KR100401167B1 - 용접부인성이우수한베이나이트계고강도강및그제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 용접부 인성이 우수한 고강도강 및 제조방법에 관한 것으로, 강의 성분을 중량%로 C: 0.01%∼0.04%, Mn: 1.2%∼2.0%, Si: 0.1%∼0.3%, Al: 0.02%∼0.06%, Ti: 0.01∼0.03%, Nb: 0.04∼0.06%. V: 0.05∼0.07%, Mo: 0.15∼0.25%, sol_B: 0.001∼0.002, S: 0.002% 이하, P: 0.02% 이하, N: 10∼100ppm, O: 0.01%∼0.05%, Ca: 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 조성하는 강의 슬라브를 1150∼1250℃의 온도범위에서 가열한 후 변태온도보다 100℃∼200℃ 높은 온도에서 압연을 종료한 후 가속냉각법으로 냉각하여 생산성을 향상시키는 것을 특징으로 하는, 용접부 저온인성이 특히 우수한 인장강도 70kgf/mm²급 강재의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강 및 그 제조방법

본 발명은 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것이고, 보다 상세하게는 후판 강재를 고온압연 및 급속냉각에 의해 제조함으로써 인장강도 70kgf/mm²이상을 유지하면서 -27℃에서의 용접부의 저온인성을 350J/cm 이상으로 확보될 수 있을 뿐만 아니라 생산성을 향상시킨 베이나이트계 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래에는 인장강도 60kgf/mm²급 이상을 요구하는 고강도 구조용 강재는 C, Mn 및 미량원소들을 다량 함유시켜 강재의 강도를 높이거나 또는 강재의 가공시 후속공정인 용접시의 용접성을 개선하기 위하여 합금원소의 함유를 가급적 줄이고, 이에 따른 강도 저하는 급속냉각을 통한 미세조직의 제어를 통하여 보상하는 방법이 주로 이용되어 왔다.

한편, 극저탄소형 베이나이트 합금의 경우에는 압연후 급속냉각을 통하여 기저조직을 베이나이트로 만들어서 강도 및 용접성을 향상시키는 방법이 최근에 공지된 바 있다(대한민국 특허출원번호 제1997-73716호, 제1997-62741호). 그러나, 이러한 방법은 인장강도 60kgf/mm²정도의 수준을 보이고 있으며, 특히 바나듐 등을 다량 함유함으로써 용접부 인성이 취약한 단점을 갖고 있다.

본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 기존에 공지된 극저 베이나이트 강의 합금성분 중 바나듐을 제외하여 용접부 인성을 향상시키고, 대신 붕소를 이용한 경화능 증대 효과를 극대화하여 강도의 증가를 도모함으로써, 용접부 인성이 우수한 인장강도 70kgf/mm²급 베이나이트계 고강도강 및 그 제조방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.

도 1은 본 발명강과 비교강의 항복강도 및 인장강도를 도시한 그래프.

도 2는 본 발명강과 비교강의 용접 모사시편의 열영향부 인성 실험 결과를 도시한 그래프.

본 발명에 따르면, 상기 목적을 달성하기 위하여, 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강은 중량%로 C : 0.01%∼0.04%, Mn : 1.2%∼2.0%, Si : 0.1%∼0.2%, Al : 0.02%∼0.06%, Ti : 0.01∼0.03%, Nb : 0.04∼0.06%. Mo : 0.15∼0.25%, sol_B(고용붕소) : 0.001∼0.002%, S : 0.002% 이하, P : 0.02% 이하, N : 10∼100ppm, O : 0.01%∼0.05%, Ca : 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명은 다른 실시예에 따르면, 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강 제조방법은 상기 조성으로 이루어진 강의 슬라브를 1150℃∼1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계와; 변태온도(Ar₃)보다 100℃∼200℃ 높은 온도에서 압연을 종료한 후 급속냉각하는 단계로 이루어져 치밀한 베이나이트 조직을 얻을 수 있는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명의 실시예를 더욱 상세히 설명하기로 한다.

본 발명에 따르면, 용접부 인성이 우수하고 인장강도 70kgf/mm²급인 베이나이트계 구조강은 중량%로 C : 0.01%∼0.04%, Mn : 1.2%∼2.0%, Si : 0.1%∼0.3%, Al : 0.02%∼0.06%, Ti : 0.01∼0.03%, Nb : 0.04∼0.06%. Mo : 0.15∼0.25%, sol_B(고용붕소) : 0.001∼0.002%, S : 0.002% 이하, P : 0.02% 이하, N : 10∼100ppm, O : 0.01%∼0.05%, Ca : 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어집니다.

또한, 본 발명의 다른 실시예에 따르면, 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강의 제조방법은 상기와 같이 조성되는 강의 슬라브를 1150∼1250℃의 온도범위에서 가열시키고, 변태온도(Ar₃)보다 100℃∼200℃ 높은 온도에서 압연을 종료하고, 급속냉각법으로 냉각한다.

이하, 본 발명의 실시예에 따른 베이나이트계 고강도강의 성분한정 이유에 대하여 설명한다.

강의 합금성분중, C의 함유량이 작은 경우 제2상 조직의 분율이 저하하여 강도가 저하된다. 그리고, C의 함유량이 많은 경우에 강의 강도는 증가하지만 충격 인성 특히 저온인성을 해치고 용접시의 용접성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에 따르면, C의 함유량은, 압연 후의 기지조직을 베이나이트로 만들고 제2상의 생성을 억제시키기 위하여, 0.04% 미만으로 극저 관리되지만, 베이나이크 기지상의 자체 강도가 저하되는 것을 방지하기 위하여 C의 최소 함유량을 0.01% 이상으로 유지한다. 따라서, C의 함유량을 0.01%∼0.04% 범위로 한정한다.

Si은 제강시에 탈산제로 첨가되는 원소로서, 고용강화 효과 및 충격천이 온도를 향상시키기 위하여 0.1 % 이상 첨가되지만, 0.3%를 초과하여 첨가되면 강판표면에 산화 피막이 심하게 형성되어 용접성이 저하되므로, 그 함유량은 0.1∼0.3% 범위로 한정하는 것이다.

Mn은 S와 함께 연신된 비금속개재물인 MnS를 형성하여 상온연신율 및 저온인성을 저하시키므로 2.0% 이하로 관리하는 것이 바람직하나, 1.2% 미만으로 되면 강의 소입성을 저하시켜 공냉시에 베이나이트를 형성하기 어려워 강도 확보가 어려우므로, 그 함유량은 1.2∼2.0%로 제한한다.

Al은 제강시에 탈산제로 첨가되나, 0.06%를 초과하여 첨가되면 비금속 산화물인 Al₂O₃를 형성하여 충격인성을 저하시키고, 0.02% 미만으로 되면 제강시에 탈산효과를 기대할 수 없으므로, 그 함유량은 0.02∼0.06% 범위로 제한한다.

Ti은 강의 응고과정에서 TiN 석출물을 형성하여 주괴를 가열하는 동안에 결정립의 성장을 억제하고, 열간압연과정에서 재결정립의 성장을 억제함으로써, 강의결정립 미세화에 큰 역할을 하는 주요한 원소이다. 본 발명에 따르면, Ti의 적정 첨가량은 N의 함유량에 따라 변하게 되며, 질소(N)의 함유량에 비해 Ti의 함유량이 상대적으로 적으면, 즉 Ti의 함유량이 0.01%보다 적으면 형성되는 TiN의 양이 적어서 결정립을 미세화시키는데 불리하고, 반면 0.03%를 초과하여 과량으로 첨가되면 가열중 TiN이 조대해져서 결정립 성장 억제 효과가 감소하게 된다. 따라서 Ti의 함유량은 0.01∼0.03%로 한정한다.

Nb은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 기지(Matrix)와 정합을 이루는 탄질화물[Nb(C, N)]로 석출되어 강의 강도를 증가시키는 중요한 원소이다. 본 발명에 따르면, 베이나이트 기지 조직의 형성에 의하여 강도 및 저온인성이 우수한 강을 제조할 때, 경화능을 증진시키기 위해서는 Nb을 다량 함유시키는 것이 중요하지만, Nb가 0.06%를 초과하여 첨가되어도 이러한 효과를 증대시키지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 충격인성을 저하시킬 위험이 있고 용접성을 저하시킬 수도 있다. 그리고, Nb이 0.04% 미만으로 첨가되면 경화능 증진효과가 저감된다. 따라서, Nb의 함유량은 0.04%∼0.06%로 제한된다.

B은 기지조직에 고용되어 있을때(sol_B: 고용붕소) 경화능을 증대시킬 뿐만 아니라 입계에 편석하여 입계의 결합력을 증진시키는 것으로 알려져 있다. 이는 입계를 따라 파단이 진전되는 인성 파괴 특성을 보이는 강에서의 저온인성을 증진시키는 데 sol_B가 큰 기여를 하기 때문이다. 즉, sol_B을 0.001% 이상으로 함유시키는 것이 필요하다. 그러나, sol_B의 함유량이 0.002%를 초과하여 첨가되면 입계를 오히려 취화시킨다. 따라서, sol_B의 함유량을 0.001%∼0.002%의 범위로 제한한다.경화능을 극대화하기 위한 붕소의 함유량은 강 전체의 함유된 붕소량을 의미하지 않고 기지조직에 고용되어 있는 sol_B의 함유량을 의미한다.

한편, 고용붕소(sol_B)의 함유량은 하기 식 1에 나타난 바와 같이 Ti와 N의 함유양에 의해 결정된다. 즉, 제강공정 중에서 Ti와 N의 함유량은 기존의 기술로 제어할 수 있으므로, 하기 식(1)에 따라 sol_B의 양을 상기의 조성범위에 맞게 제조할 수 있다.

Mo는 경화능을 증진시켜 페라이트 변태를 억제함으로써 기지조직을 베이나이트 조직으로 만드는데 필수적인 원소이나, 0.25%를 초과하여 함유하면 Mo-C 석출물이 형성되어 입계를 취화시키고, C에 의한 냉각능 또한 저하시키며, 0.15% 미만으로 함유되면 경화능 확보가 어렵다. 따라서, Mo의 함유량은 0.15∼0.25% 범위로 제한한다.

P는 충격인성에 특히 나쁜 원소로서 함유량이 낮으면 낮을수록 좋으나 제강과정에서 피할 수 없는 원소이므로 물성에 해로운 영향을 끼치지 않도록 그 함유량은 0.02% 이하로 제한한다.

S는 MnS의 비금속 개재물로 존재하여 열간압연에 의하여 길게 연신되어 강판 물성의 이방성을 조장하고 충격인성을 저하시키므로, 그 함유량은 0.002% 이하로 제한한다.

상기 합금 성분 외에 다른 합금 성분으로서, N, O 및 Ca은 일반 구조용 강재의 경우 통상 함유되는 성분으로서, 그들의 함유량은 통상의 범위, 즉 N : 10∼100ppm, O : 0.01%∼0.05%, Ca : 10∼100ppm으로 제한한다.

이하, 본 발명에 따른 베이나이트계 고강도강의 열간압연조건 및 냉각조건에 대해 보다 상세히 설명한다.

본 발명에 따르면, 상기와 같이 조성되는 강의 슬라브를 1150℃∼1250℃의 온도 범위에서 가열한 후, 재결정 영역에서 열간압연하고, 열간압연을 변태온도(Ar₃) + 100℃∼200℃의 온도범위에서 종료한 압연판을 냉각속도 7~15℃/sec로 급냉시킨다.

상기와 같이 조성되는 저합금강의 슬라브를 열간압연하기 전에 1150 ∼ 1250℃의 온도범위에서 가열해 주게 되는데, 그 이유는 다음과 같다.

Nb를 오스테나이트 중에 용해된 상태로 존재하도록 하고, 이 Nb에 의한 경화능 증가로 생기는 변태온도의 강하로 페라이트를 미세화시키는 것이 강도 및 저온 인성 향상을 위하여 주요한 점이다. 즉, 슬라브 상태에서는 Nb가 C와 결합하여 탄화물 NbC로 존재하며, 따라서 열간압연전에 슬라브를 1150℃ 이상으로 가열하면 NbC가 용해되어 Nb는 원자상태로 존재하도록 해야 하며, 단 가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 입자가 너무 조대화되고, 강중에 델타 페라이트(δ-ferrite)가 일부 생성되어 강판의 성질을 열화시킨다. 따라서, 슬라브 가열온도는 1150∼1250℃ 범위로 제한한다.

상기 가열온도로 가열된 주괴는 재결정영역에서 열간압연한다.압연종료온도(T5)는 강도 이외에도 저온인성에 밀접한 연관이 있으므로 특히 엄격하게 관리하여야 할 지표이다. 예를들어, 종래의 급속냉각강의 경우에는 하기 식 2로 표현되는 변태온도(Ar₃)를 기준으로 ±30℃ 정도에서 압연을 종료하였다. 이는 압연종료온도(T5)가 너무 높으면 연성, 저온인성 등은 우수하지만 강도가 저하되고, 압연종료온도가 너무 낮으면 이상역 압연이 발생하여 연신된 페라이트와 퍼얼라이트가 존재하고 퍼얼라이트 밴드가 형성되어 연성 및 저온인성을 매우 저하시키기 때문이었다.

그러나, 본 발명의 특징은 종래 기술과는 달리 보다 더 고온에서 압연을 종료함으로써 생산성을 25% 정도 향상시킨 강재의 제조방법을 제공하는데에도 있다. 이는 압연종료온도를 상기 식 2로 표현되는 변태온도(Ar₃)보다 100℃ 이상의 온도로 유지하여 공냉 후의 미세조직을 베이나이트화 시킬 수 있기 때문이다. 한편, 압연 종료온도가 Ar₃+ 200℃를 초과하면 오스테나이크가 조대화되어 입도의 미세화가 저지되어 강도가 저하된다.

따라서, 본 발명에서는 압연종료온도를 Ar₃온도보다 100℃~200℃ 정도 높은 온도범위로 한정한다.

압연 후에는 물을 이용하여 급속냉각하는 냉각단계를 거친다. 이때, 냉각속도는 베이나이트 조직이 조성될 수 있도록 경화능을 증가시키기 위하여 7℃/sec 이상으로 유지한다. 한편, 냉각속도가 15℃/sec를 초과하면 마르텐사이트가 생성되어 인성이 저하된다. 따라서, 냉각속도는 7~15℃/sec로 유지한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.

(실시예)

하기 [표 1]과 같이 조성되는 합금강의 슬라브를 제작하였는데, 개발강 A는 본 발명의 성분 범위를 만족하는 강이고, 기존강 B는 기 출원된 기술(대한민국 특허출원번호 제1997-73716호)에 의해 제조된 성분이다.

하기 합금 성분 이외에 다른 합금성분으로서, Al, S, P, N, O 및 Ca은 일반 구조용 강재의 경우 통상 함유되는 성분으로서, 그들의 함유량은 통상의 범위, 즉 Al : 0.02~0.06%, S : 0.002% 이하, P : 0.02% 이하, N : 10∼100ppm, O : 0.01%∼0.05%, Ca : 10∼100ppm 범위로 한정한다.

[표 1]

발명강과 비교강의 조성 차이는 다음과 같다.

즉, 발명강은 용접부 인성을 향상시키기 위하여, 비교강에 비하여 V을 함유하고 있지 않는다. 대신 기지에 고용되어 있는 sol_B의 양을 10ppm 이상으로 증가시킴으로써 소입성을 향상시켜 베이나이트 변태를 촉진시킨다.

상기 [표 1]의 두 개 강종 슬라브를 두 부분으로 나누어 압연종료온도를 950℃, 850℃ 등으로 제어하여 압연하였으며, 압연된 판재는 급속냉각하였는데, 압연 조건 및 냉각조건은 하기 [표 2]에 나타내었다.

[표 2]

상기 [표 2]에 보인 4종류의 압연판(A 및 B : 성분강종을 구분하고, 950℃ 및 850℃ : 압연종료온도를 의미함) 대한 인장실험 결과를 도 1에 보였다.

압연종료온도와는 거의 무관하게 기존강은 항복강도 52kgf/mm², 인장강도 60kgf/mm²정도의 강도를 보인 반면 발명강의 경우는 이보다 10kgf/mm²정도 상회하여 항복강도 60kgf/mm², 인장강도 70kgf/mm²정도인 것을 알 수 있다. 그리고, 인장강도 70kgf/mm²정도의 고강도강은 기존의 비열처리강에서는 구현할 수 없는 고강도강으로써, 본 발명강은 열처리를 생략하고 기지조직을 베이나이트로 제어하여 고강도를 얻을 수 있는 특유한 효과가 있다.

또한, 기존의 페라이트+퍼얼라이트 강에서는 압연종료온도가 증가함에 따라 강도가 저하하므로, 그 강도를 유지하기 위해서는 압연종료온도를 800℃ 이하로 낮추어야 하는 어려움이 있었으나, 본 발명강과 같은 베이나이트 조직강은 강도가 압연종료온도에 거의 영향을 받지 않으므로 고온에서 압연을 마무리할 수 있는 장점이 있으므로 생산단가 측면에서도 매우 유리한 강종이다.

구조용 후판재에 필요한 물성은 강도와 저온인성이다. 특히, 후판재는 항시 후속공정에서 용접을 시공하게 되는데, 주로 구조물의 파단이 용접부에서 발생하게 되므로 후판재의 용접부 저온인성은 강재의 물성을 평가하는데 주요한 비교 항목이다. 용접부 물성을 평가하는데는 실제 용접 후의 열영향부를 채취하여 저온인성을 평가하는 방법과 실험적으로 용접 열싸이클을 재현한 시편의 열영향부의 저온인성을 비교하는 방법이 있다.

본 실시예에서는 후자의 경우로서, 실제 후판재 용접에 주로 이용되는 잠호아아크 용접법을 가정하여 입열량 42.5kj/cm로 용접하였을 때의 용접 열영향부의 저온인성을 시험하였다. 도 2에 발명강과 기존강의 차피충격 시험값을 시험온도에 대하여 도시하였다. 기존강은 상온에서는 300J/cm의 값을 가지지만 0℃ 이하에서는 충격값이 급격히 감소하여 50J/cm 정도의 값을 보인 반면 발명강은 -27℃ 까지도 350J/cm의 높은 충격값을 보임을 알 수 있다.

상기한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 미량의 합금원소를 조정하고 고온압연 및 급속냉각법을 이용하여 인장강도 70kgf/mm²급을 만족하고, 용접부 저온인성이 350J/cm 정도로 우수한 강재를 제조할 수 있는 효과를 가진다.

Claims (3)

1. 중량%로 C : 0.01%∼0.04%, Mn : 1.2%∼2.0%, Si : 0.1%∼0.2%, Al : 0.02%∼0.06%, Ti : 0.01%∼0.03%, Nb : 0.04%∼0.06%. Mo : 0.15∼0.25%, sol_B(고용붕소) : 0.001%∼0.002%, S : 0.002% 이하, P : 0.02% 이하, N : 10∼100ppm, O : 0.01%∼0.05%, Ca : 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강.
2. 중량%로 C : 0.01%∼0.04%, Mn : 1.2%∼2.0%, Si : 0.1%∼0.2%, Al : 0.02%∼0.06%, Ti : 0.01%∼0.03%, Nb : 0.04%∼0.06%. Mo : 0.15∼0.25%, sol_B(고용붕소) : 0.001%∼0.002%, S : 0.002% 이하, P : 0.02% 이하, N : 10∼100ppm, O : 0.01%∼0.05%, Ca : 10∼100ppm, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강의 제조방법에 있어서,

   상기 조성의 슬라브를 1150℃∼1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계와;

   변태온도(Ar₃)보다 100℃∼200℃ 높은 온도에서 압연을 종료한 후 급속냉각하는 단계로 이루어지고,

   상기 변태온도(Ar₃)는 하기 식,

   으로 표현되는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강의 제조방법.
3. 제2항에 있어서,

   상기 급속냉각에서 냉각속도를 7℃/sec∼15℃/sec 범위오 조절하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 베이나이트계 고강도강의 제조방법.