KR20100067509A - 용접열영향부 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 원유탐사, 정제용 해양구조물 뿐 아니라 다양한 용도의 극한지 해양구조물 제작에도 적용 될 수 있는 용접열영향부의 CTOD 특성이 우수한 고강도 해양구조용 강판의 제조방법에 관한 것으로서, 저입열 및 중입열 용접하에서의 용접열영향부의 인성을 공업적인 관점에서 간편하게 개선시킬 수 있는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명은 중량%로 C: 0.02~0.07%, Si: 0.2% 이하, Mn: 1.2~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.005~0.02%, Cu: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~1.0%, Ti: 0.007~0.013% 및 N: 0.002~0.006%, 여기에 필요에 따라 Nb: 0.015% 이하, V: 0.02% 이하, 및 Ca: 0.0005~0.004% 를 포함할 수 있고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬래브를 1000~1200 ℃에서 가열한 후, 마무리압연온도 700~900℃에서 누적 압하량 30% 이상으로 마무리압연한 다음, 2~40 ℃/s의 냉각속도로 300~650℃의 냉각정지온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법을 그 요지로 한다.

용접열영향부, CTOD, 해양구조, 강판

Description

용접열영향부 ＣＴＯＤ 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법{METHOD FOR PRODUCING STEEL PLATE FOR OFFSHORE STRUCTURES HAVING EXCELLENT CTOD PROPERTIES IN HEAT AFFECTED ZONE}

본 발명은 원유탐사, 정제용 해양구조물 뿐 아니라 다양한 용도의 극한지 해양구조물 제작에도 적용될 수 있는 용접열영향부의 CTOD 특성이 우수한 고강도 해양구조용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

최근 신흥공업국의 산업화에 따른 에너지 수요의 증가와 현재 채굴 가능한 원유의 생산성이 저하함에 따라 에너지 가격이 전 세계적으로 급등하고 있다.

따라서, 그 동안 낮은 생산성 및 예상 생산량이 상대적으로 열악한 심해 및 극한지 등의 석유자원 개발이 최근 들어 급속히 추진되고 있다.

한편, 원유를 대체할 수 있는 대체에너지 개발의 일환으로 풍력 발전이 활발히 이루어지고 있다.

최근 풍력발전의 효율을 높이기 위해 바람의 질이 우수한 해상 또는 공기밀도가 높은 극한지로 풍력발전설비 영역이 확대되고 있다.

극한지 및 한랭지역에 건설되는 구조물은 낮은 온도에 의해 취성 파괴 가능성이 매우 높아진다.

따라서, 상기와 같은 지역에 설치되는 해양구조물은 낮은 온도에서 우수한 CTOD(Crack Tip Opening Displacement)특성을 요구하고 있다.

특히, 강구조물의 파단은 주로 저입열 또는 중입열 용접 하에서 시행된 용접부 또는 용접열영향부에서 발생하기 때문에 모재의 특성 보다 저입열 및 중입열 용접하에서의 용접부열영향부에서의 우수한 CTOD 특성이 요구된다.

일례로 사할린 섬 근처에 건설되는 해양구조물에 사용되는 강판은 모재와 용접부에서 -40 ℃에서 한계 CTOD 값이 일정 수준 이상을 갖도록 요구되고 있다.

용접부열영향부의 CTOD를 열화시키는 원인으로는 고온 가열 후 냉각되는 동안 M(Martensite)-A(Austenite)상의 생성 및 조대화, FL(Fusion Line) 근처에서의 결정립 조대화, P 또는 S에 의한 입계취화, Nb 또는 V에 의한 석출경화 등이 있다.

저입열 및 중입열 용접 하에서 우수한 특성을 갖는 강판의 제조에 관해 지금까지 많은 연구들이 행해져 왔다.

그 예로서, 일본특개평7-252586에는 저입열, 중입열, 대입열에 걸친 넓은 용접입열량 구간에서 우수한 CTOD 및 충격특성을 갖는 용접구조용강을 제조하는 방법이 개시되어 있으며, 여기서는 Ti의 단독 탈산 대신 Ti와 REM(Rare Earth Metal)으로 복합 탈산 함으로써 더 많은 Ti 산화물을 생성하여 용접부 인성을 향상시킨다.

그러나, 상기 일본특개평7-252586에 개시된 방법에 경우에는 공업적인 관점에서 안정적으로 Ti 산화물을 대량 확보하는 것은 공정상 많은 부하가 따르는 문제가 있다.

또한, 다른 예로서, 일본 특개2001-81529에는 0.7~1.75%의 Cu를 첨가하고 탄소첨가량을 낮추어 고탄소 마르텐사이트의 형성을 최대한 억제하여 용접부 인성을 개선시키는 기술이 개시되어 있는데, 이 기술의 경우에는 Cu 첨가량이 높아 슬라브및 판 표면에 균열이 발생하기 쉽다는 문제점이 있다.

본 발명은 저입열 및 중입열 용접하에서의 용접열영향부의 인성을 보다 개선시킨 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법을 제공하고자 한다.

이하, 본 발명에 대하여 설명한다.

본 발명은 중량%로 C: 0.02~0.07%, Si: 0.2% 이하, Mn: 1.2~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.005~0.02%, Cu: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~1.0%, Ti: 0.007~0.013% 및 N: 0.002~0.006%, 여기에 필요에 따라 Nb: 0.015% 이하, V: 0.02% 이하, 및 Ca: 0.0005~0.004% 를 포함할 수 있고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬래브를 1000~1200℃에서 가열한 후, 마무리압연온도 700~900℃에서 누적 압하량 30% 이상으로 마무리압연한 다음, 2~40℃/s의 냉각속도로 300~650℃의 냉각정지온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 제조방법에 의하면, -40℃에서 측정되는 용접열영향부에 대한 한계 CTOD 값이 0.4mm 이상 확보되면서도 강판의 항복강도가 380 MPa 이상이고, -60℃에서 평가된 강판의 충격인성이 100 J 이상인 용접구조용 강판의 제조가 가능하다.

본 발명은 용접부의 용접열영향부 CTOD특성이 우수하면서 강판의 강도와 저온인성이 우수한 후강판을 공업적인 관점에서 간편하게 제조할 수 있으므로, 앞으로 전개 될 극한지 석유 개발을 위해 건설될 해양구조물, LNG 수송선, 육상시설물 등에 널리 활용될 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

상기한 바와 같이 용접열영향부의 CTOD 특성을 저하시키는 요인으로는 M-A상의 생성 및 조대화, FL(Fusion Line) 근처에서의 결정립 조대화, P 또는 S에 의한 입계취화, Nb 또는 V에 의한 석출경화 등이 있다.

이 중에서 특히 문제가 되는 것으로 M-A상의 생성 및 성장에 따른 형상 변화를 들 수 있다.

특히, 이 두 요인에 의한 용접열영향부 인성 저하를 최소화하기 위하여 본 발명자들은 연구 및 실험을 행한 결과, 공업적인 관점에서 간편하게 저입열 및 중입열 용접하에서의 용접열영향부의 인성을 개선시키는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법을 제안하게 이른 것이다.

본 발명자들은 용접열영향부 인성 저하를 최소화하기 위하여 심도있게 연구한 결과, M-A형성을 억제하고, M-A 상의 형상을 조절하여 CTOD 값의 열화를 막을 수 있는 방법을 도출하였으며, 고탄소 마르텐사이트를 억제하기 위해서는 C와 Si를 최대한 억제하여 M-A 형성을 원천적으로 제한하고, Mn 편석대 주위로 M-A상이 형성 및 성장함에 착안하여 Mn 함량을 적절히 활용하여 조대화 및 침상화를 막는 것이 필요한데, 이하, 이에 대하여 보다 구체적으로 설명한다.

C 함량과 Mn함량이 M-A상의 분율 및 형상과 재현 HAZ(Heat Affected Zone) CTOD에 미치는 영향에 대하여 조사하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다

여기서, 재현 HAZ 시험은 1350℃로 가열하고 냉각한 후 다시 800℃로 가열한 다음, 800℃에서 500℃사이의 냉각시간이 60초가 되도록 냉각한 것이다.

도 1에 나타난 바와 같이, C+Mn/5으로 표현되는 CM*가 감소함에 따라 M-A의 면적율과 M-A의 종횡비의 곱으로 표시되는 VA* 가 감소하며, -40℃에서 평가된 한계 CTOD 값들은 VA*가 0.07까지는 매우 낮은 값을 보이다가 VA*가 0.07 이상이 되면서 급격하게 증가하는 것을 알 수 있다.

CM*이 0.365일 때의 VA* 값은 약 0.03 이며, 이로부터 M-A에 의한 용접열영향부의 CTOD 저하를 막기 위해서는 M-A의 면적율과 M-A의 종횡비의 곱(VA*)이 0.03 이하가 되어야 함을 알 수 있다.

일반적으로, M-A 상은 해양구조용강을 포함한 용접구조용강의 용접부 CTOD 특성열화의 주원인으로 간주된다.

용접부에서 생성된 M-A상은 주로 용접후 공급된 열에 의한 고온가열 및 이에 따른 냉각에 의해 수반된 상변태에 의해 발생한 고탄소 마르텐사이트(Martensite)와 잔류 오스테나이트(austnite)의 복합상이다.

따라서, 용접열영향부에서의 M-A혼합상을 최대한 억제하는 것이 용접열로 인한 CTOD 특성 열화를 방지하기 위한 효과적인 방법이다.

마르텐사이트 변태의 주요인이 되는 탄소의 함량을 하향 조절하여 강도를 보증할 수 있는 최적 탄소량 범위를 설정하여 M-A 상의 억제를 통한 CTOD 열화방지라는 목적을 달성할 수 있다.

한편, M-A상은 주로 Mn 편석대 주변에서 생성되는 것으로 알려져 있다.

본 발명자들도 세심한 연구를 통해 해양구조용강의 미세조직에도 동일한 현상을 관찰 하였으며 그 미세조직을 관찰하고 그 결과를 도 2에 나타내었다.

도 2에서 흰색부분은 M-A상을 나타내고, 검은 부분은 페라이트를 나타낸다.

특히, 열간압연을 통해 생성되는 강재의 경우 이러한 편석대가 압연방향으로 연신되며 이에 따라 부 Mn 영역에서 형성되는 M-A상의 종횡비가 커질 수 밖에 없다.

연속체 내에서 M-A상과 같이 강도 및 경도가 현저히 차이나는 상은 하중인가 또는 파단시 균열과 같은 효과가 있는 것으로 알려져 있다.

따라서 종횡비가 큰 M-A상은 구상의 M-A에 비해 CTOD 열화에 미치는 영향이 매우 크다.

본 발명자들은 해양구조용강에서도 Mn 편석대에 따라 M-A 생성 및 성장함을 확인하였다.

따라서, Mn의 함량 및 편석도의 적절한 조절을 통해서도 용접열영향부 CTOD 열화방지라는 목적을 달성할 수 있다.

이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 설명한다.

C: 0.02~0.07 중량%(이하,단순히 '%'라 함)

상기 C는 본 발명을 구성하는 중요 원소로서, C가 0.07%를 초과하면, 용접열영향부 내의 고탄소 마르텐사이트가 대량 형성되어 CTOD 특성을 저하시키므로, 그 상한은 0.07%로 한정하고, C 함량이 너무 낮으면 모재의 강도 확보를 위해 값비싼 합금원소를 대량 첨가하여 경제성이 크게 저하되므로 그 하한은 0.02%로 한다.

Si: 0.2% 이하

상기 Si는 C와 함께 용접열영향부 내에 고탄소 마르텐사이트를 형성시키는 대표적인 원소로서 본 발명에서 중요하게 다루는 원소이다.

특히, 다층용접부에서 결정립 조대화 영역이 다음 패스 용접에 의해 이상역으로 재가열되는 IRCG (Intercritical Reheated Coarse Grain) HAZ에서 고탄소 마르텐사이트의 형성을 촉진시키는 원소이다.

따라서, 본 발명에서 요구되는 극저온 용접열영향부 인성을 만족시키기 위해서는 Si 함량이 0.2% 이하이어야 하며, 보다 우수한 인성 확보를 위해서는 Si 함량은 0.1% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.2~1.7%

상기 Mn은 강도 확보에 유용한 원소로서 1.2% 미만로 투입하면 강판의 강도 확보가 어렵고, 과다 투입하여 1.7%를 초과하게 되면 중심편석 형성을 조장하여 중심편석이 형성된 부위에 고탄소 마르텐사이트의 형성을 촉진시키므로 1.7%를 그 상한으로 한다.

CM*(=C + Mn/5)는 0.365이하가 바람직하다.

CM*이 0.365를 초과하는 경우에는 CTOD값이 감소하게 된다.

P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하

상기 P, S는 용접열영향부에서 입계취화를 일으키는 원소이므로 최대한 줄일 필요가 있으나, 매우 낮은 수준까지 감소시키는 데는 제강 공정상에 어려움이 있으므로 P는 0.012% 이하, S는 0.003% 이하로 설정한다.

Al: 0.005~0.02%

상기 Al은 Si와 함께 용강의 탈산을 위해 꼭 필요한 원소이며, 본 발명에서는 Si 함량이 매우 적은 양만을 허용하여 탈산능이 부족할 수 있으므로 탈산능 확보를 위해 Al 함량은 최소 0.005% 이상 투입되어야 한다.

반면에, Al을 과다 투입하면 용접시 용접금속에 혼입되어 용접부 인성을 저하시키므로 그 상한은 0.02%로 한다.

Cu: 0.1~0.5%

상기 Cu는 용접열영향부의 인성을 크게 저하시키지 않으면서 강판의 강도를 높일 수 있는 원소이다.

Cu 함량이 0.1% 미만이면, 강판의 강도 확보가 충분치 않고, 반대로 0.5%를 초과하여 첨가하면 경화능이 지나치게 증가하여 상부 베이나이트와 같은 인성이 취약한 조직을 형성시킬 수 있으므로 0.5%를 그 상한으로 한다.

Ni: 0.1~1.0%

상기 Ni은 Cu와 유사하게 용접열영향부의 인성 저하가 크지 않으면서도 기지조직의 인성을 높여 강판의 인성을 확보하는데 유리한 원소이다.

상기 Ni 함량이 0.1% 미만이면 강판 인성 확보라는 목표를 달성하기 어렵고, Ni이 고가의 원소이므로 강판 제조의 경제성을 고려해 그 상한은 1.0%로 한다.

Ti: 0.007~0.013%

상기 Ti은 안정적인 Ti 질화물 생성을 통한 결정립 조대화 방지를 위하여 그 함량이 엄격히 제한되어야 한다.

Ti 함량이 0.007% 미만이면 결정립 성장 억제를 위한 Ti 질화물이 충분히 형성되지 않고, Ti 함량이 0.013%를 초과하면 Ti 질화물이 조대화되어 결정립 성장 억제 기능이 떨어지고 석출경화를 일으키는 Ti 탄화물을 형성시킬 수 있으므로 Ti함량은 0.007~0.013%로 한다.

N: 0.002~0.006%

상기 N은 Ti와 결합하여 Ti 질화물을 형성, 용접열영향부의 FL 근처에서 결정립이 조대화되는 것을 막아주는 원소이다.

상기 N 함량이 너무 낮은 경우에는 충분한 양의 Ti 질화물을 형성하지 못하여 결정립 조대화를 막지 못하므로 그 하한은 0.002%로 한다.

반대로 N 함량이 0.006%를 초과하는 경우에는 Ti와 결합하지 못한 자유 N이 시효경 화를 일으켜 모재인성을 크게 저해하고, 또한 슬라브 및 강판 표면에 크랙을 유발시켜 표면품질을 저해하는 등 유해한 특성을 나타내므로 그 상한은 0.006%로 한다.

본 발명에서는 상기한 기본 조성으로도 충분히 물성 확보가 가능하나, 강판의 특성을 보다 향상시키기 위해서는 이하의 원소들을 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다.

Nb: 0.015% 이하

상기 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 미재결정역 압연을 통해 강판의 미세조직을 미세화시키고 용해된 상태로 있는 Nb는 베이나이트 형성을 조장하여 강판의 강도 확보에 유리하나, 과다 첨가하면 용접열영향부에서 인성이 취약한 상부베이나이트의 형성을 촉진시키고 후속 입열에 의해 Nb 석출물을 형성하여 석출경화를 일으키므로 그 상한은 0.015%로 한다.

V: 0.02% 이하

상기 V는 고용강화 및 석출강화를 통해 강판의 강도를 크게 증가시키지만, 과다하게 첨가할 경우에는 다층열사이클에 의해 석출하여 열영향부의 조직을 취화시키므로 그 상한은 0.02%로 한다.

Ca: 0.0005~0.004%

상기 Ca는 강판의 두께방향 특성을 감소시키는 강 중의 MnS를 CaS로 치환하여 두께 방향 특성을 개선하지만 지나치게 첨가하면 강의 청정성을 떨어뜨려 인성을 저해하므로 그 함량은 0.0005~0.004%로 제한한다.

이하, 본 발명의 강판 제조조건에 대해 설명한다.

슬래브 가열온도: 1000~1200℃

슬래브 가열온도는 강판의 압연성과 강판 조직의 미세화에 영향을 주는 인자로서, 슬래브 가열온도가 1000℃미만이면 강판의 압연성이 떨어지게 되므로 그 하한은 1000℃로 한다.

반대로 지나치게 높은 온도에서 가열이 이루어지면 결정립 크기가 증가하고, 일부 조직에서는 비정상 결정립 성장(abnormal grain growth)이 일어나 오스테나이트의 혼립(mixed grain structure)이 발생하게 된다.

한번 혼립이 발생되면 이후 압연에 의해서 쉽게 사라지지 않으며, 강판의 CTOD 시험시 pop-in을 유발하여 CTOD 인성을 크게 저해하므로 그 상한은 1200 ^oC로 한정한다.

마무리 압연조건: 압연온도 700~900℃, 누적 압하량 30% 이상

강판조직이 미세화되고 충분한 인성을 확보하기 위해서는 900℃이하에서 마무리 압연이 이루어져야 하고 마무리 압연 시 누적 압하량은 30% 이상이어야 한다. 하지 만, 마무리 압연이 너무 낮은 온도에서 이루어지면 압연 중 페라이트 조직이 대량 형성되어 두께방향 단면수축율(Z-RA) 등 두께방향 물성이 크게 저하되므로 마무리 압연은 700℃이상에서 이루어져야 한다.

냉각조건: 냉각정지온도 300~650℃, 냉각속도 2~40℃/s

냉각정지온도는 강판의 조직과 강도에 크게 영향을 주는 인자로서 강판의 강도 확보를 위해서는 냉각정지온도가 650℃이하이어야 하며, 반대로 냉각정지온도가 너무 낮으면 강판 조직 내에 인성이 취약한 저온조직이 형성될 수 있으므로 냉각정지온도는 300℃이상이 되어야 한다.

또한 최종 강판 조직을 미세화하기 위해 2~40℃/s의 냉각속도로 냉각이 이루어져야 한다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

실시예를 통해 본 발명을 보다 상세하게 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 실시예를 예시하는 것일 뿐 본 발명이 이러한 실시예의 기재에 의하여 제한되는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1에서 나타낸 조성에 따라 전로에서 용강을 만들고 연속주조법을 통해 250mm 또는 300mm 슬래브를 만들었다.

이렇게 만든 슬래브를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열한 후 제어압연과 가속냉각을 통해 다양한 두께의 후강판을 제조하였다.

이렇게 제조된 후강판에서 시편을 채취해 강판의 항복강도, 인장강도, -60℃에서 측정된 충격인성을 평가하였으며, 하기 표 2에 그 결과를 나타내었다.

항복강도, 인장강도는 전두께 인장시편 또는 t/4 위치에서 채취된 시편을 이용하여 평가하였고, 충격인성은 두께 중심부에서 채취하여 평가하였다.

제조된 후강판의 용접열영향부 인성을 평가하기 위해 저입열 및 중입열 용접열영향부의 인성을 정확히 평가할 수 있는 API RP 2Z 규칙을 따랐다.

API RP 2Z 규칙에 따라 싱글 베벨(single bevel) 또는 K-bevel로 그루브를 가공한 후 4.5 kJ/mm의 용접입열량으로 잠호아크용접(Submerged Arc Welding) 기법을 이용하여 용접하였다.

용접된 시험편의 t/4 위치에서 충격시편을 채취하여 -60℃에서 충격시험을 실시하여 충격인성을 평가하였다.

CTOD 평가를 위해 용접체를 B(두께) x 2B(폭) x 5B(길이)로 가공하고 결정립 조대화 영역에 피로균열을 도입한 후 -40℃에서 CTOD 시험을 수행하였다.

시편 no.		C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Ti	N	Nb	Ca	CM*
발 명 예	1	0.041	0.15	1.40	0.002	0.001	0.15	0.8	0.012	0.0022	-	-	0.32
	2	0.022	0.12	1.62	0.007	0.002	0.45	0.74	0.01	0.0042	-	-	0.035
	3	0.051	0.12	1.41	0.004	0.002	0.42	0.63	0.01	0.0041	-	-	0.033
	4	0.064	0.14	1.22	0.004	0.001	0.16	0.45	0.011	0.0028	-	0.0013	0.031
	5	0.045	0.08	1.55	0.005	0.001	0.16	0.65	0.007	0.0025	-	-	0.036
	6	0.021	0.05	1.60	0.005	0.002	0.26	0.76	0.009	0.0024	0.009	-	0.034
	7	0.035	0.07	1.55	0.005	0.002	0.21	0.67	0.011	0.0027	-	-	0.035
비 교 예	8	0.054	0.17	1.84	0.005	0.001	0.14	0.58	0.009	0.0029	-	-	0.38
	9	0.069	0.12	1.59	0.003	0.002	0.6	0.6	0.011	0.0035	-	-	0.39
	10	0.055	0.26	1.65	0.004	0.001	0.21	0.92	0.012	0.0046	-	-	0.39
	11	0.046	0.12	1.64	0.005	0.002	0.24	0.08	0.005	0.0044	-	-	0.37
	12	0.075	0.15	1.62	0.007	0.002	0.36	0.52	0.014	0.0031	-	-	0.39
	13	0.031	0.16	1.68	0.0 06	0.0 20	0.31	0.48	0.01	0.005 2	-	-	0.37

시편 no.		슬래브가열온도 (℃)	마무리 압연온도(℃)	마무리압연누적압하량(%)	냉각정지온도 (℃)	냉각 속도 (℃)	강판 두께 (mm)	모재특성			HAZ 인성
								항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	vE-60 (J)	vE-60 (J)		δc-40 (mm)
발명예	1	1100	869	50	531	5.5	50	410	478	201	101		0.45
	2	1100	753	55	354	3	60	439	512	341	168		1.01
	3	1100	862	50	355	5.9	50	422	495	227	125		0.77
	4	1050	843	55	556	5.3	50	393	462	251	152		0.88
	5	1050	885	50	474	4.9	55	438	513	172	144		0.94
	6	1050	874	50	601	5.1	70	384	457	202	231		1.48
	7	1100	836	60	365	3.3	55	432	510	259	176		1.13
비교예	8	1100	852	50	560	4.6	55	425	497	229	114		0.08
	9	1100	849	50	374	4.5	60	418	491	233	38		0.13
	10	1120	869	55	318	4.8	50	445	529	218	20		0.06
	11	1120	895	50	562	3.4	70	419	498	178	109		0.11
	12	1080	774	50	408	4.3	50	438	511	338	29		0.05
	13	1100	829	45	620	5.5	70	342	457	246	181		0.07

* HAZ (Heat Affected Zone) : 용접열영향부, 여기서는 FL 근처의 결정립조대화 영역임

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명에 부합되는 발명예(1-7)은 용접열영향부의 한계 CTOD 값이 0.45 mm 이상이면서 강판의 강도가 높고 -60℃에서의 충격인성도 100 J 이상을 보이는 등 매우 우수한 특성을 나타냄을 알 수 있다.

이에 반하여, 비교강(8~13)은 CM* 값이 0.37 이상이어서 -40℃에서의 한계 CTOD 값이 0.45 mm에 훨씬 못 미치고 있음을 알 수 있다.

도 1은 CM*(=C+Mn/5), VA* 그리고 -40℃에서의 한계 CTOD 값과의 관계를 나타내는 그래프

도 2는 본 발명에 부합되는 강판의 일례의 M-A상의 분포를 나타내는 미세조직사진

Claims (3)

1. 중량%로 C: 0.02~0.07%, Si: 0.2% 이하, Mn: 1.2~1.7%, P: 0.012% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.005~0.02%, Cu: 0.1~0.5%, Ni: 0.1~1.0%, Ti: 0.007~0.013% 및 N: 0.002~0.006%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬래브를 1000~1200℃에서 가열한 후, 마무리압연온도 700~900℃에서 누적 압하량 30% 이상으로 마무리압연한 다음, 2~40℃/s의 냉각속도로 300~650℃의 냉각정지온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법.
2. 제1항에 있어서, CM*(=C + Mn/5)가 0.365이하인 것을 특징으로 하는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 슬래브에 Nb: 0.015% 이하, V: 0.02% 이하, 및 Ca: 0.0005~0.004% 중의 1종 또는 2종이상이 추가로 첨가되는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 CTOD 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법.

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