 9633 0.52
발명예6 발명강6 467 8051 0.67
비교예1 발명강7 467 5761 0.64
비교예2 비교강 1 583 5123 0.13
비교예3 비교강2 532 6013 0.21
비교예4 비교강3 568 4687 0.29
비교예5 비교강4 548 5631 0.56
비교예6 비교강5 512 6891 0.11
발명예7 발명강8 499 7012 0.79
비교예7 비교강6 395 4123 0.64
상기 표 1 내지 표 4에 나타난 바와 같이, 비교예 1의 경우 강 조성은 본 발명에 부합되지만, 본 발명에서 제시하는 마무리 압연시 마무리 압연온도-Ar3 온도 차가 60℃ 이상으로 제어된 것으로서, 중심부까지 충분한 압하가 가해지지 않았기 때문에 중심부의 에시큘러 페라이트(AF) 분율이 50% 미만이고, 일찍 냉각이 시작됨에 따라 표면부에 30% 이상의 페라이트가 생성되지 않아 -10℃에서 측정된 Kca 값이 일반적인 조선용 강재에서 요구되는 6000을 초과하지 못함을 알 수 있다.
비교예 2의 경우 C의 함량이 본 발명의 C함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 조압연시 중심부에 다량의 베이나이트(bainite)가 생성됨으로 인해 최종 미세조직의 AF 분율이 50% 미만이기 때문에 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있으며, 용접 열영향부에서도 다량의 도상마르텐사이트(MA) 조직이 생성되어 CTOD 값이 0.25mm 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교예 3의 경우 Si의 함량이 본 발명의 Si 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, Si이 다량 첨가됨에 따라 MA 조직이 조대하게 다량 생성되어, 중심부의 미세조직이 AF를 다량 포함함에도 불구하고 Kca 값이 -10℃에서 6000 근처의 낮은 값을 가지며, 용접 열영향부에서도 다량의 도상마르텐사이트(MA) 조직이 생성되어 CTOD 값이 0.25mm 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교예 4의 경우 Mn 함량이 본 발명의 Mn 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 높은 경화능으로 인해 모재의 미세조직이 상부 베이나이트이기 때문에 에시큘러 페라이트(AF)의 분율이 50% 미만이고, 이로 인해 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교예 5의 경우 Ni 함량이 본 발명의 Ni 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 높은 경화능으로 인해 모재의 미세조직이 그래뉼러 베이나이트(granular bainite)와 상부 베이나이트이고, 에시큘러 페라이트(AF)의 분율이 50% 미만이고, 이로 인해 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교예 6 경우 Nb, Ti 의 함량이 본 발명의 Nb, Ti 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 타 조건이 모두 본 발명에서 제시하는 조건을 만족함에도 불구하고 높은 Ti, Nb로 인해 용접 열영향부에서 다량의 도상 마르텐사이트(MA) 조직이 생성되어 CTOD 값이 0.25mm 이하의 값을 가짐을 알 수 있다
발명예 7의 경우 본 발명의 바람직한 일측면에서 제시하는 Cu/Ni 비를 초과하는 성분을 갖는 것으로서, 타 물성이 매우 우수하지만, 스타크랙이 발생하여, 표면 품질에 이상이 있음을 알 수 있다.
비교예 7 경우 C, Mn 의 함량이 본 발명의 C, Mn 함량의 하한보다 낮은 값을 갖는 것으로서, 낮은 경화능으로 인해 중심부에 에시큘러 페라이트(AF)가 50% 미만으로 생성되고 대부분의 조직이 페라이트와 10% 이상의 펄라이트의 조직을 가지며, 펄라이트가 평균입도가 15㎛ 이상의 크기를 가짐에 따라, Kca 값이 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다
이에 반하여, 본 발명의 성분 범위와 제조범위 및 Cu/Ni 비를 만족하는 발명예 1~6의 경우에는 중심부 미세조직의 에시큘러 페라이트(AF)가 70% 이상을 가지며, 중심부 펄라이트의 분율이 10% 이하이고, 중심부 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛이하이며, 용접 열영향부의 도상마르텐사이트(MA)상 분율이 5% 미만임을 알 수 있다.
발명예 1~6은 항복강도 390MPa 이상, Kca 값이 -10℃에서 6000이상의 값을 만족시키며, CTOD 값 또한 0.25mm 이상의 우수한 값을 나타내고 표면품질도 우수함을 알 수 있다.
도 1에는 발명강 3의 두께 중심부를 광학현미경으로 관찰한 사진이 나타나 있는데, 도 1에서도 알 수 바와 같이 중심부 미세조직이 다량의 에시큘러 페라이트(AF) 조직을 포함하며, 펄라이트가 미세하게 분산되어 있음을 알 수 있다.
이상 실시 예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (17)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.05~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 중심부 미세조직이 면적%로, 70% 이상의 에시큘러 페라이트(acicular ferrite), 10% 이하의 펄라이트(pearlite) 및 나머지 페라이트, 베이나이트 및 도상 마르텐사이트(MA)로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고, 상기 펄라이트의 원상당 직경이 15㎛(마이크로미터)이하이며; 표면 직하 2mm 이하 영역의 표면부 미세조직이 면적%로, 30%이상의 페라이트와 나머지 베이나이트, 마르텐사이트 및 펄라이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상으로 이루어지고; 그리고 용접시 형성되는 용접 열영향부가 면적%로, 5%이하의 도상 마르텐사이트를 포함하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강재의 두께는 50mm이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 Cu 및 Ni의 중량비(Cu/Ni 중량비)가 0.8이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서, 상기 용접시 용접 입열량은 0.5 ~ 10kJ/mm인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  5. 제4항에 있어서, 상기 용접시 용접방법은 FCAW(Flux Cored Arc Welding) 또는 SAW(Submerged Arc Welding)인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서, 상기 강재의 항복강도가 390MPa 이상인 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  7. 제1항에서 제6항 중의 어느 한 항 있어서, 상기 강재는 -10℃에서 측정된 Kca 값이 6000이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  8. 제1항에 있어서, 상기 강재는 강재두께 방향으로 강재두께 1/2t(t:강판두께)부에 있어서의 샤르피 파면 천이 온도가 -40℃이하인 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재.
  9. 중량%로, C: 0.05~0.09%, Mn: 1.5~2.0%, Ni: 0.3~0.8%, Nb: 0.005~0.04%, Ti: 0.005~0.04%, Cu: 0.1~0.5%, Si: 0.1~0.3%, Al: 0.005~0.05%, P: 100ppm 이하, S:40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 중심부 온도를 기준으로 Ar3 + 60℃ ~ Ar3℃ 사이의 온도에서 마무리 압연하여 강판을 얻는 단계; 및 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제9항에 있어서, 상기 마무리 압연된 강판의 두께는 50mm이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  11. 제9항에 있어서, 상기 조압연 시 마지막 3 패스(pass)에 대해서는 패스(pass) 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40%이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  12. 제9항에 있어서, 상기 조압연 시 마지막 3 패스(pass)는 2/sec 이하의 변형속도(Strain rate)로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  13. 제9항에 있어서, 상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 두께 중심부 결정립 크기는 150㎛이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  14. 제9항에 있어서, 상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상이 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  15. 제9항에 있어서, 상기 마무리압연 시 누적 압하율은 40% 이상으로 유지하고, 최종 형상 고르기 압연을 제외한 패스당 압하율은 4% 이상으로 유지하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  16. 제9항에 있어서, 상기 강판의 냉각은 1.5℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  17. 제9항에 있어서, 상기 강판의 냉각은 2~300℃/s의 평균 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열 개시 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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