WO2019124671A1

WO2019124671A1 - 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: WO2019124671A1
Application number: PCT/KR2018/009605
Authority: WO
Inventors: 이학철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-24
Filing date: 2018-08-21
Publication date: 2019-06-27
Also published as: US20210010114A1; EP3730657A1; KR102043523B1; US11591679B2; KR20190077194A; JP7075491B2; EP3730657A4; CN111492084A; JP2021507996A

Abstract

본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, Ti: 0.005~0.015%, N: 60ppm 이하, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 그리고 입열량 5~50kJ/cm로 용접된 용접부의 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상인 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

Description

용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법

본 발명은 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 니켈을 함유하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 지구 온난화 등에 따른 세계적인 환경규제 강화에 따라 친환경 연료에 대한 관심이 증폭되고 있다. 대표적 친환경 연료인 LNG (Liquefied Natural Gas)는 관련 기술발전을 통한 비용저감 및 효율성 증가로 인해 세계 LNG 소비가 꾸준하게 증가하고 있으며, 1980년에는 6개국 2,300만톤에 불과하던 LNG 소비는 대략 10년마다 그 규모가 두 배씩 증가해오고 있는 추세이다. 이러한 LNG 시장의 확대 및 성장에 따라서 LNG 생산국가들 간에 기존 운영되고 있는 설비를 개조 또는 증설하고 있으며, 또한 천연가스가 생산되는 국가들이 신규로 LNG 시장에 진입하기 위해서 생산 설비를 건설하려는 추세이다.

LNG 저장용기는 설비의 목적(저장용 탱크, 수송용 탱크), 설치위치, 내외부 탱크 형식 등 여러 가지 기준에 의해 분류된다. 이 중, 내부탱크의 형식, 즉 재료 및 형상에 따라 9% Ni 강 내부탱크, 멤브레인 내부탱크, 콘크리트 내부탱크로 나뉘어지는데, 최근 LNG carrier 의 안정성 향상을 위해 9% Ni 강을 이용한 형식의 LNG 저장용기의 사용이 육상 저장용 탱크에서 수송용 탱크 분야까지 확대됨에 따라 9% Ni 강에 대한 세계적인 수요가 증가하는 추세이다.

일반적으로 LNG 저장용기의 재료로 사용되기 위해서는 극저온에서 우수한 충격인성을 가져야 하며, 구조물의 안정성을 위해 높은 강도수준 및 연성이 필요하다. 9% Ni 강은 일반적으로 압연 후 QT(Quenching-Tempering) 혹은 QLT(Quenching-Lamellarizing-Tempering) 의 공정을 통해 생산되며, 이러한 공정을 통해 미세한 결정립을 가지는 마르텐사이트 기지에 연질상의 잔류 오스테나이트를 이차상으로 가짐으로써 극저온에서의 좋은 충격인성을 나타낸다. 하지만, 9% Ni 강의 경우 인성을 확보하기 위해 높은 Ni함량을 가져야 함에 따라서, 고 원가 원소인 Ni의 가격변동에 따라 강재가격이 상승하게 되며, 이는 강재 사용자에게 부담으로 작용하는 문제점이 있다.

이러한 9% Ni강의 가격적 문제점을 완화시키기 위해, 기존 9% Ni 강의 대비 낮은 Ni함량을 가지는 저 Ni형 강재의 개발 및 규격 제정 등이 일부 철강사의 주도로 진행되었으며, Ni저감에 따른 인성저하 문제를 해결하기 위해서 QLT 혹은 DQLT(Direct Quenching-Lamellarizing-Tempering) 공정을 활용하여, 인성향상에 큰 영향을 미치는 L공정을 포함하도록 함으로써, 기존 9% Ni강 대비 20% 정도 Ni 첨가량을 저감할 수 있었다.

하지만, 20%의 Ni첨가량을 저감하는 대신 경화능 확보를 위해 타 합금원소를 첨가해야 하기 때문에 합금원가 저감량이 크지 않으며, 또한 일부 철강사의 경우에는 QLT 공정 대신 DQLT 공정을 도입하여 입도 미세화를 위해 열처리 전 압연 시 극저온 압연을 적용함에 따라 압연 생산성이 현저히 떨어지는 문제점을 여전히 가지고 있다.

또한, 저온용 Ni강에서 가장 필수적으로 인성을 확보해야 하는 부위는 용접부 이며, 용접부의 경우 고온의 입열을 받게 되어 기존 모재의 미세조직이 변하기 때문에 충격인성을 보증하는데 어려움이 따르게 된다.

용접 열영향부의 경우, Ac₃ 온도 이하로 가열되는 SCHAZ부(Sub-Critical Heat Affected Zone)의 경우에는 일부 조직만 역변태 되기 때문에 추가적 조직 미세화 및 Tempering 효과로 인성을 확보하기 용이하나, CGHAZ(Coarse Grain Heat Affected Zone)부의 경우 고온으로 가열되면서 기존 저온압연 및 열처리로 인해 미세화된 모재의 미세조직이 모두 조대화되기 때문에 충격인성 확보가 어려운데, 기존 9% Ni강 대비 20%의 Ni을 저감시킨 저 Ni형 강재의 경우 Ni 저감에 의해서 용접 열영향부의 충격인성이 매우 저하되는 문제점을 가지고 있다.

본 발명의 바람직한 일 측면은 용접부 인성이 우수한 저온용 강재를 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, Ti: 0.005~0.015%, N: 60ppm 이하, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 그리고

입열량 5~50kJ/cm로 용접된 용접부의 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)]~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상인 용접부 인성이 우수한 저온용 강재가 제공된다.

상기 강재의 항복강도는 585MPa 이상일 수 있다.

상기 강재의 충격천이온도는 -196℃ 이하일 수 있다.

상기 강재의 두께는 5~50mm 일 수 있다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, N: 60ppm 이하, Ti: 0.005~0.015%, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200~1100℃의 온도로 가열하는 슬라브 가열 단계;

상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는 열간압연단계;

상기 열연강재를 공냉하는 단계;

상기와 같이 공냉된 강재를 800~950℃로 재가열한 후 수냉을 통해 소입하는 단상역 열처리 소입 단계;

상기 단상역 열처리 소입 후 강재를 680~750℃의 이상역 구간으로 재가열한 후, 수냉을 통해 소입하는 이상역 열처리 소입단계; 및

상기 이상역 열처리 소입 후, 강재를 570~620℃ 구간으로 재가열하여 소려한 후 공냉하는 단계를 포함하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법이 제공된다.

상기 강재의 제조방법에서 상기 열연압연 시 열간 마무리 압연온도는 700~1000℃일 수 있다.

상기 강재의 제조방법에서 상기 소려는 1.9t + 40~80분[t는 강재 두께(mm)]동안 실시될 수 있다.

상기 강재의 제조방법에서 상기 열연강재의 두께는 5~50mm일 수 있다.

본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 용접부 인성이 우수한 저온 탱크용 Ni 강재를 얻을 수 있다.

본 발명은 기존의 저Ni형 강재의 용접부 인성저하 문제점을 해결하기 위해, Ti 를 첨가하고 Ti/N 비를 2.5~4 의 범위로 제어함으로써, 입열량 5~50kJ/cm의 범위에서 용접된 용접부의 용접 열향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)를 50 마이크로미터 이하로 제어하였으며, 이를 통해 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상으로 용접 열영향부의 인성을 향상시킨 것이다.

이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재에 대하여 설명한다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재는 중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, Ti: 0.005~0.015%, N: 60ppm 이하, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

C: 0.02~0.06중량%(이하, "%"라고도 함)

C은 마르텐사이트 변태생성을 촉진하고 Ms 온도(마르텐사이트 변태온도)를 낮추어 입도를 미세화시키며, 소려 시 입계 및 상 경계로 확산하여 잔류 오스테나이트를 안정화시키는데 중요한 원소로써, 모재의 강도 및 인성을 확보하기 위해서 0.02% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 C함량이 증가할수록 용융선(FL) ~ FL + 1mm 의 강도를 증가시켜 인성을 저하시키는 문제가 발생하므로 그 함량의 상한은 0.06% 로 한정하는 것이 바람직하다.

Ni: 6.0~7.5%

Ni은 마르텐사이트/베이나이트 변태를 촉진하여 모재의 강도를 향상시키고, 용접 열영향부에 생성된 마르텐사이트 조직의 인성을 향상시키는 가장 중요한 원소이므로, 본 발명에서 제안하는 용접 열영향부의 충격인성을 만족시키기 위해서는 6.0% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 Ni이 7.5%를 초과하여 첨가될 경우 높은 경화능으로 인한 마르텐사이트 강도 상승에 따라 인성저하 발생가능성이 있으므로, 상기 Ni함량은 6.0~7.5% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.4~1.0%

Mn은 C/Ni과 마르텐사이트/베이나이트 변태를 촉진하여 모재의 강도를 향상시키는 원소로써, 0.4% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 Mn 함량이 1.0%를 초과할 경우 용접 열영향부의 강도 상승에 따라 인성이 저하될 수 있으므로, 상기 망간의 함량은 0.4~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Mn의 함량은 0.5~0.9%일 수 있다.

Si: 0.02~0.15%

Si은 탈산제로서 역할을 하며 또한 소려 시에 탄화물 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정성을 향상시키므로 0.02% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 하지만 Si 함량이 너무 많으면 용접 열영향부의 강도가 증가되어 충격인성이 저하되므로 상기 Si의 함량은 0.02~0.15% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.02~0.3%

Mo은 경화능 향상 원소로 냉각 시 마르텐사이트/베이나이트 생성을 촉진하는 원소로써, 0.02% 이상 첨가 시 실제로 경화능을 향상시키는 역할을 할 수 있다. 하지만 0.3% 초과하여 첨가될 경우 경화능이 과다하게 상승하여 용접부의 강도 상승에 따른 인성저하가 발생할 수 있으므로, 상기 Mo 함량은 0.02~0.3% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.02~0.3%

Cr은 경화능 향상 원소로 냉각 시 마르텐사이트/베이나이트 생성을 촉진하는 원소이며, 고용강화를 통한 강도 확보에 도움을 주므로 0.02% 이상 첨가가 필요하다. 하지만 0.3% 초과로 첨가될 경우 경화능이 과다하게 상승하여 용접부의 강도 상승에 따른 인성저하가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 Cr 함량은 0.02~0.3% 로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 50ppm 이하, S: 10ppm 이하

P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 용접부 충격인성을 저하시키고 고온균열을 발생시킬 수 있으므로, 상기 P는 50ppm 이하로, 상기 S는 10ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.015% 및 Ti/N의 중량 % 비: 2.5~4

Ti는 N와 반응하여 고온에서 TiN을 생성시키며, 생성된 TiN은 재결정역 압연 혹은 용접 시 용융선(FL) 부근이 높은 온도로 가열될 때 오스테나이트 결정립의 성장을 방해하여 최종 입도를 미세화시킬 수 있다. TiN이 생성되어 결정립 성장을 방해하기 위해서는 0.005% 이상 첨가되어야 하지만, 0.015%를 초과하여 첨가될 경우, 소려 시 Ti(C, N)의 복합탄화물 형태로 조대화 되어 인성을 저하시킬 수 있으므로, 상기 Ti 함량은 0.005~0.015% 로 제한하는 것이 바람직하다.

또한 Ti 와 N 은 중량%로 3.4 대 1로 결합하게 되므로, Ti/N의 비가 2.5 이하로 매우 낮은 경우에는 잔여 N이 인성을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으며, Ti/N이 4이상인 경우 고온에서 조대한 TiN 정출물이 생성되어 충격인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, Ti/N 의 중량% 비는 2.5~4 로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 60ppm 이하

N(질소)는 Ti와 결합하여 TiN을 생성시켜 고온에서의 오스테나이트 입도 성장을 막아주는 역할을 한다. 하지만 Ti과 결합하지 않은 Free N이 강 중에 함유될 경우 충격인성저하를 일으킬 수 있으므로 그 함량은 60ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재는 입열량 5~50kJ/cm으로 용접된 용접부의 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상이다.

상기 강재의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트, 템퍼드 베이나이트 및 잔류오스테나이트를 포함할 수 있다.

상기 용접부의 미세조직은 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다.

강재에는 TiN 석출 혹은 Ti(C,N) 석출물이 생성될 수 있다.

상기 강재의 항복강도는 585MPa 이상일 수 있다.

상기 강재의 충격천이온도는 -196℃이하일 수 있다.

상기 강재의 두께는 5~50mm 일 수 있다.

이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법은 중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, Ti: 0.005~0.015%, N: 60ppm 이하, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200~1100℃의 온도로 가열하는 슬라브 가열 단계;

상기 열연강재를 공냉하는 단계;

상기 이상역 열처리 소입 후, 강재를 570~620℃ 구간으로 재가열하여 소려한 후 공냉하는 단계를 포함한다.

본 발명의 강재 제조과정은 슬라브 가열 - 열간압연 - 열간압연 후 공냉 - 오스테나이트 단상역 열처리 소입 - 이상역 열처리 소입 - 소려 및 소려 후 공냉의 과정을 포함한다.

슬라브 가열, 열간 압연 및 열간압연 후 공냉

상기와 같이 조성되는 슬라브를 가열한다.

상기 가열은 1100~1200℃에서 실시하는 것이 바람직한데, 이는 주조조직 제거 및 성분 균질화를 위함이다.

상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는다. 가열된 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 가열 후에 열간압연(조압연 및 사상압연)을 실시한다. 본 열간압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 입도를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다. 열간압연 종료 후 공냉을 통해 상온까지 냉각을 실시한다.

이 때, 열간 마무리 압연온도는 700~1000℃일 수 있다.

상기 열연강재의 두께는 5~50mm일 수 있다.

단상역 열처리 소입

상기와 같이 공냉된 강재를 800~950℃로 재가열한 후 수냉을 통해 소입하는 단상역 열처리 소입을 실시한다.

열간압연 후 공냉된 강재를 오스테나이트 단상역까지 가열하여 열처리 후 소입을 실시한다. 본 단상역 열처리 소입의 목적은 열처리에 따른 오스테나이트 입도 미세화 및 냉각 시 미세한 패킷을 가지는 마르텐사이트/베이나이트 조직을 얻기 위함이다. 오스테나이트 단상역에서 충분한 재결정을 일으키고 미세한 입도를 유지하기 위하여 본 단상역 소입의 열처리 온도는 800~950℃로 실시하는 것이 바람직하다.

이상역 열처리 소입

상기 단상역 열처리 소입 후 강재를 680~750℃의 이상역 구간으로 재가열한 후, 수냉을 통해 소입하는 이상역 열처리 소입을 실시한다.

상기와 같이 단상역 열처리 소입된 강재를 오스테나이트와 페라이트 이상역으로 재가열하여 열처리 후 소입을 실시한다. 본 이상역 열처리 소입 공정의 목적은 기존 이상역 열처리 시 미세화된 조직을 추가적으로 미세화하기 위함이다. 이상역 열처리를 할 경우 구 오스테나이트 입계 및 소입 후 마르텐사이트 라스(lath) 사이에서 오스테나이트가 새로 생성되게 되며, 이상역이므로 전체가 아닌 일부만 오스테나이트로 역변태함으로써, 소입 시 역변태된 오스테나이트가 다시 더욱 미세한 마르텐사이트로 변태하게 되어 더욱더 미세한 조직을 확보할 수 있다. 또한 이상역 열처리 시 오스테나이트로 역변태 되지 않은 마르텐사이트에서는 성분들이 마르텐사이트 라스 경계로 이동함에 따라, 이후 소려 시 잔류 오스테나이트를 더욱 쉽게 생성할 수 있는 시드(seed)를 형성시킨다.

소려 및 소려 후 공냉

본 발명의 극저온용강은 소려 시 기지조직의 연화를 통한 충격인성 향상과 더불어 -196℃에서도 안정한 잔류 오스테나이트를 생성시켜 충격인성을 향상시킨다. 620℃를 초과하는 온도로 소려할 경우, 미세조직 내에 생성되는 오스테나이트의 안정도가 떨어지게 되며, 이로 인해 극저온에서 오스테나이트가 마르텐사이트로 쉽게 변태하여 충격인성이 저하될 수 있으므로, 소려 온도는 570~620℃의 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.

이때, 소려는 1.9t + 40~80분[t는 강재 두께(mm)]동안 실시할 수 있다.

상기한 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법에 따르면, 항복강도가 585MPa 이상이고 충격천이온도가 -196℃이하이고; 그리고 입열량 5~50kJ/cm로 용접된 용접부의 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상인 용접부 인성이 우수한 저온용 강재가 제조될 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 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.

하기 표 1 과 같이 조성되는 두께 250mm의 강 슬라브를, 하기 표 2 의 조건으로 열간압연하여 하기 표 2 의 두께를 갖는 강재를 얻은 후, 하기 표 2 의 조건으로 소입 및 소려처리하였다. 이 때, 소려 시간은 1.9t + 40~50분[t는 강재 두께(mm)] 이었다. 상기와 같이 제조된 강재에 대하여 모재 항복강도(MPa) 및 모재 충격천이온도(℃) 및 용접 열영향부 특성을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3 에 나타내었다. 용접 열영향부의 평가를 위해 5~50kJ/cm 의 입열량으로 용접을 실시하고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 충격인성 및 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 미세조직의 평균입도를 관찰하고, 그 결과를 하기 표 3 에 나타내었다.

용접부의 조직은 모두 마르텐사이트 와 템퍼드 마르텐사이트를 포함하였다.

구분	C	Ni	Mn	Si	P	S	Mo	Cr	Ti	N	Ti/N
발명강1	0.042	6.82	0.53	0.04	0.0024	0.0006	0.23	0.21	0.012	0.0032	3.8
발명강2	0.035	7.23	0.64	0.06	0.0037	0.0005	0.07	0.11	0.009	0.0027	3.3
발명강3	0.051	7.02	0.73	0.1	0.0029	0.0004	0.15	0.19	0.011	0.0036	3.1
발명강4	0.043	6.29	0.89	0.08	0.0037	0.0006	0.28	0.23	0.013	0.0042	3.1
발명강5	0.056	7.12	0.49	0.07	0.0032	0.0008	0.19	0.07	0.01	0.0035	2.9
발명강6	0.043	6.41	0.55	0.09	0.0027	0.0006	0.29	0.15	0.011	0.0043	2.6
비교강1	0.051	7.02	0.65	0.09	0.0024	0.0007	0.19	0.23	0.028	0.0037	7.6
비교강2	0.043	6.54	0.54	0.06	0.0041	0.0005	0.18	0.21	0.001	0.0041	0.2
비교강3	0.052	7.09	0.54	0.05	0.0028	0.0005	0.22	0.16	0.014	0.0089	1.6
비교강4	0.094	6.71	0.62	0.09	0.0024	0.0007	0.21	0.14	0.013	0.0038	3.4
비교강5	0.036	5.54	0.76	0.09	0.0037	0.0005	0.16	0.23	0.008	0.0027	3.0
비교강6	0.042	6.89	0.64	0.11	0.0024	0.0007	0.45	0.43	0.009	0.0023	3.9
비교강7	0.055	7.02	0.55	0.36	0.0062	0.0031	0.15	0.15	0.012	0.0035	3.4
비교강8	0.046	6.84	1.34	0.12	0.0041	0.0007	0.21	0.16	0.011	0.0034	3.2

구분	강종	슬라브 재가열온도(℃)	열간마무리압연온도(℃)	강재두께(mm)	단상역 소입온도(℃)	이상역 소입온도(℃)	소려온도(℃)
발명예1	발명강1	1130	952	25	815	721	589
발명예2	발명강2	1126	981	30	864	716	576
발명예3	발명강3	1126	854	20	832	733	592
발명예4	발명강4	1158	956	25	877	694	603
발명예5	발명강5	1108	850	40	834	703	611
발명예6	발명강6	1166	824	15	901	715	594
비교예1	비교강1	1148	902	35	815	722	603
비교예2	비교강2	1165	864	15	864	716	584
비교예3	비교강3	1137	903	25	874	703	595
비교예4	비교강4	1146	855	40	834	689	576
비교예5	비교강5	1174	846	35	822	706	599
비교예6	비교강6	1155	906	25	854	722	571
비교예7	비교강7	1150	874	20	894	735	588
비교예8	비교강8	1167	841	40	871	711	593

구분	강종	모재항복강도(MPa)	모재 충격천이온도(℃)	입열량(kJ/cm)	Fusion Line(FL)~ FL + 1mm 부 EBSD 측정유효 결정립 크기 (㎛)	Fusion Line 평균 CVN Energy @-196℃ (J)	Fusion Line+1mm 평균 CVN Energy @-196℃ (J)
발명예1	발명강1	635	-196 이하	19	38.6	132	144
발명예2	발명강2	629	-196 이하	25	42.1	142	152
발명예3	발명강3	655	-196 이하	38	37.4	101	132
발명예4	발명강4	599	-196 이하	9	39.5	82	109
발명예5	발명강5	643	-196 이하	24	47.5	146	175
발명예6	발명강6	621	-196 이하	42	46.9	98	106
비교예1	비교강1	721	-172	39	31.7	59	89
비교예2	비교강2	648	-196도 이하	27	75.6	68	93
비교예3	비교강3	671	-168	16	25.4	41	65
비교예4	비교강4	741	-162	10	42.2	39	66
비교예5	비교강5	544	-145	29	18.9	12	18
비교예6	비교강6	719	-162	35	38.9	23	35
비교예7	비교강7	628	-159	41	43.2	16	15
비교예8	비교강8	746	-164	41	37.6	36	64

상기 표 1 내지 3 에 나타난 바와 같이, 비교예 1 의 경우 본 발명에서 제시하는 Ti 상한보다 높은 값을 가지고, 이로 인해 Ti/N 비가 본 발명에서 제시하는 범위보다 높음에 따라, 다량의 Ti 첨가로 인한 조대 TiN상이 정출되었으며, 소려 시 TiC 가 다량 생성됨에 따라 모재가 높은 강도를 가지게 되었으며, 이로 인해 모재의 충격천이온도가 -196℃ 이상이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하임을 알 수 있다.

비교예 2 의 경우 본 발명에서 제시하는 Ti 하한보다 낮은 값을 갖고, 이로 인해 Ti/N 비가 본 발명에서 제시하는 범위보다 낮음에 따라, 용접 열영향부에 충분한 TiN상이 생성되지 않았으며, 이로 인해 용접 열영향부에서 용융선 [Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이상이며, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하 임을 알 수 있다.

비교예 3 의 경우 본 발명에서 제시하는 Ti/N 비가 본 발명에서 제시하는 범위보다 낮음에 따라, 용접 열영향부에 충분한 TiN상이 미세하게 생성되어 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이나, TiN으로 석출하지 못한 Free N의 양이 높음에 따라 모재의 충격천이온도가 -196℃이상이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하임을 알 수 있다.

비교예 4 의 경우 본 발명에서 제시하는 C 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 높은 강도 값을 가지며, 이로 인해 모재의 충격천이온도가 -196℃이상이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하 임을 알 수 있다.

비교예 5 의 경우 본 발명에서 제시하는 Ni 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 경화능 부족으로 인해 모재의 항복강도가 585MPa 이하이며, Ni 첨가량 부족으로 인한 인성저하가 발생하여 모재의 충격천이온도가 -196℃이상이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하 임을 알 수 있다.

비교예 6 의 경우 본 발명에서 제시하는 Mo, Cr 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 높은 강도 값을 가지며, 이로 인해 모재의 충격천이온도가 -196℃ 이상이고, 용접 열영향부인 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하 임을 알 수 있다.

비교예 7 의 경우 본 발명에서 제시하는 Si 및 P, S 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 용접부 강도 상승 및 P, S 편석으로 인한 취성이 유발되었으며, 이로 인해 모재의 충격천이온도가 -196℃ 이상이고, 용접 열영향부인 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하 임을 알 수 있다.

비교예 8 의 경우 본 발명에서 제시하는 Mn 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 높은 강도 값을 가지며, 이로 인해 모재의 충격천이온도가 -196℃ 이상이고, 용접 열영향부인 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이하 임을 알 수 있다.

한편, 본 발명에서 제시한 성분 범위를 만족하고, Ti/N의 중량%비가 2.5~4의 범위를 만족하는 발명예 1~6의 경우, 모재의 항복강도가 585MPa 이상이고 충격천이온도가 -196℃ 이하이며, TiN 석출로 인해 입열량 5~50kJ/cm로 용접된 용접부의 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상을 만족함을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, Ti: 0.005~0.015%, N: 60ppm 이하, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 그리고

입열량 5~50kJ/cm로 용접된 용접부의 용접 열영향부에서 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 부의 EBSD 방법으로 측정된 15도 이상의 경계각을 가지는 유효 결정립 크기(Effective grain size)가 50 마이크로미터 이하이고, 용융선[Fusion Line(FL)] ~ FL + 1mm 의 영역에서 측정된 충격인성이 -196℃에서 70J 이상인 용접부 인성이 우수한 저온용 강재.
제 1 항에 있어서,

상기 강재의 항복강도가 585MPa 이상인 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재.
제 1 항에 있어서,

상기 강재의 충격천이온도가 -196℃이하인 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재.
제 1 항에 있어서,

상기 강재의 두께가 5~50mm인 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재.
중량%로, C: 0.02~0.06%, Ni: 6.0~7.5%, Mn: 0.4~1.0%, Si: 0.02~0.15%, Mo: 0.02~0.3%, Cr: 0.02~0.3%, P: 50ppm이하, S: 10ppm이하, N: 60ppm 이하, Ti: 0.005~0.015%, Ti/N의 중량% 비: 2.5~4, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1200~1100℃의 온도로 재가열하는 슬라브 재가열 단계;

상기와 같이 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는 열간압연단계;

상기 열연강재를 공냉하는 단계;

상기와 같이 공냉된 강재를 800~950℃로 재가열한 후 수냉을 통해 소입하는 단상역 열처리 소입 단계;

상기 단상역 열처리 소입 후 강재를 680~750℃의 이상역 구간으로 재가열 한 후, 수냉을 통해 소입하는 이상역 열처리 소입단계; 및

상기 이상역 열처리 소입 후, 강재를 570~620℃ 구간으로 재가열 하여 소려한 후 공냉하는 단계를 포함하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
제 5 항에 있어서,

상기 열연압연 시 열간 마무리 압연온도는 700~1000℃인 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
제 5 항에 있어서,

상기 소려는 1.9t + 40~80분[t는 강재 두께(mm)]동안 실시되는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.
제 5 항에 있어서,

상기 열연강재의 두께가 5~50mm인 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 저온용 강재의 제조방법.