WO2020085848A1 - 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a steel material used as a material for building structures, ship structures, marine structures, etc., and more particularly, to a steel sheet having excellent toughness in welding heat-affected zone and a manufacturing method thereof.
  • the steel materials used for these materials are also large-sized and are being replaced by thick steel materials thicker than conventional steel materials.
  • such a thick steel material is generally required to have a low yield ratio, and the time and cost required for welding are significantly increased because high strength and thickening involve multiple welding.
  • the range of the heat-affected zone (HAZ) of steel is wider, and the temperature of the heat-affected zone rises to a relatively high range, resulting in the growth of austenite grains.
  • the coarse structure is formed and the impact toughness of the heat-affected zone is reduced.
  • Patent Document 1 is a technique using TiN precipitates, and discloses a structural steel material having an impact toughness of 200 J at about 0 J (a base material is about 300 J) when a heat input amount of 100 J / cm (highest heating temperature of 1400 ° C.) is applied. have.
  • Ti / N content ratio (Ti / N) is managed from 4 to 12 to control TiN precipitates having a grain size of 0.05 ⁇ m or less 5.8 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 to 8.1 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 , grain size A TiN precipitate having a value of 0.03 to 0.2 ⁇ m is precipitated at 3.9 ⁇ 10 3 pcs./mm 2 to 6.2 ⁇ 10 4 pcs / mm 2 to refine ferrite to secure the toughness of the weld.
  • the above patent document 1 has a problem in that cracks are severely generated on the slab surface during playing by excessively forming carbon and nitride, and thus a thick plate product can be produced using the slabs in which multiple surface cracks are generated. In this case, a problem such as cracking occurs on the surface of the final product, or a problem such as surface repair occurs, or repair itself is difficult, and thus there is a possibility that a defective product is likely to be manufactured.
  • Patent Document 2 the surface crack sensitivity index (Cs) is managed at an appropriate level to suppress the occurrence of surface cracks that may occur in Patent Document 1 above, and elements that negatively affect the toughness of the welded heat-affected zone such as Si or Cr. By controlling the, it discloses a steel material having excellent toughness in the welding heat-affected zone.
  • Patent Document 2 shows improved results compared to the prior art in terms of toughness of the welding heat-affected zone, but tends to fail to meet the characteristics of low yield ratios required in building structures, ship structures, and marine structures.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1999-140582
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2016-0078772
  • An aspect of the present invention is to provide a steel material having excellent toughness in a welding heat-affected zone and a method for manufacturing the same, along with low yield ratio and high toughness of the base material.
  • carbon (C) 0.05 to 0.09%, manganese (Mn): 1.5 to 1.6%, silicon (Si): 0.2 to 0.3%, aluminum (Al): 0.02 to 0.05% , Nickel (Ni): 0.4 to 0.5%, Phosphorus (P): 0.02% or less, Sulfur (S): 0.01% or less, Titanium (Ti): 0.005 to 0.02%, Niobium (Nb): 0.01 to 0.05%, Copper (Cu): 0.1 to 0.3%, chromium (Cr): 0.1 to 0.2% and molybdenum (Mo): at least one of 0.05 to 0.10%, boron (B): 5 ppm or less, and nitrogen (N): 60 ppm or less And at least one of Fe and other unavoidable impurities.
  • Mo molybdenum
  • the microstructure includes 40 to 50% of low-temperature bainite, 3 to 6% of island martensite (MA) and the residual acyclic ferrite as an area fraction, ,
  • the microstructure includes 35-40% low-temperature bainite, 3-5% island martensite (MA) and the residual acyclic ferrite in an area fraction, and the thickness exceeds 60mm
  • the microstructure provides resistance-resistance steel with excellent toughness in welding heat-affected zones, including 30 to 35% low-temperature bainite, 3 to 5% island martensite (MA), and residual acyclic ferrite in an area fraction. do.
  • the steel material of the present invention it is possible to provide a steel material having excellent toughness and toughness of a base material and excellent toughness of a welding heat-affected zone during high heat input welding.
  • the steel material of the present invention can be suitably applied as a structural steel material by having a low yield ratio.
  • Figure 1 shows a photograph observing the microstructure of the invention examples and comparative examples according to an aspect of the present invention.
  • Figure 2 shows a photograph of the observed martensite phase of the invention example according to an aspect of the present invention.
  • Figure 3 shows the results of measuring the impact toughness (-10 ° C) for each position of the welded and welded heat-affected zone after welding of the invention steel according to an aspect of the present invention.
  • the present inventors have a high yield ratio of the base material in the manufacture of thick steel materials for use as materials for existing construction structures, etc., and to fundamentally solve the problem that the toughness of the welding heat-affected zone (HAZ) becomes vulnerable when applying high heat input welding.
  • HAZ welding heat-affected zone
  • the present invention can secure the toughness of the welding heat-affected zone (HAZ) during high heat input welding such as submerged arc welding (SAW), and thus can be suitably applied as a structural steel. It has the effect of providing.
  • HAZ welding heat-affected zone
  • SAW submerged arc welding
  • a resistance-recovery steel material having excellent toughness in a welding heat-affected zone is in weight%, carbon (C): 0.05 to 0.09%, manganese (Mn): 1.5 to 1.6%, silicon (Si): 0.2 to 0.3 %, Aluminum (Al): 0.02 to 0.05%, nickel (Ni): 0.4 to 0.5%, phosphorus (P): 0.02% or less, sulfur (S): 0.01% or less, titanium (Ti): 0.005 to 0.02% , Niobium (Nb): 0.01 to 0.05%, copper (Cu): 0.1 to 0.3%, chromium (Cr): 0.1 to 0.2%, and molybdenum (Mo): 0.05 to 0.10%, at least one or more, boron (B) : 5 ppm or less and nitrogen (N): 60 ppm or less is preferably included.
  • the content of each component means weight%, and the proportion of tissue is based on the area.
  • Carbon (C) is an element that has the greatest influence on securing the strength of the steel material, and thus needs to be contained in the steel in an appropriate content.
  • the content of C is less than 0.05%, the strength of the steel material is excessively reduced, making it difficult to use it as a structural steel material.
  • the content exceeds 0.09%, the carbon equivalent (Ceq) becomes excessively large, and as a result, the hardenability of the base material and the welding part increases, so that the toughness of the welding part decreases.
  • the content of C is preferably 0.05 to 0.09%, and more advantageously, it may include 0.06 to 0.08%.
  • Manganese (Mn) is an element that is useful for securing strength by increasing the hardenability of steel, but in the present invention, it is necessary to appropriately limit its content in terms of securing the toughness of the welding heat-affected zone (HAZ).
  • Mn does not significantly affect the toughness of the welding heat-affected zone, but it tends to segregate in the center of the thickness of the steel sheet.
  • the area where Mn is segregated has a very high Mn content compared to the average content, thus affecting the welding heat.
  • Mn it is preferable to add Mn to 1.6% or less, but if the content is too low, it is difficult to secure the strength of the steel sheet, so it is preferable to limit the lower limit to 1.5%.
  • Si is an element necessary for increasing the strength of the steel sheet and deoxidizing the molten steel. Therefore, it is preferable to contain 0.2% or more. However, since Si inhibits the formation of cementite when unstable austenite is decomposed, it promotes the martensite (MA) structure, which has a problem of significantly lowering the toughness of the weld heat-affected zone. It is preferable to limit the content of Si to 0.3% or less. If the Si content exceeds 0.3%, coarse Si oxide is formed, and it is not preferable because brittle fracture may occur based on such inclusions.
  • Aluminum (Al) is an element capable of deoxidizing molten steel inexpensively, and for this purpose, it is preferable to contain 0.02% or more. However, if the content exceeds 0.05%, there is a problem that nozzle clogging occurs during continuous casting. In addition, there is a possibility that the solid solution of Al promotes the formation of island martensite in the welded portion, and thus there is a high possibility of inhibiting the toughness of the welded portion.
  • Nickel (Ni) is an element that is advantageous for simultaneously improving the strength and toughness of the base material, and for this, it may contain Ni in an amount of 0.4% or more.
  • Ni is an expensive element, and if its content exceeds 0.5%, it becomes economically disadvantageous, and there is a fear that weldability may deteriorate.
  • Phosphorus (P) 0.02% or less
  • Phosphorus (P) has an advantage in improving strength and securing corrosion resistance, but since it is an element that greatly inhibits impact toughness, it is advantageous to contain it as low as possible, so it is preferable to set the upper limit to 0.02%. However, considering the level inevitably added, 0% can be excluded.
  • S is an element that greatly inhibits impact toughness by forming MnS or the like, so it is advantageous to contain it as low as possible, and therefore it is preferable to set the upper limit to 0.01%. However, considering the level inevitably added, 0% can be excluded.
  • the resistive steel of the present invention has titanium (Ti): 0.005 to 0.02%, niobium (Nb): 0.01 to 0.05%, copper (Cu): 0.1 to 0.3%, and chromium (Cr): 0.1 to 0.2. % And molybdenum (Mo): may further include at least one of 0.05 to 0.10%.
  • Titanium (Ti) combines with nitrogen (N) to form fine nitrides, thereby reducing grain coarsening that may occur near the welding fusion line and suppressing toughness.
  • N nitrogen
  • Ti content is too low, the number of Ti nitrides is insufficient, so the effect of suppressing coarsening is not sufficiently exhibited, so it is preferable to add 0.005% or more.
  • the content is excessive, it is preferable to limit the upper limit to 0.02% because there is a problem that the grain boundary fixation effect is lowered due to the generation of coarse Ti nitride.
  • Niobium is an effective element for increasing the strength of steel, but it is necessary to appropriately limit its content since it greatly reduces the toughness of the heat-affected zone.
  • Nb carbonitride precipitates at the austenite grain boundary during reverse transformation to the austenite region in the vicinity of the welding melting line, thereby inhibiting toughness, and it is preferable to limit it to 0.05% or less in consideration of this.
  • Copper (Cu) is an element that is advantageous for improving the strength of steel while minimizing the toughness of the base material. In order to sufficiently acquire such an effect, it may be contained at 0.1% or more. However, if the content is excessive, it greatly inhibits the surface quality of the product, so it is desirable to limit the content to 0.3% or less.
  • Chromium (Cr) is an element that is advantageous for improving the strength of steel while minimizing the toughness of the base material, similar to Cu. In order to sufficiently obtain such an effect, it is preferable to contain Cr in an amount of 0.1% or more, but if the content exceeds 0.2%, it is not preferable because the weldability is greatly reduced.
  • Molybdenum (Mo) has the effect of greatly inhibiting the formation of a ferrite phase by greatly improving the hardenability of the steel even with a small amount of addition, and is advantageous in greatly improving the strength. To this end, it may be contained in more than 0.05%, but if the content exceeds 0.10%, it is not preferable because it greatly increases the hardness of the weld and inhibits toughness.
  • the resistive steel of the present invention may further include one or more of boron (B): 5 ppm or less and nitrogen (N): 60 ppm or less.
  • Boron (B) is an element that improves hardenability even with a small amount of addition, but when its content exceeds 5 ppm, rather, precipitation or precipitation at grain boundaries significantly inhibits low-temperature impact toughness.
  • B Boron
  • Mn, Ni, Mo, and the like capable of securing hardenability are contained, and thus, if the content of B is excessive, there is a fear of adversely affecting it.
  • the content of B is limited to 5 ppm or less.
  • Nitrogen (N) forms an TiN precipitate when added together with titanium (Ti), thereby suppressing grain growth due to welding heat effect.
  • Ti titanium
  • the remaining component of the invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed in the normal manufacturing process, and therefore cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary manufacturing process, they are not specifically mentioned in this specification.
  • the steel material of the present invention having the above-described alloy composition has a thickness of 20 to 100 mm, and it is preferable to include a low-temperature bainite, an atomic ferrite, and a martensite phase as a microstructure.
  • the present invention is preferable to control the fraction of the microstructure according to the thickness of the steel.
  • the microstructure is 40 to 50% of low-temperature bainite, 3 to 6% of island martensite (MA) and the balance of acicular ferrite in an area fraction. It is preferable to include, and when the thickness is more than 40 mm to 60 mm, it is preferable to include a low-temperature bainite having an area fraction of 35 to 40%, an island martensite (MA) of 3 to 5%, and the residual acyclic ferrite. In addition, when the thickness is greater than 60 mm to 100 mm, it may include low-temperature bainite having an area fraction of 30 to 35%, island martensite (MA) of 3 to 5%, and residual acyclic ferrite.
  • the strength is increased by further containing a low-temperature bainite phase.
  • the low-temperature bainite phase plays a major role in securing the strength of the base material and the welded part in the present invention, but when too excessive, it adversely affects elongation and impact toughness.
  • the cooling rate and the microstructure phase It is necessary to closely control the fraction of phase).
  • the phase martensite phase has a maximum length of the major axis of 1 ⁇ m or less, and it is preferable to distribute 20 or less within one austenite crystal grain.
  • the phase martensite phase when uniformly distributed in a fine size in steel, contributes to the role of preventing the propagation of fractures, and thus can play a major role in improving mechanical properties such as strength and impact toughness of the steel. . Therefore, it is possible to improve the effect by the island martensite phase by uniformly distributing it in the steel as much as possible.
  • the size of the island martensite phase becomes coarse to a certain level or more, or the distribution thereof is non-uniform, it may act as a starting point for fracture or may become a propagation path for fracture, thereby impairing mechanical properties.
  • phase martensite phase when including the phase martensite phase, it is necessary to control its size and distribution. Specifically, by controlling as described above, an effect by the phase martensite phase can be obtained.
  • the steel material provided in the present invention has a microstructure as described above, has a yield ratio of 85% or less, and has a tensile strength of 600 MPa or higher, and a Charpy impact energy at -10 ° C of 100 J or higher and excellent toughness. It has the effect of securing.
  • the steel material of the present invention can be welded, and may have a welding heat-affected zone (HAZ) having a fraction of 3 to 6% of the phase martensite (MA) after the welding, and the rest except for the phase martensite phase
  • the tissue is composed of low temperature bainite and acyclic ferrite.
  • the fraction of martensite (MA) in the weld heat-affected zone (HAZ) formed after welding may be 3 to 5%.
  • the fraction of island martensite in the weld heat-affected zone is less than 3%, there is a fear that strength and toughness are significantly reduced.
  • the fraction exceeds 5% or 6% or its size or distribution is outside the intended range, it may act as an initiation point or a propagation path for fracture, and thus toughness and ductility may be significantly impaired.
  • the distribution of the phase martensite in the welding heat-affected zone means the distribution level of the phase martensite in the base material described above, and the microstructure of the weld heat-affected zone is the same as the microstructure phase distribution of the base material controlled by thickness. Or reveal similarities.
  • the steel material of the present invention has an effect of securing excellent toughness with a Charpy impact energy of 100 J or more at -10 ° C as the microstructure of the weld heat-affected zone is controlled after welding as described above.
  • a large input heat welding may be applied, and for example, a submerged arc welding (SAW) method having a welding heat input of 200 KJ / cm or more may be applied.
  • SAW submerged arc welding
  • the steel material of the present invention can obtain a welding heat-affected portion with minimal deterioration in toughness even when performing the above-mentioned input heat welding.
  • a step of reheating the steel slab at 1100 to 1250 ° C may be performed.
  • the steel slab can be reheated to 1100 to 1250 ° C.
  • the re-heated steel slab can be hot rolled according to the above to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling may be performed through rough rolling and finish rolling.
  • the rough rolling may be performed in a temperature range of 900 to 1000 ° C, and the finish rolling may be performed in a temperature range of 830 to 870 ° C. If the temperature at the time of rough rolling is less than 900 ° C, it is difficult to secure the target temperature during subsequent finish rolling, which may cause quality defects. In addition, when the temperature exceeds 870 ° C during the finish rolling, a coarse structure is formed and there is a fear that the toughness of the steel is inferior, whereas when the temperature is less than 830 ° C, it becomes difficult to control the shape of the plate material.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above can be cooled to 250 to 500 ° C at a cooling rate of 3 to 200 ° C / s.
  • the cooling rate is less than 3 ° C / s, the hardenability of the steel sheet is not sufficiently high, so that a low-temperature bainite structure is not properly formed, and pearlite-based microstructure is generated, which greatly reduces strength and may decrease toughness.
  • the cooling rate exceeds 200 ° C./s, martensite is mainly formed instead of the formation of low-temperature ferrite and ferrite phases, resulting in excessively high strength, inferior toughness, and high yield ratio, thereby providing properties suitable for the application to be applied in the present invention. It cannot be secured.
  • the present invention may apply a different cooling rate depending on the thickness of the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above. Specifically, when the thickness of the hot-rolled steel sheet is 20 to 40 mm, it is performed at 80 to 200 ° C./s, and when the thickness is more than 40 mm to 60 mm, 20 ° C./s to 80 ° C./s, and the thickness is 60 mm. When it is more than -100 mm, it is preferable to perform it at 3 degrees C / s or more and less than 20 degrees C / s.
  • cooling may be performed by water cooling, and it is preferable to start cooling at 780 to 860 ° C. If the temperature at which the cooling starts is too low, the temperature corresponding to the ferrite and austenite two-phase regions is entered before the cooling starts, and there is a concern that the strength of the steel material may be significantly reduced as some ferrite is generated. On the other hand, if the temperature is too high, there is a possibility that the structure may be reversely transformed due to the occurrence of double heat at the center of the thickness of the steel material during cooling, and the chance of static recrystallization after rolling is relatively reduced, thereby increasing the possibility of formation of a non-uniform structure.
  • air cooling may be performed to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet obtained by completing the air cooling may be subjected to a high heat input welding process, and the high heat input welding method may be performed by submerged arc welding (SAW) with a welding heat input of 200 KJ / cm or more.
  • SAW submerged arc welding
  • the weld heat-affected zone (HAZ) formed after the high heat input welding may include a phase martensite (MA) phase in a fraction of 3 to 6%, from which the weld heat-affected zone is 100J Charpy impact energy at -10 ° C. The above can be secured.
  • MA phase martensite
  • each hot rolled steel sheet was manufactured through a series of processes (reheating-hot rolling-cooling) under the manufacturing conditions of Table 2 below. At this time, after cooling was completed according to Table 2, air cooling was performed to room temperature.
  • the mechanical properties (yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (El), yield ratio (YR)) and impact toughness (CVN, -10 ° C) of each manufactured hot rolled steel sheet are measured, and the results are measured. It is shown in Table 3 below.
  • the tensile test specimen was taken at a point in the thickness direction 1/4 t (where t means the thickness of the steel sheet (mm)) in a direction perpendicular to the rolling direction (transverse direction). The specimen was subjected to a tensile test at room temperature.
  • impact toughness specimens are collected from ASTM E23 standard test pieces in a direction perpendicular to the rolling direction (transverse direction) at a thickness of 1/4 t, and Charpy V-Notch impact tests are performed at each measurement temperature three times. It was carried out and measured by the average value.
  • the fraction of the microstructure is obtained by taking a specimen for tissue observation from the remnants of the impact toughness specimen, and then measuring the fraction (area%) of low-temperature bainite and ash ferrite as the primary SEM by the method specified in ASTM E560 standard, 2 After the Lepera corrosion by car, the fraction of martensite on the island was measured using an optical microscope, and the results are shown in Table 3 below.
  • B means a low-temperature bainite phase
  • AF means an acyclic ferrite phase
  • MA means a phase martensite phase.
  • Inventive Examples 1 to 7 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention have not only excellent strength and ductility as they have an intended microstructure, but also have a resistivity ratio.
  • the impact toughness is excellent. This effect can be confirmed that it can be secured regardless of the thickness of the steel sheet.
  • Comparative Examples 4 to 7 in which the alloy composition proposed in the present invention did not satisfy the present invention, it was difficult to secure a resistance ratio in common. Among them, Comparative Examples 5 and 7 had poor impact toughness.
  • FIG. 1 is a photograph showing the microstructure of Inventive Example 2 (thickness 40 mm), Inventive Example 3 (thickness 60 mm) and Inventive Example 4 (thickness 80 mm) and Comparative Example 6 (thickness 20 mm) with an electron scanning microscope (SEM).
  • SEM electron scanning microscope
  • Figure 2 shows a photograph of the invention martensite phase of Inventive Example 2 (thickness 40 mm).
  • the invention examples can be confirmed that the low-temperature bainite and apical ferrite phases are sufficiently formed, and the martensite phases are formed in several places.
  • the comparative example low-temperature bainite and acyclic ferrite The phase was not sufficiently formed, and the resulting bainite phase was also assumed to be formed at a high temperature due to its shape. Due to the difference in the microstructure, the comparative example is judged to have a lower strength result than the inventive examples.
  • the test piece was taken from the molten wire (FL) in the weld heat affected zone formed by completing the welding to measure impact toughness (CVN (-10 ° C, -20 ° C, -40 ° C)). Additionally, the impact toughness (CVN) was measured by taking test specimens at FL + 2, FL + 5, and FL + 10 sites, respectively, and the results are shown in Table 4 below (here, +2, +5, +10). The part refers to a point 2 mm, 5 mm, and 10 mm away from the base line in the direction of the base material). At this time, the impact toughness was measured at an average value by conducting the Charpy V-Notch impact test three times at each temperature (-10 ° C, -20 ° C, -40 ° C).
  • the impact toughness of the molten wire (FL) in the welding heat-affected zone obtained by welding the hot-rolled steel sheet (invention example) manufactured by the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention is excellent. It can be confirmed (see Fig. 3).
  • Comparative Example 7 having the same thickness as Inventive Example 4, it can be confirmed that the impact toughness of the molten wire in the weld heat-affected zone after welding is poor. In addition, it can be seen that even in Comparative Example 5, which is relatively thin, the impact toughness is very poor over the entire section of the heat-affected zone.

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Abstract

본 발명은 건축구조물, 선박구조물, 해양구조물 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법
본 발명은 건축구조물, 선박구조물, 해양구조물 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
건축구조물의 고층화 및 대형화 추세에 따라, 이들의 소재로 사용되는 강재 또한 대형화되면서 기존 강재에 비해 두께가 두꺼운 후물 강재로 대체되고 있다.
이러한 후물 강재는 모재의 높은 강도와 충격 인성 외에도 낮은 항복비가 요구되는 것이 일반적이며, 고강도 및 후물화 될수록 여러 번의 용접을 수반하기 때문에 용접에 소요되는 시간과 비용이 큰폭으로 증가하게 된다.
이에, 입열량이 높은 대입열 용접을 적용하게 되면, 전체 용접의 패스(pass) 수가 줄어들어 용접의 능률이 향상되어 비용을 절감하는 효과를 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 용접구조물의 안정성도 향상시킬 수 있다.
하지만, 대입열 용접은 일반 용접에 비해 강재의 용접열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 범위가 넓어지고, 열영향부의 온도가 상대적으로 높은 범위까지 상승되어 오스테나이트 결정립이 성장하고, 결과적으로 조대한 조직이 생성되어 용접열영향부의 충격인성이 저하될 가능성이 크다.
한편, 위와 같은 문제를 해결하기 위하여, 고온에서 안정한 Ti계 탄·질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 제시되고 있다.
일 예로, 특허문헌 1은 TiN 석출물을 이용하는 기술로서, 100J/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때 0℃에서 충격인성이 200J 정도(모재는 300J 정도)인 구조용 강재를 개시하고 있다. 구체적으로, Ti와 N의 함량비(Ti/N)를 4~12로 관리하여 결정립 크기가 0.05㎛ 이하인 TiN 석출물을 5.8×10 3개/mm 2~8.1×10 4개/mm 2, 결정립 크기가 0.03~0.2㎛인 TiN 석출물을 3.9×10 3개/mm 2~6.2×10 4개/mm 2로 석출시켜 페라이트 미세화를 도모하여 용접부의 인성을 확보하고 있다.
그런데, 위 특허문헌 1은 탄·질화물을 과도하게 형성함으로써 연주시 슬라브 표면에서 크랙(crack)의 발생이 심해지는 문제가 있으며, 이와 같이 다수의 표면 크랙이 발생된 슬라브를 이용하여 후판 제품을 생산할 경우, 최종 제품의 표면에도 크랙 등의 문제가 발생하여 표면 보수 등의 문제가 발생하거나, 보수 자체가 어려워져 불량품이 제조될 가능성이 크다는 단점이 있다.
이에, 특허문헌 2에서는 표면 크랙 민감도 지수(Cs)를 적정수준으로 관리하여 위 특허문헌 1에서 발생할 수 있는 표면 크랙 발생을 억제시키고, Si 또는 Cr 등과 같은 용접열영향부 인성에 부정적인 영향을 끼치는 원소를 제어함으로써 용접열영향부 인성이 우수한 강재를 개시하고 있다.
그런데, 상기 특허문헌 2의 강재는 용접열영향부 인성 측면에서 종래에 비해 향상된 결과를 보이나, 건축구조물, 선박구조물, 해양구조물 등에서 요구되는 낮은 항복비의 특성을 만족하지 못하는 경향이 있다.
이는, TiN 등의 석출물을 활용하는 특허문헌 1과 같은 강재의 경우에도 발생할 수 있는데, 강재 제조과정 중에 석출물이 모재에도 생성될 가능성이 있고, 이로 인해 석출 경화 효과로 항복강도가 상승하여 저항복비를 구현하기가 어렵다.
또한, 통상적으로 용접열영향부의 결정립 성장을 억제하는 효과를 나타내는 원소들은 결정립 성장 억제 효과로부터 항복강도 또한 증가시키는 경우가 대부분이므로, 용접열영향부의 인성과 모재의 저항복비를 동시에 구현할 수 있는 방안에 대한 연구가 필요한 실정이다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1999-140582호
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제2016-0078772호
본 발명의 일 측면은, 모재의 낮은 항복비 및 고인성과 더불어 용접열영향부의 인성이 우수한 강재 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
20~100mm의 두께를 가지며, 상기 두께가 20~40mm 일 때 미세조직이 면적분율로 40~50%의 저온 베이나이트, 3~6%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하고, 상기 두께가 40mm 초과~60mm 일 때 미세조직이 면적분율로 35~40%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하며, 상기 두께가 60mm 초과~100mm 일 때 미세조직이 면적분율로 30~35%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 900~1000℃에서 조압연을 행하는 단계; 상기 조압연 후 830~870℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 250~500℃까지 3~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 모재의 강도 및 인성이 우수할 뿐만 아니라, 대입열 용접시 용접열영향부 인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 또한, 상기 본 발명의 강재는 낮은 항복비를 가짐으로써 구조용 강재로서 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 측면에 따른 발명예 및 비교예의 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 측면에 따른 발명예의 도상 마르텐사이트 상을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 측면에 따른 발명강의 용접 후 용접부 및 용접열영향부의 위치별 충격인성(-10℃)을 측정한 결과를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 기존 건축구조용 등의 소재로서 사용하기 위한 후물 강재의 제조시 모재의 항복비가 높고, 대입열 용접을 적용하는 경우에는 용접열영향부(HAZ) 인성이 취약해지는 문제점을 근본적으로 해결하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강의 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써 모재 강도, 항복비 및 인성뿐만 아니라, 용접시 형성된 용접열영향부의 조직을 제어하는 것에 의해 인성이 우수한 용접열영향부를 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특히, 본 발명은 서브머지드 아크 용접(Sebmerged Arc Welding, SAW)과 같은 대입열 용접시 용접열영향부(HAZ)의 인성을 우수하게 확보할 수 있으므로, 구조용 강재로서 적합하게 적용할 수 있는 강재를 제공하는 효과가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강재의 합금조성을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.05~0.09%
탄소(C)는 강재의 강도 확보에 가장 큰 영향을 끼치는 원소이므로, 적절한 함량으로 강 중에 함유될 필요가 있다.
본 발명에서 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 강재의 강도가 지나치게 저하되어 구조용 강재로서의 사용이 어려워진다. 반면, 그 함량이 0.09%를 초과하게 되면 탄소 당량(Ceq)이 과도하게 커져 모재 및 용접부의 경화능이 크게 증가함에 따라 용접부의 인성이 저하하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.05~0.09%인 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.06~0.08%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.5~1.6%
망간(Mn)은 강의 경화능을 높여 강도 확보에 유용한 원소이나, 본 발명에 있어서는 용접열영향부(HAZ)의 인성을 확보하기 위한 측면에서 그 함량을 적절하게 제한할 필요가 있다.
일반적으로 Mn은 용접열영향부의 인성을 크게 해치지 아니하나, 강판의 두께 중심부에 편석(segregation)되는 경향이 있고, 이와 같이 Mn이 편석된 부위는 Mn 함량이 평균 함량에 비해 매우 높아지므로 용접열영향부 인성을 크게 해치는 취성 조직을 쉽게 생성시키는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 1.6% 이하로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 너무 낮으면 강판의 강도 확보가 곤란해지는 문제가 있으므로, 그 하한을 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.2~0.3%
실리콘(Si)은 강판의 강도를 높이고 용강의 탈산을 위해 필요한 원소이다. 이에 0.2% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Si은 불안정한 오스테나이트가 분해될 때 세멘타이트가 형성되는 것을 억제하기 때문에 도상 마르텐사이트(MA) 조직을 촉진시키며, 이는 용접열영향부의 인성을 크게 저하시키는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 상기 Si의 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 Si의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 조대한 Si 산화물이 형성되고, 이러한 개재물을 기점으로 취성 파괴가 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
알루미늄(Al): 0.02~0.05%
알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 이를 위해서는 0.02% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐 막힘을 야기하는 문제가 있다. 또한, 고용된 Al이 용접부에 도상 마르텐사이트의 생성을 조장할 우려가 있고, 그로 인해 용접부의 인성을 저해할 가능성이 높다.
니켈(Ni): 0.4~0.5%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는데 유리한 원소로서, 이를 위해서는 0.4% 이상으로 Ni을 포함할 수 있다. 다만, 상기 Ni은 고가의 원소로서 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 경제적으로 불리해지며, 용접성이 열화될 우려가 있다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강도 향상 및 내식성 확보에 유리한 측면이 있으나, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 함유하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.02%로 하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 함유하는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 저항복비 강재는 상술한 합금조성 외에 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 용접 용융선(Fusion Line) 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화하여 인성의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이때, Ti 함량이 너무 낮으면 Ti 질화물의 수가 부족하여 조대화 억제 효과가 충분히 발휘되지 않으므로 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과도하게 되면 조대한 Ti 질화물의 생성으로 인해 결정립계 고착 효과가 떨어지는 문제가 있으므로 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.05%
니오븀(Nb)은 강의 강도를 높이는 데 효과적인 원소이나, 용접열영향부의 인성을 크게 떨어뜨리므로 그 함량을 적절하게 제한할 필요가 있다. 특히, 용접 용융선 부근에서 오스테나이트 영역으로 역변태시 Nb 탄질화물이 오스테나이트 입계에 석출되어 인성을 저해하므로, 이를 고려하여 0.05% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 강도 확보 측면에서 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.1~0.3%
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 함유할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우 제품의 표면품질을 크게 저해하므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.1~0.2%
크롬(Cr)은 상기 Cu와 유사하게 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 용접성을 크게 저하시키므로 바람직하지 못하다.
몰리브덴(Mo): 0.05~0.10%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 강의 경화능을 크게 향상시켜 페라이트 상의 형성을 억제하는 효과가 있으며, 강도를 크게 향상시키는데 유리하다. 이를 위해서는 0.05% 이상으로 함유할 수 있으나, 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 용접부의 경도를 크게 증가시키고 인성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
본 발명의 저항복비 강재는 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
보론(B): 5ppm 이하
보론(B)은 미량의 첨가로도 경화능을 향상시키는 원소이지만, 그 함량이 5ppm을 초과하는 경우에는 오히려 입계에서 석출 또는 정출하여 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다. 특히, 본 발명에서는 B외에도 경화능을 확보할 수 있는 Mn, Ni, Mo 등을 함유하므로, 상기 B의 함량이 과도해지면 부정적인 영향을 끼칠 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 B의 함량을 5ppm 이하로 제한한다.
질소(N): 60ppm 이하
질소(N)는 티타늄(Ti)과 함께 첨가시 TiN 석출물을 형성하여 용접 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 다만, 과도하게 첨가시 조대한 TiN을 형성하여 저온 충격인성을 해칠 뿐만 아니라, AlN 형성에 의해 표면크랙을 유발하므로, 이를 고려하여 최대 60ppm으로 함유하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 20~100mm의 두께를 가지며, 미세조직으로 저온 베이나이트, 애시큘러 페라이트 및 도상 마르텐사이트 상을 포함하는 것이 바람직하다.
특히, 본 발명은 상기 강재의 두께에 따라 미세조직의 분율을 제어하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 강재는 20~40mm의 두께를 가지는 경우 미세조직이 면적분율로 40~50%의 저온 베이나이트, 3~6%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트(acicular ferrite)를 포함하는 것이 바람직하며, 두께가 40mm 초과~60mm인 경우에는 면적분율 35~40%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 두께가 60mm 초과~100mm인 경우에는 면적분율 30~35%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함할 수 있다.
본 발명은 강재의 두께가 얇을수록 압연 후 냉각시 냉각속도가 빨라지는 효과가 발생하게 되고, 이로 인해 저온 베이나이트 상을 더 함유함으로써 강도가 증가하는 경향을 보이게 된다. 저온 베이나이트 상은 본 발명에서 모재 및 용접부의 강도를 확보하는데 주요한 역할을 하나, 너무 과도할 경우 연신율 및 충격인성에 불리하게 작용하는 바, 본 발명에서는 강재의 두께에 따라 냉각속도와 미세조직 상(phase)의 분율을 면밀하게 제어할 필요가 있다.
상기 강재의 미세조직 중 저온 베이나이트 상이 불충분하게 되면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 되며, 반면 애시큘러 페라이트 또는 도상 마르텐사이트 상의 분율이 미비하면 저온 인성이 급격히 저하될 우려가 있다.
그리고, 상술한 분율로 도상 마르텐사이트 상을 포함함에 있어서, 상기 도상 마르텐사이트 상은 장축의 최대 길이가 1㎛ 이하이고, 하나의 오스테나이트 결정립 내에서 20개 이하로 분포하는 것이 바람직하다.
도상 마르텐사이트 상은 강 중에 미세한 크기로 균일하게 분포할 시, 파단의 전파를 방해하는 역할에 기여하게 되고, 이로 인해 강의 강도, 충격인성 등의 기계적 특성을 전반적으로 향상시키는데에 주요한 역할을 할 수 있다. 따라서, 강 중에 가급적 균일하게 분포시킴으로써 도상 마르텐사이트 상에 의한 효과를 향상시킬 수 있다. 다만, 도상 마르텐사이트 상의 크기가 일정 수준 이상으로 조대해지거나 그 분포가 불균일한 경우에는 오히려 파단의 개시점으로 작용하거나, 파단의 전파경로가 되어 기계적 특성을 저해할 우려가 있다.
본 발명에서는 상기 도상 마르텐사이트 상을 포함함에 있어서, 그 크기와 분포를 제어할 필요가 있으며, 구체적으로 상술한 바와 같이 제어함으로써 도상 마르텐사이트 상에 의한 효과를 얻을 수 있는 것이다.
본 발명에서 제공하는 강재는 상술한 바와 같은 미세조직을 가짐으로써, 항복비가 85% 이하로 저항복비를 가지면서 인장강도 600MPa 이상의 고강도와 더불어 -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로 인성도 우수하게 확보하는 효과가 있다.
나아가, 본 발명의 강재는 용접을 행할 수 있으며, 상기 용접 후 도상 마르텐사이트(MA)의 분율이 3~6%인 용접열영향부(HAZ)를 가질 수 있고, 상기 도상 마르텐사이트 상을 제외한 나머지 조직은 저온 베이나이트와 애시큘러 페라이트로 구성된다. 한편, 상기 강재의 두께가 40mm를 초과하는 경우에는 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ) 내 도상 마르텐사이트(MA) 분율이 3~5%일 수 있다.
상기 용접열영향부 내 도상 마르텐사이트의 분율이 3% 미만이면 강도와 인성이 크게 저하될 우려가 있다. 반면, 그 분율이 5% 또는 6%를 초과하게 되거나 그 크기나 분포가 의도하는 범위를 벗어날 경우에는 파단의 개시점 또는 전파경로로 작용하여 인성과 연성이 크게 저해될 우려가 있다. 여기서, 용접열영향부 내 도상 마르텐사이트의 분포라 함은 상술한 모재 내 도상 마르텐사이트 상의 분포 수준을 의미하며, 용접열영향부의 미세조직도 두께별로 제어된 모재의 미세조직 상(phase) 분포와 동일 또는 유사함을 밝혀둔다.
본 발명의 강재는 상기와 같이 용접 후 용접열영향부 미세조직이 제어됨에 따라, -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상으로 인성을 우수하게 확보하는 효과가 있다.
한편, 본 발명에 있어서 상기 강재를 용접하는 방법으로는 대입열 용접을 적용할 수 있으며, 일 예로 용접 입열량 200KJ/cm 이상의 서브머지드 아크 용접(SAW) 방법을 적용할 수 있다.
즉, 본 발명의 강재는 상기와 같은 대입열 용접을 행하더라도 인성의 열화가 최소화된 용접열영향부를 얻을 수 있는 것이다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 공정을 거칠 수 있다.
상기 강 슬라브의 재가열시 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 목표로 하는 물성을 가지는 강재를 얻을 수 없다. 반면, 그 온도가 1100℃ 미만이면 주조 중에 슬라브 내에 생성된 탄질화물, 예컨대 Ti 및/또는 Nb 탄질화물 등의 재고용이 어려워진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브를 1100~1250℃로 재가열할 수 있다.
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 상기 열간압연은 조압연 및 마무리 압연을 거쳐 행해질 수 있다.
상기 조압연은 900~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 상기 마무리 압연은 830~870℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 조압연시 온도가 900℃ 미만이면 후속하는 마무리 압연시 목표 온도의 확보가 어려워져 품질 불량이 발생할 우려가 있다. 또한, 상기 마무리 압연시 온도가 870℃를 초과하게 되면 조대한 조직이 형성되어 강의 인성이 열위할 우려가 있으며, 반면 그 온도가 830℃ 미만이면 판재의 형상을 제어하기 곤란해진다.
따라서, 상술한 온도범위에서 조압연 및 마무리 압연을 행할 수 있다.
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 250~500℃까지 3~200℃/s의 냉각속도로 냉각을 행할 수 있다.
본 발명에서는 제조된 열연강판의 냉각 공정을 제어함으로써 저항복비 확보에 유리한 미세조직을 형성할 수 있다.
상기 냉각속도가 3℃/s 미만이면 강판의 경화능이 충분히 높지 못하여 저온 베이나이트 조직이 적절히 형성되지 못하며, 펄라이트 기반의 미세조직이 생성되어 강도가 큰폭으로 저하되고, 인성이 감소할 우려가 있다. 반면, 냉각속도가 200℃/s를 초과하게 되면 저온 페라이트 및 페라이트 상의 형성 대신 마르텐사이트가 주로 생성되어 강도가 지나치게 높아지고, 인성이 열위하며, 항복비가 높아져 본 발명에서 적용하고자 하는 용도에 적합한 물성을 확보할 수 없게 된다.
한편, 본 발명은 상기에 따라 제조되는 열연강판의 두께에 따라 냉각속도를 다르게 적용할 수 있다. 구체적으로, 상기 열연강판의 두께가 20~40mm인 경우에는 80~200℃/s로 행하고, 그 두께가 40mm 초과~60mm인 경우에는 20℃/s 이상~80℃/s 미만, 그 두께가 60mm 초과~100mm인 경우에는 3℃/s 이상~20℃/s 미만으로 행하는 것이 바람직하다.
또한, 상술한 냉각속도로 냉각시 종료온도가 250℃ 미만이면 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 강도는 크게 증가하는 반면, 인성이 열화될 우려가 있다. 반면, 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 저온 베이나이트 상이 적절히 형성되지 못하여 저항복비 확보가 곤란해질 수 있다.
상술한 냉각속도의 확보를 위하여 수냉으로 냉각을 행할 수 있으며, 780~860℃에서 냉각을 개시하는 것이 바람직하다. 냉각이 개시되는 온도가 너무 낮으면 냉각 개시 이전에 페라이트와 오스테나이트 2상 영역에 해당하는 온도에 진입하게 되어 일부 페라이트가 생성됨에 따라 강재의 강도를 크게 저하시킬 우려가 있다. 반면, 그 온도가 너무 높으면 냉각 중 강재의 두께 중심부 측에서 복열이 발생하여 조직이 역변태 될 우려가 있고, 압연 후 정적 재결정이 발생할 기회가 상대적으로 감소하여 불균일한 조직이 생성될 가능성이 높아진다.
한편, 상술한 냉각 공정을 완료한 후에는 상온까지 공냉할 수 있다.
한편, 상기 공냉을 완료하여 얻은 열연강판에 대해 대입열 용접하는 공정을 더 행할 수 있으며, 상기 대입열 용접 방법으로는 용접 입열량 200KJ/cm 이상의 서브머지드 아크 용접(SAW)으로 행할 수 있다.
상기 대입열 용접 후 형성된 용접열영향부(HAZ)는 도상 마르텐사이트(MA) 상을 3~6%의 분율로 포함할 수 있으며, 이로부터 상기 용접열영향부는 -10℃에서 샤르피 충격에너지를 100J 이상으로 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브에 대하여 하기 표 2의 제조조건으로 일련의 공정(재가열-열간압연-냉각)을 거쳐 각각의 열연강판을 제조하였다. 이때, 하기 표 2에 따라 냉각을 완료한 후 상온까지 공냉하였다.
강종 합금조성 (중량%)
C Si Mn Al P S Ti Nb Cu Ni Cr Mo B* N
1 0.06 0.21 1.58 0.035 0.0040 0.0010 0.012 0.030 0.20 0.40 0.11 0.060 4 0.0052
2 0.07 0.25 1.57 0.035 0.0054 0.0008 0.015 0.031 0.17 0.44 0.15 0.078 1 0.0047
3 0.12 0.20 1.55 0.042 0.0110 0.0025 0.011 0 0.11 0.41 0 0 3 0.0044
4 0.07 0.24 1.37 0.037 0.0087 0.0008 0.014 0.029 0.14 0.091 0.15 0.076 1 0.0043
5 0.04 0.21 1.55 0.041 0.0099 0.0054 0.017 0.040 0.25 0.42 0.56 0.230 15 0.0051
6 0.17 0.28 1.41 0.035 0.0110 0.0010 0.016 0.014 0.17 0.40 0 0 2 0.0048
(표 1에서 B*는 ppm으로 나타낸 것이다.)
강종 두께(mm) 재가열 추출온도(℃) 조압연온도(℃) 마무리 압연온도(℃) 냉각속도(℃/s) 냉각종료온도(℃)
1 20 1130 961 869 120 489
1 40 1130 929 855 90 493
1 40 1130 966 869 80 583
1 60 1128 906 844 65 405
1 80 1128 903 835 5 367
2 20 1129 962 849 120 492
2 40 1130 930 838 90 489
2 80 1127 904 844 42 상온(30)
2 100 1204 980 866 4 480
2 133 1140 955 857 2 450
3 80 1137 905 855 4 395
4 40 1142 918 860 80 428
5 20 1170 990 869 140 366
6 80 1157 921 868 4 401
각각의 제조된 열연강판의 기계적 물성(항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El), 항복비(YR))과 충격인성(CVN, -10℃)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 인장 시험 시편은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향(transverse 방향)으로 두께방향 1/4t(여기서 t는 강판 두께(mm)를 의미함) 지점에서 채취하였으며, 상기 채취된 각각의 시편에 대해 상온에서 인장 시험을 실시하였다. 또한, 충격인성 시편은 ASTM E23 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향(transverse 방향)으로 두께방향 1/4t 지점에서 채취하여 각 측정 온도에서 샤르피 V-노치(Charpy V-Notch) 충격시험을 3회 실시하여 평균값으로 측정하였다.
미세조직의 분율은 충격인성 시편의 잔재로부터 조직 관찰용 시편을 채취한 다음, 1차 SEM으로 저온 베이나이트 및 애시큘러 페라이트의 분율(면적%)을 ASTM E560 규격에 명기된 방법으로 측정하고, 2차로 레페라(Lepera) 부식 후 광학 현미경을 이용하여 도상 마르텐사이트 분율을 측정한 후 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종 두께 YS(MPa) TS(MPa) YR El(%) CVN(@-10℃, J) 미세조직(B/AF/MA,분율%) 구분
1 20 495 616 80 20 338 50 / 44 / 6 발명예 1
1 40 531 627 85 22 352 44 / 52 / 4 발명예 2
1 40 436 559 78 24 312 24 / 76 / 0 비교예 1
1 60 476 606 78 30 348 35 / 60 / 5 발명예 3
1 80 510 612 83 31 388 32 / 64 / 4 발명예 4
2 20 585 690 84 18 364 50 / 45 / 5 발명예 5
2 40 522 626 83 24 360 40 / 56 / 4 발명예 6
2 80 655 728 90 13 80 75 / 15 / 10 비교예 2
2 100 506 603 84 22 357 30 / 67 / 3 발명예 7
2 133 420 511 82 17 98 15 / 85 / 0 비교예 3
3 80 570 648 88 11 170 28 / 70 / 2 비교예 4
4 40 612 688 89 12 46 39 / 60 / 1 비교예 5
5 20 460 518 89 29 302 34 / 65 / 1 비교예 6
6 80 622 687 91 9 62 55 / 45 / 0 비교예 7
(표 3에서 B는 저온 베이나이트 상, AF는 애시큘러 페라이트 상, MA는 도상 마르텐사이트 상을 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 7은 의도하는 미세조직을 가짐에 따라 강도 및 연성이 우수할 뿐만 아니라, 저항복비를 가지면서 충격인성이 우수함을 확인할 수 있다. 이러한 효과는 강판 두께에 관계없이 확보 가능함을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명에서 제안하는 합금조성이 본 발명을 만족하지 못하는 비교예 4 내지 7은 공통적으로 저항복비의 확보가 어려웠으며, 이 중 비교예 5와 비교예 7은 충격인성도 열위하였다.
한편, 합금조성은 본 발명을 만족하는 반면에 제조조건이 본 발명을 벗어나는 비교예 1 내지 3은 강도 또는 인성이 열위하였다.
도 1은 발명예 2(두께 40mm), 발명예 3(두께 60mm) 및 발명예 4(두께 80mm)와 비교예 6(두께 20mm)의 미세조직을 전자주사현미경(SEM)으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다. 또한, 도 2는 발명예 2(두께 40mm)의 도상 마르텐사이트 상을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 1과 도 2에 나타낸 바와 같이, 발명예들은 저온 베이나이트 및 애시큘러 페라이트 상이 충분히 형성되면서 군데군데 도상 마르텐사이트 상이 형성된 것을 확인할 수 있다. 반면, 비교예의 경우에는 저온 베이나이트 및 애시큘러 페라이트 상이 충분히 형성되지 못하였으며, 생성된 베이나이트 상도 그 형태로 미루어 고온에서 형성된 것으로 추정된다. 이러한 미세조직의 차이로 인해 비교예는 발명예들에 비해 낮은 강도의 결과가 나타난 것이라 판단된다.
한편, 상기에서 제조한 열연강판 중 일부의 열연강판에 대해 226KJ/cm의 입열량으로 서브머지드 아크 용접(SAW)을 행하였다.
상기 용접을 완료하여 형성된 용접열영향부 내 용융선(FL)에서 시험편을 채취하여 충격인성(CVN(-10℃, -20℃, -40℃))을 측정하였다. 추가로, FL+2, FL+5 및 FL+10 부위에서도 각각 시험편을 채취하여 충격인성(CVN)을 측졍하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다 (여기서, +2, +5, +10 부위는 용융선을 기준으로 모재 방향으로 각각 2mm, 5mm, 10mm 떨어진 지점을 의미한다). 이때, 충격인성은 각각의 온도(-10℃, -20℃, -40℃)에서 샤르피 V-노치 (Charpy V-Notch) 충격시험을 3회 실시하여 평균값으로 측정하였다.
구분 온도(℃) 용접열영향부 위치
FL FL+2mm FL+5mm FL+10mm
발명예 4 -10 252 180 276 333
발명예 4 -20 194 240 233 309
발명예 4 -40 91 237 136 152
비교예 5 -10 77 52 89 91
비교예 5 -20 29 18 41 44
비교예 7 -10 42 31 88 102
비교예 7 -20 27 24 91 105
비교예 7 -40 13 27 66 90
상기 표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건에 의해 제조된 열연강판(발명예)을 SAW 방법으로 용접하여 얻은 용접열영향부 내 용융선(FL)의 충격인성이 우수함을 확인할 수 있다 (도 3 참조).
반면, 발명예 4와 동일한 두께를 가지는 비교예 7의 경우에는 용접 후 용접열영향부 내 용융선의 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 또한, 상대적으로 두께가 얇은 비교예 5의 경우에도 용접열영향부의 전 구간에 걸쳐 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와,
    티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    20~100mm의 두께를 가지며,
    상기 두께가 20~40mm 일 때 미세조직이 면적분율로 40~50%의 저온 베이나이트, 3~6%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하고,
    상기 두께가 40mm 초과~60mm 일 때 미세조직이 면적분율로 35~40%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하며,
    상기 두께가 60mm 초과~100mm 일 때 미세조직이 면적분율로 30~35%의 저온 베이나이트, 3~5%의 도상 마르텐사이트(MA) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는
    용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 도상 마르텐사이트 상은 장축의 최대 길이가 1㎛ 이하이고,
    하나의 오스테나이트 결정립 내에서 20개 이하인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 인장강도가 600MPa 이상, 항복비가 85% 이하, -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 용접 후 도상 마르텐사이트(MA)의 분율이 3~6%인 용접 열영향부(HAZ)를 가지는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 용접 열영향부(HAZ)는 -10℃에서 샤르피 충격에너지가 100J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.09%, 망간(Mn): 1.5~1.6%, 실리콘(Si): 0.2~0.3%, 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니켈(Ni): 0.4~0.5%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하와,
    티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 구리(Cu): 0.1~0.3%, 크롬(Cr): 0.1~0.2% 및 몰리브덴(Mo): 0.05~0.10% 중 적어도 1종 이상, 보론(B): 5ppm 이하 및 질소(N): 60ppm 이하 중 1종 이상을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 900~1000℃에서 조압연을 행하는 단계;
    상기 조압연 후 830~870℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 250~500℃까지 3~200℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는
    용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 냉각은,
    상기 열연강판의 두께가 20~40mm 일 때 80~200℃/s로 행하고,
    상기 열연강판의 두께가 40mm 초과~60mm 일 때 20℃/s 이상~80℃/s 미만으로 행하고,
    상기 열연강판의 두께가 60mm 초과~100mm일 때 3℃/s 이상~20℃/s 미만으로 행하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 냉각은 수냉으로 행하며, 780~860℃에서 개시하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 공냉한 열연강판을 대입열 용접하는 단계를 더 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 대입열 용접은 용접 입열량 200KJ/cm 이상의 서브머지드 아크 용접(SAW)으로 행하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재의 제조방법.
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11140582A (ja) 1997-11-11 1999-05-25 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
JP2008240033A (ja) * 2007-03-26 2008-10-09 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度低降伏比鋼材
KR20090069873A (ko) * 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
JP2014095146A (ja) * 2012-10-10 2014-05-22 Jfe Steel Corp 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた溶接構造物用鋼板およびその製造方法
KR20160078772A (ko) 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JP2016138306A (ja) * 2015-01-27 2016-08-04 新日鐵住金株式会社 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法
CN107338392A (zh) * 2017-06-08 2017-11-10 江阴兴澄特种钢铁有限公司 高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板及其制造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4696615B2 (ja) 2005-03-17 2011-06-08 住友金属工業株式会社 高張力鋼板、溶接鋼管及びそれらの製造方法
JP4946092B2 (ja) 2006-02-28 2012-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼およびその製造方法
ES2402548T3 (es) * 2007-12-04 2013-05-06 Posco Lámina de acero con alta resistencia y excelente dureza a baja temperatura y método de fabricación de la misma
DK2434027T3 (en) 2009-05-22 2015-12-07 Jfe Steel Corp Steel materials for welding with high heat input
KR101536471B1 (ko) * 2013-12-24 2015-07-13 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법
KR102348539B1 (ko) * 2015-12-24 2022-01-07 주식회사 포스코 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
JP2018076563A (ja) 2016-11-10 2018-05-17 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼
KR101879082B1 (ko) * 2016-12-21 2018-07-16 주식회사 포스코 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11140582A (ja) 1997-11-11 1999-05-25 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた高靱性厚鋼板およびその製造方法
JP2008240033A (ja) * 2007-03-26 2008-10-09 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度低降伏比鋼材
KR20090069873A (ko) * 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
JP2014095146A (ja) * 2012-10-10 2014-05-22 Jfe Steel Corp 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた溶接構造物用鋼板およびその製造方法
KR20160078772A (ko) 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
JP2016138306A (ja) * 2015-01-27 2016-08-04 新日鐵住金株式会社 建築用低降伏比鋼板およびその製造方法
CN107338392A (zh) * 2017-06-08 2017-11-10 江阴兴澄特种钢铁有限公司 高强度低屈强比易焊接移动压力容器钢板及其制造方法

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