KR100568363B1

KR100568363B1 - 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR100568363B1
Application number: KR1020010085386A
Authority: KR
Inventors: 정홍철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-12-26
Filing date: 2001-12-26
Publication date: 2006-04-05
Anticipated expiration: 2021-12-26
Also published as: KR20030054952A

Abstract

본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용 강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, TiN석출물 및 Ti-Nb 복합석출물을 이용하여 페라이트 결정립 크기를 미세화시켜 모재의 기계적 성질을 개선시키면서 용접시 용접열영향부에서 오스테나이트 결정립 크기를 효과적으로 억제하여 용접열영향부의 인성을 향상시킬 수 있는 페라이트 세립형 구조용 강을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

본 발명은 중량%로, C:0.02-0.18%, Si:0.05-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, N:0.008-0.030%, B:0.0003-0.01%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 0.3≤Nb/N≤9, 7 ≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N ≤17을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고; 그리고 그 미세조직은 그 크기가 3~6㎛이고, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어지고, 그리고 상기 페라이트의 상분율이 80%이상인 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강 및 그 제조방법을 그 요지로 한다.

용접열영향부, TiN석출물, Ti-Nb복합석출물, 페라이트 , 오스테나이트 입도,

Description

용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강 및 그 제조방법{Fine Grain Type Steel Having Superior Toughness in Weld Heat Affected Zone and Method for Manufacturing the Same}

본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 구조용 강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 모재에 미세한 페라이트 상분율을 높이면서 미세한 TiN석출물 및 Ti-Nb복합석출물을 균일하게 분포시켜 용접열영향부의 인성을 개선할 수 있는 페라이트 세립형 용접구조용 강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 건축물, 구조물의 고층화 추세에 따라 사용되는 강재가 대형화되면서 후물강재로 대체되고 있다. 이러한 후물강재를 용접하기 위해서는 고능률 용접이 불가피한데, 후육화된 강재를 용접하는 기술로는, 1패스 용접이 가능한 대입열 서어브머지드 용접법 및 일렉트로 용접법이 광범위하게 사용되고 있는 실정이다. 또한, 조선 및 교량 분야에 있어서 판 두께 25mm이상의 강판을 용접하는 경우에도 상기와 같은 1패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 적용하고 있다.

일반적으로 용접에서는 입열량이 클수록 용착량이 커서 용접패스수가 감소하기 때문에, 용접생산성을 고려하면 대입열 용접이 가능하도록 하는 것이 유리하다. 즉, 용접에서 입열량을 증가시키면 그 사용범위를 넓힐 수 있게 되는 것이다. 현재 사용되고 있는 대입열의 범위는 대략 100-200kJ/cm에 해당되는데 좀더 후육화 된 판두께 50mm이상의 강재를 용접하기 위해서는 200-500kJ/cm의 초대입열 범위가 되어야 가능하다.

강재의 대입열이 용접시 형성되는 용접열영향부(Heat Affected Zone) 특히 용융선(fusion boundary) 근처의 용접열영향부는 용접입열량에 의해 융점에 가까운 온도까지 가열된다. 이에 따라, 용접열영향부의 결정립이 성장하여 조대화되고 냉각과정에서 상부 베이나이트 및 마르텐사이트 등 인성에 취약한 미세조직이 형성되기 때문에, 용접열영향부가 용접부중 인성이 가장 열화되는 부위이다.

따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 미세하게 유지시킬 필요가 있다. 이를 해결하는 수단으로는, 고온에서 안정한 산화물 또는 Ti계 탄질화물 등을 강재에 적절히 분포시켜 용접시 용접열영향부의 결정립 성장을 지연시키고자 하는 기술 등이 개시되어 있다. 예를 들어, 일본 특허공개공보 (평)11-140582, (평)10-298708, (평)10-298706, (평)9-194990, (평)9-324238, (평)8-60292, (소)60-245768, (평)5-186848호, (소)58-31065호, (소)61-79745호, 일본용접학회지 제 52권 2호, 49페이지 및 일본특허공개공보 (소)64-15320호 등이 있다.

이중에서 일본 특허공개공보 (평)11-140582호는, TiN의 석출물을 이용하는 대표적인 기술로, 100J/cm의 입열량(최고가열온도 1400℃)이 적용될 때에 0℃에서 충격인성이 200J정도(모재는 300J 정도)인 구조용강재가 개시되어 있다. 이 선행기술에서는 Ti/N을 실질적으로 4-12로 관리하여 0.05㎛이하인 TiN 석출물은 5.8×10³개/㎟~8.1×10⁴개/㎟, 이와 함께 0.03~0.2㎛인 TiN석출물은 3.9×10³개/㎟~6.2×10⁴개/㎟로 석출시켜서 페라이트를 미세화하여 용접부의 인성을 확보하고 있다.

그러나, 이 선행기술에 의하면 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때, 모재와 열영향부의 인성이 대체적으로 낮고(0℃의 충격인성의 최고치로 모재:320J, 열영향부:220J) 또한, 모재와 열영향부의 인성차가 100J 정도로 커서 후육화 강재의 초대입열 용접에 따른 강구조물의 신뢰성확보에 한계가 있다. 이 뿐만 아니라, 원하는 TiN 석출물을 확보하기 위한 방법으로, 슬라브를 1050℃이상의 온도에서 가열하여 급냉한 다음에, 열간압연을 위해 재가열하는 공정을 채택하기 때문에 2회의 열처리로 인한 제조비용 상승이 문제가 된다.

상기 일본 공개특허공보 (평)9-194990호는 저질소강(N=0.005%)에서 Al과 O의 비를 0.3=Al/O=1.5로 관리하여, Al, Mn, Si으로 되는 복합산화물을 이용하는 기술 이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부 천이온도가 -50℃수준으로 인성이 좋은 편이 아니다. 또한, 상기 일본 공개특허공보 (평)10-298708호는 MgO-TiN 복합석출물을 이용하는 기술이나, 약 100kJ/cm의 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부 0℃의 충격인성이130J로 인성이 좋은 편이 아니다.

현재까지, TiN석출물과 Al계 또는 MgO 산화물을 이용하여 대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 개선한 기술은 많이 알려저 있지만, 1350℃이상에서 장시간 유지되는 초대입열 용접시 용접열영향부의 인성을 획기적으로 개선시킨 사례는 아직 발표된 바 없다.

특히, 용접열영향부의 인성이 모재 대비 동등한 수준을 보인 기술은 거의 없는 실정이다. 따라서, 상기의 문제점을 해결할 수 있다면, 후육화 강재의 초대입열 용접이 가능하여 용접작업 고능률화는 물론 강구조물의 고층화 및 강구조물의 신뢰성 확보를 동시에 달성할 수 있는 것이다.

본 발명은 모재에 미세한 페라이트의 분율을 높이면서 고온안정성이 우수한 TiN석출물 및 Ti-Nb 복합석출물의 개수를 증진시켜 모재의 기계적성질을 개선시키는 것은 물론, 대입열용접이 적용될 때 용접열영향부의 오스테나이트 결정립의 성장을 효과적으로 억제하여 모재와 열영향부의 인성차이를 최소화 할 수 있는 용접 구조용 강을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

이하, 본 발명에 대하여 설명한다.

본 발명은 중량%로, C:0.02-0.18%, Si:0.05-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, N:0.008-0.030%, B:0.0003-0.01%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 0.3≤Nb/N≤9, 7 ≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N ≤17을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고; 그리고 그 미세조직은 그 크기가 3~6㎛이고, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어지고, 그리고 상기 페라이트의 상분율이 80%이상인 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C:0.02-0.18%, Si:0.05-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, N:0.008-0.030%, B:0.0003-0.01%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 0.3≤Nb/N≤9, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N ≤17을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000-1150℃범위에서 60-180분간 가열한 후에 오스테나이트 결정립 크기를 20㎛이하로 유지하여 10~20℃/sec의 냉각속도로 오스테나이트 미재결정역 온도인 880~930℃까지 냉각시키고 50%이상의 압하비로 압연하고 5~15℃/sec 의 냉각속도로 페라이트와 오스테나이트 이상역역온도인 740~780℃범위에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 상온까지 5~20℃/sec범위의 속도로 냉각하여 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명에서 "구오스테나이트(prior austenite)"란 용어는 강재(모재)에 대입열용 접이 적용될 때 용접열영향부에 형성되는 오스테나이트를 칭하는 것으로, 강재의 제조과정(열간압연공정)에서 형성되는 오스테나이트와 구별하기 위해 편의상 사용한다.

본 발명자들은 강재(모재)의 강도 및 인성과 함께 용접열영향부의 인성을 동시에 개선할 수 있는 방안을 연구한 결과, 슬라브 가열단계에서 오스테나이트 결정립크기를 20㎛ 이하로 미세하게 유지시키면 제어압연과정 및 가속냉각과정을 통하여 미세한 페라이트 결정립을 얻을 수 있는 것과 함께 이러한 미세조직에 미세한 TiN석출물 및 Ti-Nb복합석출물을 균일하게 분포시키면 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기가 약 80㎛이하로 억제되어 용접열영향부의 인성을 크게 개선한다는 사실을 확인하였다.

이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,

[1] TiN석출물과 Ti-Nb 복합석출물을 이용하는 것과 함께,

[2] 강슬라브의 가열단계에서 오스테나이트 결정립 크기를 20㎛이하로 유지시

키고, 오스테나이트 미재결정역온도에서 강압하여 연신된 오스테나이트

결정립내에서 변형대를 형성시켜 제어압연 및 가속냉각 단계에서 미세한

페라이트 결정립을 확보하는 것

[3] 강재의 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트를 80㎛이하로 미세화 하고

Ti-Nb 복합석출물과 BN, AlN 석출물을 이용하여 용접열영향부의 구오스테

나이트로부터 페라이트생성 분율을 높이고, 특히 구오스테나이트에서 다각

형(polygonal)이나 침상형 페라이트의 변태를 촉진하여 인성개선 효과를

높인다.

이들 [1][2][3]를 보다 구체적으로 설명한다.

[1] TiN석출물과 Ti-Nb 복합석출물 관리

구조용강재에 대입열용접을 적용하는 경우 용융선 부근의 용접열영향부는 약 1400℃이상의 고온으로 가열되어 모재내에 석출되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의하여 부분적으로 용해되거나 또는 오스왈드 라이프닝현상(Ostwald ripening, 크기가 작은 석출물이 분해되어 크기가 큰 석출물로 확산되면서 큰 석출물은 더욱 커지는 현상)에 의해서 일부 석출물이 분해되거나 일부 석출물이 조대해지며 또한 TiN석출물의 개수가 현저히 감소하여 구오스테나이트 결정립 성장의 억제효과가 소멸된다.

본 발명자들은 이러한 현상은 모재내에 분포되어 있는 TiN석출물이 용접열에 의해 분해된 고용 Ti원자의 확산에 의해서 일어나는 것이라는데 착안하여 Ti/N의 비에 따른 TiN석출물의 특성을 살펴본 결과, 고질소환경(Ti/N의 비가 낮음)에서는 고용 Ti농도와 고용 Ti원자의 확산속도가 감소되고 TiN석출물의 고온 안정성이 향상되는 새로운 사실을 알게 되었다. 즉, Ti와 N의 비(Ti/N)가 1.2~2.5의 범위를 가질때 고용 Ti의 양이 극도로 감소되면서 TiN석출물의 고온안정성이 높아져서 0.01-0.1㎛ 크기의 미세한 TiN석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상으로 분 포되는 결과를 얻었다. 이는 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 고용되어 있는 모든 Ti원자가 쉽게 질소원자와 결합하고, 또한, 고질소 환경에서는 고용 Ti양이 감소하기 때문에 질소함량이 낮은 경우에서 보다 TiN석출물이 고온에서 안정해지는 용해도적(Solubility Product)이 낮아지기 때문인 것으로 분석되었다.

본 발명에서는 고질소환경에서 고용N의 존재로 인한 시효성을 조장할 수 있다는 점을 감안하여, N/B, Al/N, Nb/N의 비 그리고, N와 Ti+Al+B+Nb을 총체적으로 관리하여 N를 BN, AlN, NbN으로 석출시킨다.

나아가, 본 발명에서는 미세하고 균일하게 분포된 TiN석출물과 함께 고온에서 안정한 Ti-Nb 복합석출물을 함께 이용하는 것이다. Ti-Nb복합석출물은 모재내에 분산되어 용접시 용접열영향부 오스테나이트 결정립 성장을 억제 할 뿐만 아니라 침상형 페라이트변태를 촉진시켜 용접열영향부의 인성을 향상시킬 수 있다.

[2] 강재(모재)의 페라이트입도 관리

본 발명의 연구에 따르면, 용접열영향부에서 구오스테나이트의 크기를 평균 80㎛로 하기 위해서는, 석출물의 관리와 함께 페라이트 + 펄라이트의 모재조직에서 페라이트의 크기를 약 3~6㎛ 범위로 미세하게 하는 것이 중요하다는 것이다. 이러함 미세한 페라이트 결정립크기를 얻기 위해서는 강슬라브의 가열과정에서 오스테나이트 결정립 크기를 20㎛이하로 유지하는 것이 필요하며 이때, 페라이트 결정립 미세화는 제어압연시 강가공에 의한 오스테나이트 결정립미세화와 함께 오스테나이 트 결정립내에서의 변형대의 확보를 통한 미세한 페라이트 핵생성의 촉진이 필요하며 이후 가속냉각과정에서 석출물 및 탄화물(Fe₃C, NbC등)을 이용하여 페라이트 결정립의 성장을 억제함으로써 얻어진다.

[3] 용접열영향부의 미세조직

본 발명의 연구로부터 밝혀진 사실은, 용접열영향부의 인성에는 모재가 약 1400℃이상으로 가열될 때 구오스테나이트 결정립 크기 뿐 아니라, 구오스테나이트 결정립계에서 석출하는 페라이트의 양(70%이상)과 크기(20㎛이하) 그리고 그 형상이 중요한 영향을 미친다는 것이다. 본 발명에서는 Ti/N비를 1.2-2.5, Nb/N의 비를 0.3-9 그리고, (Ti+2Al+4B+Nb)/N의 비를 7-17로 하여 TiN 및 Ti-Nb복합 석출물 개수와 AlN, BN 등의 석출물을 이용하여 구오스테나이트 입내에서 미세한 페라이트를 다량 생성시키는데, 이때의 페라이트는 대부분 다각형(polygonal) 페라이트와 침상형 페라이트로서 열영향부의 인성을 크게 개선한다.

이하, 본 발명을 강재의 성분과 그 제조방법으로 구분하여 상세히 설명한다.

[용접 구조용 강재]

상기 탄소(C)의 함량은 0.02~0.18%로 하는 것이 바람직하다.

상기 탄소(C)의 함량이 0.02% 미만인 경우에는 구조용강으로서의 강도확보가 불충분하다. 또한, C가 0.18%를 초과하는 경우에는 냉각중 상부 베이나이트, 마르텐사이트 및 퇴화 퍼얼라이트(degenerate pearlite)등의 인성에 취약한 미세조직이 변태되어 구조용 강재의 저온충격인성을 저하시키고, 또한 용접부의 경도 또는 강도를 증가시켜 용접열영향부 인성의 열화 및 용접균열의 생성을 초래한다.

상기 실리콘(Si)의 함량은 0.05-0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 실리콘의 함량이 0.05% 미만인 경우에 제강과정에서 용강의 탈산효과가 불충분하고 강재의 내부식성을 저하시키며, 0.5%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고, 용접열영향부에서 도상 마르텐사이트의 변태를 촉진시켜 용접부 충격인성을 저하시킨다.

상기 망간(Mn)의 함량은 0.4-2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Mn은 강중에서 탈산작용, 용접성, 열간가공성 및 강도를 향상시키는 유효한 원소로서, Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이다. 이러한 Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 0.4%이상의 첨가하는 것이 좋다. 그러나, Mn함유량이 2.0%이상을 초과할 경우 고용강화 효과보다는 Mn편석에 의한 조직불균질로 인하여 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미친다. 또한 Mn함량이 2.0%이상 첨가될 경우에 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석 및 미시편석이 일어나 압연시 중심부에 중심편석대의 형성을 조장하여 모재의 중심부 저온변태 조직을 생성시키는 원인으로 작용한다.

상기 알루미늄(Al)의 함량은 0.005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Al은 탈산제로서 필요한 원소로 산소와의 반응으로 Al산화물을 형성하여 Ti가 산소와 반응하는 것을 방지함으로써 Ti가 미세 TiN석출물을 형성하는데 일조할 뿐 아니라, 강중에 미세한 AlN석출물을 형성시키는데 유효한 원소이다. 미세한 AlN석출물을 형성시키기 위해서는 Al함유량을 0.005%이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 0.1%를 초과하면 AlN을 석출시키고 남은 고용Al은 용접열영향부 냉각과정에서 인성에 취약한 사이드 플레이트 및 도상 마르텐사이트의 생성을 조장하여 대입열 용접열영향부의 인성을 저하시킨다.

상기 티타늄(Ti)의 함량은 0.005-0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Ti는 N과 결합하여 고온에서 안정한 미세 TiN석출물을 형성시킬 뿐만 아니라 Ti-Nb복합석출물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiN 및 Ti-Nb복합 석출효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.2%를 초과하면 용강중에서 조대한 TiN석출물 및 조대한Ti-Nb복합석출물이 용강중에 형성되어 연주슬라브 및 모재에 혼입되어 용접시 용접열영향부 구오스테나이트 결정립성장을 억제하지 못하기 때문에 바람직하지 못하다.

상기 붕소(보론, B)의 함량은 0.0003-0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 B은 결정립내에서 인성이 우수한 침상 페라이트(acicular ferrite) 뿐만 아니라 입계에서 다각형상의 페라이트를 생성시키는데 매우 유효한 원소이다. B은 BN석출물을 형성하여 구오스테나이트 결정립의 성장을 방해하고 결정입계 및 입내에서 Fe탄붕화물을 형성하여 인성이 우수한 침상형 및 다각형의 페라이트 변태를 촉진한다. B 함유량이 0.0003%미만인 경우에는 이러한 효과를 기대할 수 없으며 0.01%를 초과하면 소입성이 증가하여 용접열영향부의 경화 및 저온균열이 발생할 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.

상기 질소(N)의 함량은 0.008-0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 N은 TiN, AlN, BN, NbN 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 대입열 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장을 최대로 억제시키고 TiN, AlN, BN, NbN 등의 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 및 AlN석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.008%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 0.03%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접열영향부내의 분포하는 고용질소량의 증가로 인해 인성을 저하시키고 용접시 희석에 따른 용접금속중에 혼입되어 용접금속의 인성저하를 초래할 수 있다.

상기 Nb의 함량은 0.005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Nb는 Ti와 결합하여 Ti-Nb복합석출물을 형성시켜 용접열영향부에서 침상 페라이트 변태를 촉진시키는 유용한 원소로, 미세한 Ti-Nb복합석출물을 형성시키기 위해서는 0.005%이상의 Nb를 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Nb함유량이 0.1%를 초과하면 용접열영향부내에서 저온 변태조직을 증가시키기 때문에 기계적성질에 나쁜 영향을 미친다.

상기 인(P) 및 황(S)의 함량은 0.030%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 P는 압연시 중심편석 및 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 모재 인성, 용접열영향부 인성 향상 및 중심편석 저감을 위해서는 0.03%이하로 관리하는 것이 좋다.

상기 S는 다량으로 존재하는 경우 FeS 등의 저융점화합물을 형성시키기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 모재인성, 용접열영향부 인성 및 중심편석 저감을 위해서는 S함량을 0.03%이하로 하는 것이 좋다. 특히, 황의 경우에는 Ti계 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치므로 용접시 고온균열을 고려할 경우 보다 바람직한 범위로는 0.003%에서 0.03%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 산소(O)의 함량은 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 O는 용강중에서 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는 원소로, 이 Ti산화물은 용접열영향부에서 구오스테나이트로부터 침상페라이트의 변태를 촉진시킨 다. 상기 O의 함유량이 0.0050%를 초과하면 조대한 Ti산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성되어 용접열영향부에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.

상기 Ti/N의 비는 1.2~2.5로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 Ti/N비를 2.5이하로 낮추는데, 이는 2가지 장점이 있다.

첫째는, TiN양 즉, TiN석출물의 개수를 증가시킬 수 있다는 점이다. 즉, 동일 Ti함량에서 질소함량을 증가시키면 연주과정중 냉각과정에서 모든 고용되어 있는 모든 Ti원자가 질소원자와 결합하여 미세한 TiN석출량이 증가하게 된다.

둘째는, 고온에서 TiN이 안정하다는 점이다. 즉, 용접열영향부와 같은 고온에서 석출물의 안정성을 나타내는 용해도적(Solubility Product)이 작아지기 때문에 고질소 TiN과 같은 석출물의 경우 질소함량이 낮은 경우에서 보다 TiN석출물이 안정하다. 반면에 Ti/N비가 2.5보다 높은 경우는 제강과정인 용강중에서 조대한 TiN이 정출되어 TiN의 균일한 분포가 얻어지지 않으며, 또한 TiN으로 석출하지 않고 남은 잉여의 Ti는 고용상태로 존재하여 용접열영향부 인성에 나쁜 영향을 미친다. Ti/N비가 1.2미만에서는 모재의 고용질소량이 증가하여 용접열향부의 인성에 유해하기 때문이다.

상기 N/B의 비는 10~40으로 설정하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 N/B비가 10미만이면 용접후 냉각과정중에 구오스테나이트 결정입계에서 다각형의 페라이트 변태를 촉진하는 BN의 석출량이 불충분하며, N/B비가 40 초과의 경우에는 그 효과가 포화되며 고용질소량이 증가하여 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문이다.

상기 Al/N의 비는 2.5~7로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 Al/N비가 2.5미만인 경우에는 침상형 페라이트 변태를 유도하기 위한 AlN석출물의 분포가 불충분하고, 용접열영향부의 고용질소량이 증가하여 용접균열이 발생할 가능성이 있으며, Al/N비가 7를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화된다.

상기 (Ti+2Al+4B+Nb)/N의 비는 7~17로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 (Ti+2Al+4B+Nb)/N의 비가 7 미만의 경우 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장억제, 결정입계에서의 미세한 다각형 페라이트 생성, 고용질소량, 결정입내에서의 침상형 및 다각형의 페라이트 생성 및 조직분율의 제어를 위한 TiN, AlN, BN, NbN 석출물의 크기 및 분포개수가 불충분하며, (Ti+2Al+4B+Nb)/N이 17를 초과할 경우에는 그 효과가 포화된다.

상기 Nb/N비는 0.3-9로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Nb/N비가 0.3미만인 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제에 요구되는 Ti-Nb복합 석출물 개수가 불충분하며 복합석출물내의 함유하는 Nb비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부의 인성개선에 유 효한 침상 페라이트 상분율이 저하된다. 또한, Nb/N비가 9를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 성장억제 효과는 포화되며 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.

상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적성질을 보다 향상시키기 위해, Ni, Cu, V, Mo, Cr의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 첨가한다.

상기 니켈(Ni)의 함량은 0.1~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Ni은 고용강화에 의해 모재의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni함유량이 0.1%이상 함유되는 것이 바람직하지만, 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성을 증가시켜 용접열영향부의 인성을 저하시키고 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.

상기 구리(Cu)의 함량은 0.1~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 모재강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 이를 위해서는 Cu함유량이 0.1%이상 함유되어야 하지만, 1.5%를 초과하는 경우에는 용접열영향부에서 소입성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접열영향부 및 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다. 특히, 상기 Cu는 황과 함께 Ti계 산화물 주위에 CuS형태로 석출하여 용접 열영향부 인성개선에 유효한 침상형 및 다각형 형상의 페라이트 생성에 영향을 미치는 원소이므로 그 함량을 0.1~1.5%로 하는 것이 바람직하다.

또한 Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우 이들의 합계는 3.5%미만으로 하는 것이 바람직한 데, 그 이유는 3.5%를 초과하는 경우에는 소입성이 커져서 용접열영향부 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.

상기 V의 함량은 0.01~0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.

사기 V는 모재 강도확보의 관점에서 유효한 원소로, 이를 위해 0.01%이상 첨가하나, 0.1%를 초과하는 경우에는 조대한 VC의 단독석출을 초래하여 모재의 인성에 유해하게 되므로 바람직하지 못하다.

상기 크롬(Cr)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다.

상기 Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는데, 그 함유량이 0.05%미만에는 강도를 얻을 수 없고, 1.0%를 초과하는 경우 모재 및 HAZ인성열화를 초래한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다.

상기 Mo도 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는 원소로, 그 함유량이 강도확보를 위하여 0.05%이상으로 하지만, HAZ경화 및 용접저온균열을 억제하기 위 해서는 Cr과 마찬가지로 상한을 1.0%로 한다.

또한, 본 발명에서는 용접열영향부의 구오스테나이트의 입성장억제를 위해 Ca, REM의 1종 또는 2종을 추가로 첨가한다.

상기 Ca 및 REM은 고온안정성이 우수한 산화물을 형성시켜 모재내에서 가열시 구오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 또한, Ca은 제강시 조대한 MnS형상을 제어하는 효과가 있다. 이를 위해, 칼슘(Ca)은 0.0005%이상, REM은 0.005%이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca이 0.005%를, REM이 0.05%를 초과하는 경우에는 대형개재물 및 클러스터(cluster)를 생성시켜 강의 청정도를 해치게 된다. 상기 REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf등의 1종 또는 2종이상을 사용하여도 무방하고 어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.

[강재의 미세조직]

본 발명에서 열간압연후 강재의 미세조직은 페라이트+펄라이트로 하고, 상기 페라이트 결정립의 크기는 3~6㎛범위로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 페라이트의 결정립 크기가 작으면 작을수록 고강도와 고인성을 동시에 확보할 수 있기 때문이다.

또한, 페라이트+펄라이트의 복합조직에서 미세한 페라이트의 상분율이 높을수록 모재의 인성 및 연신율이 증가되는데, 미세한 페라이트는 가장 바람직하게는 80%이상으로 하는 것이다.

[석출물]

용접열영향부의 구오스테나이트 결정립은 모재의 오스테나이트 결정립 크기가 일정할 경우 모재에 분포하는 석출물의 크기 및 그 개수 그리고, 분포에 크게 영향을 받게 된다. 또한, 대입열 이상 용접시(가열온도 1400℃이상) 모재에 분포하는 질화물의 경우 40%이상이 모재로 재고용되어 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 성장 억제효과가 감소하기 때문에, 가열시 모재에 재고용되는 질화물들을 고려한 그 이상의 질화물들의 균일한 분포가 필요하다. 용접열영향부에서 구오스테나이트의 성장을 억제하기 위해서는, 미세한 TiN 및 Ti-Nb복합석출물을 균일하게 분포시켜 일부 석출물이 조대해지는 오스왈드 라이프닝(Ostwald ripening)현상을 억제하는 것이 중요하다. 이를 위해서는 TiN 및 Ti-Nb복합석출물의 간격을 0.5㎛이하로 제어하여 TiN 및 Ti-Nb복합석출물의 분포를 균일하게 해야 한다.

또한, TiN 및 Ti-Nb복합석출물의 입경 및 임계 갯수를 0.01-0.1㎛ 및 1mm²당 1.0x10⁷개 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 0.01㎛미만에서는 대입열 용접시 대부분 모재에 쉽게 재고용되어 구오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 효과가 미흡해지며, 0.1㎛을 초과하는 경우에는 구오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제)효과가 적어지고 조대한 비금속개재물과 같은 거동을 하여 기계적 성질에 유해한 영향을 미치기 때문이다. 또한, 석출물의 갯수가 1mm²당 1.0x107개 미만에서는 대입열이상의 용접시 용접열영향부의 구오스테나이트 결정립 크기를 임계치인 80㎛이하로 제어하기가 어렵다.

[용접 구조용 강의 제조방법]

[정련(탈산, 탈가스)공정]

일반적으로 강의 정련공정은 전로에서 1차정련한 다음, 전로의 용강을 래들로 출강하여 2차정련하는 노외정련으로 구성되는데, 용접구조용 강재와 같이 후물재에서는 노외정련 다음에 탈가스처리(RH공정)를 행한다. 보통 탈산은 1차 정련과 2차정련 사이에서 이루어진다.

본 발명의 특징은, 이러한 탈산공정에서 용존산소를 적정수준 이하로 조절한 다음 Ti를 첨가함으로써, Ti를 산화물로 형성하지 않고 용강중에 대부분 고용되도록 한다는 점에 있다. 이를 위해서는 Ti보다 탈산력이 큰 원소를 Ti투입전에 투입하여 탈산하는 것이 바람직하다. 탈산제의 탈산력은 아래와 같다.

Cr < Mn < Si < Ti < Al < REM < Zr < Ca ≒ Mg

용존산소량은 산화물의 생성거동에 따라 크게 영향을 받는데, 산소와의 친화력이 큰 탈산제 일수록 용강중 산소와 결합하는 속도가 매우 빠르다. 따라서, Ti을 첨가하기 전에 이 보다 탈산력이 큰 원소를 이용하여 탈산을 행하면, Ti이 산화물 을 형성하는 것을 최대한 방지할 수 있는 것이다. 물론, Ti보다 탈산력이 큰 원소(Al)를 투입하기 전에, 강의 5대원소인 Mn, Si 등을 투입하여 탈산하고, 이어서 Al을 투입하여 탈산하면, 탈산제의 투입량을 줄일 수 있어 바람직하다.

한편, 용강중에서 개재물의 부상분리는 일반적으로 다음과 같은 순서로 진행된다고 알려져 있다. (용강중에서 탈산원소의 용해)→(개재물이 핵생성)→(개재물의 성장)→(개재물간의 충돌 등에 의한 계속적인 성장과 부상)→(용강표면에서의 슬래그로의 흡수제거) 즉, 개재물의 종류에 따라 각 단계의 진행속도가 달라지기 때문에, 강탈산원소를 이용하여 탈산하면 보다 쉽게 용존산소량 낮출 수 있다.

본 발명에서는 Ti의 투입전에 강탈산원소를 투입하여 용존산소량을 가능한 낮게 하는데, 용강중에 고용되어 있는 Ti량을 극대화시키기 위해서는 적어도 30ppm이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는, 상기 용존산소량이 30ppm를 초과하면 Ti첨가시 용강중의 산소와 Ti이 결합하여 Ti산화물이 형성되기 쉬워 고용Ti량이 감소하기 때문이다.

한편, 제강에서 널리 쓰이는 '스토크(stoke)법칙'에 따르면, 개재물의 밀도가 클수록 개재물 부상은 어려워지는데, 제강과정의 탈산과정중 형성되는 개재물은 매우 복잡한 구상형태를 띠고 있어 개재물에 비해 밀도가 크고 부상이 어렵다. 이에 따라 강중에 개재물이 증가하게 되므로, 밀도가 큰 개재물을 형성하는 탈산원소를 투입하는 것이 산화물 분포에 따른 부가적 잇점로 활용할 수 있으나, 본 발명에 있어서 개재물의 밀도차이에 의한 영향은, 본 발명의 효과에 아무런 영향을 미치지 않는다.

본 발명에 따라 용존산소량을 조정한 다음, Ti을 10분이내에 첨가하여 그 함량이 0.005-0.2%가 되도록 하는 것이 바람직하다. 만일, 탈산후 용강중에 Ti이 0.005%미만 함유되어 있으면, 주조과정에서 미세한 TiN을 다량 형성시키기 어렵고, 0.2%보다 많이 함유되어 있으면 그 효과가 포화되고 TiN이 조대화되어 오스테나이트 결정립 억제효과를 기대하기 어렵다. 또한 Ti의 첨가를 10분이내로 하는 이유는, Ti투입후 시간이 경과할수록 Ti산화물이 생성되어 고용 Ti량이 감소하기 때문이다. 정련공정에서 진공탈가스처리(RH)가 행해지는 경우에는, Ti의 첨가을 진공탈가스 처리 전 또는 그 후의 어디에서도 가능하다.

[주조공정]

본 발명에서는 상기와 같이 정련처리한 용강을 연속주조하여 슬라브로 만든다. 연속주조는 고질소강에서 주편표면크랙의 발생 가능성이 높다는 점을 고려하여 저속으로 주조하고 2차냉각대에서 약냉조건을 부여하는 것이 생산성 향상측면에서 바람직하다. 2차냉각대에서 냉각조건은 TiN석출물의 미세화와 균일한 분포에도 영향을 미치는 중요한 인자이다.

본 발명의 연구에 따르면, 연속주조속도는 통상적인 주조속도인 약 1.3m/min 보다 저속인 약 0.9~1.2m/min으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 주조속도가 0.9m/min미만의 경우에 슬라브 표면크랙에는 유리하나 생산성이 떨어지며, 1.2m/min 보다 빠르면 슬라브 표면크랙 발생가능성이 높다.

또한, 2차냉각대에서 비수량은 가능한 약냉 즉, 0.3~0.35l/kg으로 하는 것이 좋다. 비수량이 0.3l/kg 미만의 경우 TiN석출물의 조대화로 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN의 적정 크기 및 개수를 제어하기 어렵다. 또한, 비수량이 0.35l/kg를 초과할 경우 TiN 석출물의 석출빈도수가 적어 본 발명의 효과를 보이기 위한 TiN석출물 개수, 크기 등을 제어하기 어렵다.

[열간압연공정]

본 발명에서는 제어압연 및 가속냉각을 통하여 페라이트 결정립을 세립화시킬 수 있는 압연조건을 설정하는데 특징이 있다. 본 발명에 따라 상기 슬라브를 1000∼1150℃의 온도범위로 60~180분 범위로 가열한다. 1000℃미만에서는 용질원자들가 확산되는 속도가 작기 때문에 석출물의 개수 및 분포에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않으며, 1150℃를 초과할 경우에는 Ti-Nb계 석출물 등이 조대화되거나 분해되어, 석출물들이 석출물 개수가 감소하기 때문에 바람직하지 못하다. 한편, 가열시간 60분미만에서는 용질원자들의 편석저감 효과가 없으며 또한 용질원자가 확산하여 석출물을 형성할 충분한 시간이 부족하기 때문에 바람직하지 못하다. 또한 가 열시간이 180분을 초과할 경우 오스테나이트 결정입도의 조대화가 일어나며 작업생산성 측면에서도 바람직하지 못하다.

상기와 같이 슬라브를 가열하여 미세 석출물 분포를 통하여 오스테나이트 결정립 크기를 20㎛이하로 한 다음, 가열된 슬라브를 오스테나이트 미재결정 영역인 880∼930℃의 온도범위까지 10~20℃/sec범위의 속도로 냉각한 다음 50%이상의 압하비로 열간압연을 한다. 압연온도가 880℃이하인 경우에는 페라이트-오스테나이트 이상영역에서 압연이 행해지기 때문에 페라이트의 조대화가 일어나므로 바람직하지 못하며, 930℃이상인 경우에는 오스테나이트 재결정 영역에 해당되어 오스테나이트가 조대화되기 때문에 바람직하지 못하다.

또한 냉각속도가 10℃/sec 미만인 경우는 오스테나이트 결정립 성장이 일어나 바람직하지 못하며, 20℃/sec 초과하는 경우에는 오스테나이트 미재결정 영역을 확보하기 어려워 후속 압연시 미세한 페라이트 결정립을 확보하기 어렵기 때문이다. 또한 압하비가 50%미만인 경우는 오스테나이트 결정립내에서 형성되는 변형대의 양이 적기 때문에 페라이트 핵생성에 바람직하지 못하다.

상기와 같이 열간압연 후 740~780℃범위의 온도까지 5-15℃/sec범위의 냉각속도로 냉각시켜 압연비 40%이상으로 압연한다. 압연온도가 740℃미만인 경우에는 압하전에 강판 내에 조대한 페라이트가 다량 석출하여 압하후 조대하게 연신된 형태로 잔류하여 페라이트 미세화에 유해한 영향을 미친다. 압연온도가 780℃ 초과의 경우에는 변형유기 변태가 일어나지 않아서 미세한 페라이트를 얻기 어렵고 또한 변형유기변태가 일어나더라도 페라이트의 입도가 크므로 바람직하지 않다. 또한 냉각속도가 5℃/sec 미만인 경우 오스테나이트 결정립 성장이 일어나기 때문에 바람직하지 못하며 15℃/sec 초과하는 경우 미세한 페라이트 확보에 어려움이 있기 때문에 바람직하지 못하다. 이 때의 압하율은 40%이상으로 하는 것이 바람직하다. 압하율이 40%미만의 경우에는 페라이트 핵생성이 저하되어 미세한 페라이트 확보에 어려움이 있으므로 바람직하지 못하다.

상기와 같이 열간압연한 다음에 5∼20℃/sec의 냉각속도로 상온까지 가속냉각한다. 냉각속도가 5℃/sec미만의 경우에는 페라이트 결정립의 성장을 억제하기 어려우며, 냉각속도 20℃/sec 보다 빨라지는 경우 잔류 오스테나이트 또는 마르텐사이트 등이 형성되어 모재인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.

[용접구조물]

본 발명에 따라 제공되는 용접구조용 강재는, 페라이트(80%이상)+펄라이트의 복합조직으로, 페라이트 결정립의 크기가 3~6㎛범위이다. 또한, TiN 및 Ti-Nb복합석출물이 0.01-0.1㎛의 크기로 1mm²당 1.0x10⁷개 이상이며, 그 간격은 0.5㎛이하로 미세하게 분포되어 있다.

이러한 강재에 대입열 용접을 적용하면 용접열영향부에서 구오스테나이트 결정립크기가 80㎛이하가 된다. 구오스테나이트 결정립크기가 80㎛ 초과의 경우에는 냉각과정에서 소입성증가에 따른 저온조직(마르텐사이트 또는 업퍼(upper) 베이나이트)의 생성이 용이하여 용접열영향부 인성에 유해하다. 또한, 구오스테나이트 결정입계에서 상이한 핵생성자리를 갖는 페라이트가 생성된다 하더라도 페라이트가 입성장시 결정방위가 유사한 페라이트 결정립끼리 합체되어 조대한 페라이트가 형성되어 용접열영향부 인성에 유해한 영향을 미친다. 따라서, 본 발명의 효과를 보이기 위한 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 임계크기는 80㎛이하로 반드시 제어되야 한다.

상기와 같이 대입열용접이 적용되어 급냉되면, 열영향부의 미세조직 크기가 20㎛이하의 페라이트가 80%이상의 상분율을 갖게 된다. 만일 상기 페라이트의 결정립크기가 20㎛ 보다 클 경우에는 용접열영향부 인성에 유해한 사이드 플래이트형(side plate, 또는 allotriomorphs)의 페라이트 분율이 증가한다. 본 발명의 페라이트는 다각형페라이트와 침상형페라이트의 특성을 가질때, 인성에 보다 유리한데, 이는 본 발명에 따라 TiN석출물 및 Ti-Nb복합석출물이 주요한 작용을 한다.

본 발명에서 강의 주조는 연속주조 또는 금형주조에 의해 슬라브를 제조할 수 있다. 이때 냉각속도가 빠르면 석출물을 미세분산시키기 유리하므로 냉각속도가 빠른 연속주조가 바람직하다. 또한 같은 이유로 슬라브는 두께가 얇은편이 유리하다. 그리고, 이 슬라브를 열간압연공정에서 사용자 용도에 따라 핫챠지(hot charge)압연 및 직접(direct)압연을 적용할 수도 있고, 공지된 제어압연, 제어냉각등 각종 기술을 적용할 수 있다. 또한, 본 발명에 따라 제조된 열간압연판의 기계적 성질을 개선하기 위해 열처리를 적용할 수도 있다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 본 발명의 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위내라고 해석하는 것은 당연하다.

이하, 본발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같은 성분 조성을 갖는 강종들을 시료로 하여 전로에서 용해하여 연속주조법에 의해 슬라브로 제조하였으며, 이때 본 발명의 효과를 보이기 위한 강종별 합금성분 원소간의 구성비를 하기 표 2에 나타내었다. 강종별 슬라브의 응고속도, 슬라브 가열온도, 가열시간, 압연개시온도 및 종료온도, 압하량, 압연공정에서 두께 25~50mm로 제조된 압연재의 냉각속도는 하기 표 3 및 표 4에 나타내었다. 이때, 전 강종의 압연시 압하비는 75%이상으로 하였다.

상기와 같이 열간압연된 판재들로부터 모재의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들을 채취하여 기계적 성질을 평가하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.

상기 시험편들은 압연재의 판두께 중앙부에서 채취하였으며 인장시험편은 압연방향, 그리고 샤르피(Charpy)충격시편은 압연방향과 수직한 방향에서 채취하였다.

인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였으며 이때 노치방향은 모재의 경우 압연방향의 측면 (L-T)에서 가공하였으며 용접재의 경우 용접선 방향으로 가공하였다.

또한, 냉각후 미세조직의 분석 및 용접영향부의 인성에 중요한 영향을 미치는 석출물과 산화물의 크기와 갯수 그리고 간격을 조사하고, 그 결과를 하기 표 5에 내었다.

또한, 모재의 페라이트 결정립 크기 및 분율을 조사하고, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다.

상기 석출물과 산화물의 크기와 갯수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이때, 피검면은 100mm²을 기준으로 하여 평가하였다.

또한, 용접열영향부의 최고가열온도에 따른 오스테나이트 결정립 크기, 100kJ/cm 입열량의 용접열영향부의 미세조직(페라이트 상분율 및 페라이트 평균 결정립 크기), 및 충격인성을 조사하고, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다.

상기 용접열영향부의 최고가열온도에 따른 오스테나이트 결정립 크기는 재현 용접열영향부 모사시험장치(simulator)를 사용하여 최고가열온도(1400℃)까지 140℃/sec조건으로 가열시킨 후 1초간 유지한 다음, He 가스를 이용하여 급냉시킨 시험편을 연마하고 부식하여 최고가열온도조건에서의 오스테나이트 결정입도를 KS구격 (KS D 0205)에 의해 측정하였다.

즉, 용접열영향부 구오스테나이트 결정립 크기는 최고가열온도를 1200, 1300, 1400℃로 급가열 하여 1초간 유지시킨 후, 헬륨가스를 이용하여 급냉시킨후 결정입계를 부식시켜 측정한 것이다.

또한, 용접열영향부의 충격인성 평가는 실제 용접입열량에 상당하는 약 80kJ/cm, 150kJ/cm, 250kJ/cm에 상당하는 용접조건, 즉 최고가열온도를 1400℃로 가열한후 800-500℃의 냉각시간이 각각 60초, 120초, 180초인 용접 열사이클을 부여한 다음, 시험편 표면을 연마하고 충격시험편으로 가공하여 -40℃에서 샤르피 충격시험을 통하여 행한 것이다.

상기 표 5에 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 열간압연재의 석출물(TiN 및 Ti-Nb복합석출물)의 개수는 2.3 X 10⁸개/mm²이상의 범위를 가지고 있는데 반해, 종래강의 경우는 4.07 X 10⁶개/mm²이하의 범위를 보이고 있어 종래재 대비 발명재가 상당히 균일하면서도 미세한 석출물 크기를 갖고, 그 개수 또한 현저히 증가되었음을 알 수 있다. 한편 본 발명강의 모재조직구성에 있어서 본 발명강의 경우 페라이트 결정립크기(FGS)가 약 3~6㎛범위로 비교재 대비 매우 미세함을 알 수 있으며 본 발명강의 모재 페라이트 상분율도 모두 80%이상의 높은 페라이트 분율로 구성되어 있음을 알 수 있다.

또한, 상기 표 6에 나타난 바와 같이, 용접열영향부와 같은 최고가열온도 1400℃조건에서의 오스테나이트 결정립 크기를 보면 본 발명의 경우 60㎛미만의 범위를 갖는 반면, 종래재의 경우에는 약 180㎛이상의 매우 조대한 범위를 가지는 것을 알 수 있다. 따라서 본 발명강에서는 용접시 용접열영향부의 오스테나이트 결정립 억제 효과가 매우 우수한 것임을 잘 알 수 있다.

또한, 100kJ/cm의 용접입열량에서 본 발명강의 페라이트 상분율은 약 70%이상으로 구성되어 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 우수한 모재물성을 가지면서 동시에 우수한 용접열영향부 물성의 확보가 가능한 용접 구조용 강소재를 개발함에 있어 TiN 및 Ti-NB복합 석출물을 이용함으로써 대입열 용접열영향부 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 결정립내에서 다각형 및 침상 페라이트 변태를 촉진시켜 우수한 대입열 용접열영향부 인성을 동시에 확보할 수 있는 페라이트 세립형 용접용 구조용강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로, C:0.02-0.18%, Si:0.05-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, N:0.008-0.030%, B:0.0003-0.01%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 0.3≤Nb/N≤9, 7 ≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N ≤17을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되고; 그리고 그 미세조직은 그 크기가 3~6㎛이고, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어지고, 그리고 상기 페라이트의 상분율이 80%이상인 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강
제1항에 있어서, 상기 강재에는 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~1.5%, V:0.01~0.1%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상 그리고, Ca:0.0005-0.005%, REM:0.005∼0.05%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이 함유되는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강재에는 0.01-0.1㎛의 TiN 및 Ti-Nb복합석출물이 0.5㎛이하의 간격으로 1.0x10⁷개/㎟ 이상 분포되어 있는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강
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중량%로, C:0.02-0.18%, Si:0.05-0.5%, Mn:0.4-2.0%, Ti:0.005-0.2%, Al: 0.005-0.1%, N:0.008-0.030%, B:0.0003-0.01%, P:0.03%이하, S:0.03%이하, O:0.005%이하, 1.2≤Ti/N≤2.5, 10≤N/B≤40, 2.5≤Al/N≤7, 0.3≤Nb/N≤9, 7≤(Ti+2Al+4B+Nb)/N ≤17을 만족하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1000-1150℃범위에서 60-180분간 가열한 후에 오스테나이트 결정립 크기를 20㎛이하로 유지하여 10~20℃/sec의 냉각속도로 오스테나이트 미재결정역 온도인 880~930℃까지 냉각시키고 50%이상의 압하비로 압연하고 5~15℃/sec 의 냉각속도로 페라이트와 오스테나이트 이상역역온도인 740~780℃범위에서 40%이상의 압연비로 열간압연한 다음, 상온까지 5~20℃/sec범위의 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강의 제조방법
제6항에 있어서, 상기 강 슬라브에는 Ni:0.1~3.0%, Cu:0.1~1.5%, V:0.01~0.1%, Mo:0.05~1.0%, Cr:0.05~1.0%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상 그리고, Ca:0.0005-0.005%, REM:0.005∼0.05%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이 함유되는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강의 제조방법
제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 슬라브는 Ti 보다 탈산력이 큰 Al, REM, Zr, Ca 및 Mg의 그룹에서 선택된 탈산원소를 Ti의 투입전에 투입하여 용존산소량을 30ppm이하로 탈산한 다음, Ti을 첨가하여 0.005~0.2% 되도록 하고 탈가스처리하여 연속주조한 것임을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강의 제조방법
제6항 또는 제7항에 있어서, 상기 슬라브의 연속주조는 용강을 0.9~1.2m/min의 속도로 주조하면서 2차냉각대에서 0.3~0.35l/kg의 비수량으로 냉각함을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강의 제조방법
제8항에 있어서, 상기 슬라브의 연속주조는 용강을 0.9~1.2m/min의 속도로 주조하면서 2차냉각대에서 0.3~0.35l/kg의 비수량으로 약냉함을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 페라이트 세립형 용접구조용 강의 제조방법
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