KR102443927B1 - 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 오일, 가스 수송용 등의 소재로 적합한 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 ERW(Electric Resistance Welding) 용접 후 용접부의 충격 인성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 {HOT-ROLLED STEEL PLATE HAVING EXCELLENT IMPACT TOUGHNESS OF WELDED ZONE AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 오일, 가스 수송용 등의 소재로 적합한 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 ERW(Electric Resistance Welding) 용접 후 용접부의 충격 인성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 에너지 수요가 증가하고, 오일 및 가스 수송을 위한 강관의 제조기술이 발달함에 따라 고급 강관에 해당하는 심리스(Seamless) 강관 대신 가격 경쟁력이 유리한 전기저항용접(ERW) 강관으로 대체하려는 추세에 있다.
ERW 강관은 용접재료없이 열연코일의 모재를 용융 용접하여 제조하는 강관으로서, 통상 용접부 중심부에 재산화물이 발생하고, 모재부와 용접부 사이의 열영향부 조직이 조대함에 의해 충격 인성이 열위한 단점을 가지고 있다.
하지만, 시베리아 또는 캐나다 북부 지역 등의 한냉지 지역과 같이 기온이 매우 낮은 지역에서 ERW 강관으로 대체하기 위해서는 용접부 충격 인성을 확보해야하는 요구가 있다.
한편, 기존 ERW 강관의 용접부 충격 인성을 확보하기 위한 기술로서, 탄소 함량을 낮추는 방법외에 특별히 제안된 방법은 없으며, 용접시 질소나 아르곤 가스 등을 용접 직전에 분사시켜 무산화 분위기를 조성함으로써 재산화물의 발생을 최소화하는 방법이 알려져 있는 상태이다.
그런데, 상술한 기술로는 -10℃ 수준의 환경에서조차 용접부 충격 인성을 안정적으로 보증하기에 충분하지 못하며, 특히 -20℃ 이하의 극저온에서 용접부 충격 인성을 확보할 수 있는 방안에 대해서는 더욱 제안된 바 없다.
"Tempering Heat Treatment Effects of Steel Welds", Journal of Minerals & Materials Characterization & Engineering, Vol. 10, No.8, pp.755-764, 2011
본 발명의 일 측면은, 대략 -20℃ 이하의 극저온 환경에서 적용하는 데에 무리가 없는 강관의 제공이 가능한 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.05%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 0.4~1.2%, 인(P): 0.01% 이하(0% 제외), 황(S): 0.001% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06%, 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03%, 질소(N): 0.002~0.008%, 칼슘(Ca): 0.0015~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 면적분율 35% 이상(100% 미만)의 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)를 포함하고, EBSD로 측정된 15도 이상의 고경각 결정립 평균 크기가 15㎛ 이하인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판을 제공한다.
[관계식 1]
3 ≤ Mn/Si ≤ 5
(관계식 1에서 Mn, Si은 중량 함량을 의미한다)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 마무리 열간압연 후 400~650℃의 온도범위까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가지면서, 용접시 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 열연강판은 대략 -20℃ 이하의 극저온 충격 인성의 보증이 요구되는 한냉 지역에서 적합하게 적용 가능한 효과가 있는 것이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 발명예 1의 용접 열영향부(HAZ) 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른, 비교예 6의 용접부 충격 시편(파면 부위)을 관찰한 사진(a)과, 그 부위(도 2(a)의 'A' 영역)의 성분조성을 측정한 결과(b)를 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 충격 인성의 보증이 요구되는 대략 -20℃ 이하의 한랭 지역에서 적용할 수 있는 강관을 얻는 데에 적합한 소재(열연강판)를 제공하기 위해 깊이 연구하였다.
그 결과, 강판의 합금 성분계 및 제조조건을 최적화하여, 의도하는 물성을 확보하는 데에 유리한 미세조직을 형성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 특히, 강판을 용접한 후 용접부 내 재산화물의 형성을 최소화할 수 있는 합금 성분계를 도출함에 기술적 의의가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.05%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 0.4~1.2%, 인(P): 0.01% 이하(0% 제외), 황(S): 0.001% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06%, 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03%, 질소(N): 0.002~0.008%, 칼슘(Ca): 0.0015~0.004%를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 열연강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.02~0.05%
탄소(C)는 강을 강화시키는 데에 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 이러한 C의 함량이 0.02% 미만이면 강 중 Nb 또는 Ti와 결합하여 강을 강화시키는 효과가 불충분해지고, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 모재 및 용접부의 인성을 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 상기 C는 0.02~0.05%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.05~0.3%
실리콘(Si)은 탈산 및 고용 강화에 유효한 원소로서, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 개재물이 과도하게 형성되어 용접성의 저하 및 용접부의 충격 인성을 저하시키는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.05~0.3%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.10~0.27%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.4~1.2%
망간(Mn)은 강의 강도 및 인성 확보를 위해 필수적으로 첨가하는 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 0.4%를 초과하게 되면 목표 수준의 강도 확보가 어려우며, 반면 그 함량이 1.2%를 초과하게 되면 연주시 중심 편석(segregation)을 조장하거나, 용접시 재산화물을 과량으로 형성하여 충격 인성을 저해할 우려가 있다.
따라서, 상기 Mn은 0.4~1.2%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.5~1.15%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.01% 이하(0% 제외)
인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 연주시 망간(Mn)과 함께 중심 편석을 조장하여 충격 인성을 저해할 뿐만 아니라, 용접성을 열위시킨다.
따라서, 상기 P은 0.01% 이하로 제한할 수 있으며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.001% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 강 중의 Mn과 결합하여 비금속 개재물(예를들어, MnS)을 형성하여 강의 취성을 크게 저해하는 문제가 있다. 특히, 상기 S의 함량이 0.001%를 초과하게 되면 용접부 충격 인성을 크게 저해한다.
따라서, 상기 S은 0.001% 이하로 제한할 수 있으며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.02~0.05%
알루미늄(Al)은 상기 실리콘(Si)과 함께 탈산 작용에 유용한 원소이며, 그 함량이 0.02% 미만이면 탈산 효과를 충분히 얻기 어렵다. 한편, 상기 Al의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 알루미나성 개재물을 증가시켜 용접부 충격 인성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 Al은 0.02~0.05%로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.02~0.06%
니오븀(Nb)은 소량의 첨가로도 석출 강화 효과를 나타내는 원소이며, 그 함량이 0.02% 이상일 때 그 효과를 충분히 얻을 수 있다. 한편, 본 발명에서 제안하는 탄소(C) 범위 내에서 상기 Nb의 함량이 0.06%를 초과하게 되면 석출물이 과도하게 형성되어 충격 인성 및 용접성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Nb은 0.02~0.06%로 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.05~0.3%
니켈(Ni)은 강의 강도 향상 및 인성 확보에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Ni을 포함할 필요가 있으나, 그 함량이 과도하여 0.3%를 초과하게 되면 이차(2차) 상(phase)의 형성에 의해 충격 인성이 감소할 위험성이 증대되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ni은 0.05~0.3%로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.03%
티타늄(Ti)은 강 중의 질소(N)와 결합하여 TiN으로 석출되어 재가열시 오스테나이트의 결정립 성장을 억제함으로써 고강도 및 우수한 충격 인성을 확보하는 데에 유리하다. 또한, TiC 등의 석출물로도 석출되어 강을 강화시키는 역할을 한다.
본 발명에서 제안하는 탄소(C) 범위 내에서 상기 Ti은 0.005% 이상으로 포함하는 것이 상술한 효과를 얻는 데에 유리하다. 하지만, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 상기 효과는 포화되는 반면, 오히려 조대한 석출물이 형성되어 용접부 충격 인성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 상기 Ti은 0.005~0.03%로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.002~0.008%
질소(N)는 강 중의 Ti과 결합하여 TiN으로 석출되어 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 이러한 N의 함량이 0.002% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 반면 그 함량이 0.008%를 초과하게 되면 조대한 TiN의 석출로 용접부 충격 인성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 상기 N은 0.002~0.008%로 포함할 수 있다.
칼슘(Ca): 0.0015~0.004%
칼슘(Ca)은 유화물계 개재물의 형상을 구상화시킴으로써, 연주시 용강 내에서 개재물의 분리/부상을 촉진시키는 원소이다. 이러한 Ca의 함량이 0.0015% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 0.004%를 초과하게 되면 오히려 비금속 개재물의 형성이 조장되어, 용접시 형성되는 용접부에 개재물이 유입됨에 따라 충격 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ca은 0.0015~0.004%로 포함할 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성을 만족하는 한편, 상기 Mn과 Si의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
3 ≤ Mn/Si ≤ 5
(관계식 1에서 Mn, Si은 중량 함량을 의미한다)
본 발명의 강판은 상술한 바와 같이 일정의 Si, Mn 등을 함유하는데, 이러한 강판에 대해 별도의 용접재료없이 모재만을 녹여 용접하는 전기저항용접(ERW)을 행하는 경우, 용접부에서 Mn-Si-O 산화물이 발생할 가능성이 있으며, 이 경우 모재 및 용접부의 인성이 저하되는 문제가 있다.
이에, 본 발명에서는 제안하는 Si과 Mn 범위 내에서 이들의 함량비(Mn/Si)를 상기 관계식 1과 같이 제어함으로써 Mn-Si-O 산화물의 발생을 억제할 수 있으며, 그 결과 모재는 물론이고, ERW 후 용접부의 인성을 목표 수준으로 확보하는 효과가 있다.
본 발명은 상술한 합금원소들 외에, 강판의 물성을 보다 유리하게 확보하기 위한 측면에서 구리(Cu), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
구리(Cu)는 고용강화를 통한 강도 증가와 함께 내부식성 및 인성의 향상을 도모하기 위해 첨가할 수 있으며, 크롬(Cr)은 경화능이 큰 원소로서 변태강화를 통한 강도 향상을 위해 첨가할 수 있다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 상기 Cr 보다 경화능이 더 큰 원소로서 소량의 첨가로도 강도 증대에 유리하다. 바나듐(V)은 석출 강화에 의한 강도의 확보 및 결정립의 성장을 억제하는 데에 유리하다.
본 발명에서 상기 원소들은 함량 합으로 1.0% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 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 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 열연강판은 미세조직으로 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)를 기지 조직으로 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 열연강판은 면적분율 35% 이상으로 폴리고날 페라이트를 포함하는 것이 바람직하며, 이때 폴리고날 페라이트 단상조직은 아님에 유의한다.
상기 폴리고날 페라이트의 분율이 35% 미만이면 모재 및 용접부 인성이 열위할 우려가 있으며, 반면 폴리고날 페라이트 단상조직이 되면 목표 수준의 강도를 확보함에 어려움이 있다.
상기 폴리고날 페라이트를 제외한 잔부 조직으로는 애시큘러 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트 중 하나 이상일 수 있다. 상기 잔부 조직을 구성하는 각 상(phase)의 분율에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 본 발명에서 제안하는 합금조성 범위 내에서 각 원소들의 함량에 따라 적절히 형성될 수 있음을 밝혀둔다.
상기와 같은 조직 구성을 갖는 본 발명의 열연강판은 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)로 측정된 15도 이상의 고경각 결정립 평균 크기가 15㎛ 이하인 특징이 있으며, 이와 같이 결정립이 미세하게 분포함으로써 강도 및 인성을 유리하게 향상시킬 수 있다.
본 발명에서 15도 이상의 고경각 결정립 평균 크기가 15㎛ 이하인 결정립에 대해 유효 결정립이라 칭할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 열연강판은 항복강도가 300~600MPa이며, 상기 열연강판을 전기저항용접(ERW) 방법으로 용접시 용접부의 충격 에너지 값이 -30℃에서 50J 이상으로 극저온에서 인성이 우수한 효과가 있다.
상기 전기저항용접(ERW)은 한 가지 예로서 상기 열연강판을 파이프 형상으로 조관한 후 용접을 행하여 용접부를 형성할 수 있다.
한편, 본 발명의 열연강판은 그 두께가 15mm 이하일 수 있으며, 바람직하게는 6~15mm일 수 있다. 상기 열연강판의 두께가 15mm를 초과하게 되면 권취 공정이 수월하지 않을 우려가 있고, 전기저항용접시 접합 면적이 커짐에 기인한 용접 결함의 발생으로 용접부 저온 충격 인성 확보에 어려움이 있을 수 있다.
이하에서는 본 발명의 다른 일 측면인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브의 준비 및 가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
먼저, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하고, 이를 특정 온도에서 가열할 수 있다.
상기 강 슬라브는 용강을 정련한 후 연속주조하여 제조할 수 있는데, 용강을 정련함에 있어서 통상의 조건으로 행하되, 2차 정련 과정에서 공정 조건을 제어함으로써 비금속 개재물의 형성을 제어할 수 있다. 예를들어, 2차 정련 공정은 LF에서 Ar 버블링 및 VTD 또는 RH 등과 같은 탈가스 공정에서 Ar 버블링에 의해 개재물의 제어가 가능하다. 다만, 정련 과정에서 비금속 개재물을 제어하는 방법이 이에 한정되는 것은 아니며, 다양한 방법으로 행할 수 있음은 자명하다 할 것이다.
상기에 따라 준비된 강 슬라브를 가열함에 있어서, 상기 가열 온도는 강 내에 함유된 Nb에 의한 Nb계 석출물의 고용 온도에 의해 결정할 수 있다. 본 발명의 합금조성 범위에서는 1150℃ 이상에서 Nb의 전체 고용이 가능하다. 한편, 상기 가열 온도가 1300℃를 초과하게 되면 제조되는 강판의 결정립도가 매우 커져 용접부 인근 열영향부 인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 강 슬라브의 가열시 1150~1300℃에서 행할 수 있다.
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 Ar3~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 온도가 950℃를 초과하게 되면 불균일하고 조대한 결정립의 성장이 발생할 가능성이 커 인성이 저하될 우려가 있다. 반면, 그 온도가 Ar3 미만이면 취성 파괴에 열위한 집합조직이 생성되어 열영향부 인성이 낮아질 수 있다.
한편, 상기 열간압연을 통한 열연강판의 제조시 미재결정 온도 이하에서의 압하량은 열연강판 미세조직의 결정립도 및 균일성에 상당히 큰 영향을 끼친다. 특히, 열연강판 미세조직의 결정립도 및 균일성은 용접 이후 용접부 인근 열영향부의 결정립도, 충격 인성과 상호 관련성이 크다. 이에, 미재결정 온도 이하에서의 열간압연시 압하율을 제어함으로써 미세조직의 결정립도 및 균일성을 제어할 수 있다.
본 발명에서는 상기 마무리 열간압연시 누적 압하율을 70% 이상으로 제어하며, 만일 상기 압하율이 70% 미만일 경우 결정립도의 균질성이 저하될 우려가 있다. 상기 압하율의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 목표로 하는 열연강판의 두께에 따라 최대 압하율을 설정할 수 있음을 밝혀둔다.
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취할 수 있다.
상기 냉각은 상기 마무리 열간압연을 완료한 직 후, 바람직하게 Ar3 이상에서 개시하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각이 Ar3 미만에서 개시되면 냉각 전에 조대한 페라이트가 형성되어 모재 및 용접 열영향부의 인성을 저해할 우려가 있다.
또한, 상기 냉각은 목표로 하는 미세조직을 형성함으로써 강도 및 인성의 확보를 위해 10℃/s 이상의 속도로 행할 수 있다. 상기 냉각시 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 다만 냉각 설비의 사양을 고려하여 50℃/s 이하로 행할 수 있을 것이다.
본 발명에서 상기 냉각은 400~650℃의 온도범위에서 종료할 수 있으며, 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.
상기 냉각종료온도, 즉 권취 온도가 400℃ 미만이면 강판의 강성이 커져 정상적인 권취가 매우 어려워지며, 반면 그 온도가 650℃를 초과하게 되면 조대한 펄라이트 및 석출물이 형성되어 용접 열영향부뿐만 아니라, 모재까지 충격 인성이 저하될 우려가 있다.
상기에 따라 제조된 본 발명의 열연강판은 미세조직으로 폴리고날 페라이트를 주상으로 포함하며, 그 외 잔부 조직이 애시큘러 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트 중 1종 이상으로 구성되고, 유효 결정립 크기가 15㎛ 이하로 형성될 수 있다.
이러한 본 발명의 열연강판은 고강도를 가지면서, 한랭 지역 등에서 적용하는 데에 무리가 없는 강관으로 제조될 수 있다. 구체적으로, 상기 열연강판을 전기저항용접(ERW)하여 강관으로 제조할 수 있으며, 상기 강관은 용접부 충격 인성이 우수한 특성을 갖는다.
이때, 전기저항용접(ERW)은 통상의 조건으로 행할 수 있는 바, 그 조건에 대해 특별히 제한하지 아니한다.
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 용강을 정련하여 비금속 개재물이 제어된 강 슬라브를 제조한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 [가열 - 열간압연 - 냉각 및 권취]하여 최종 두께 6~15mm의 열연강판을 제조하였다.
이후, 각각의 열연강판에 대해 압연 방향에 수직한 방향으로 시편을 제작한 다음, 각 시편에 대해 나이탈(Nital) 부식 후 광학현미경과 이미지 분석기(Image analyzer), EBSD를 이용하여 미세조직의 상(phase) 종류를 확인하고, 각 상의 분율 및 결정립 크기를 측정하였다.
또한, 동일한 시편에 대해 상온 인장시험을 행하여 항복강도(YS)를 측정하였다.
한편, 각각의 열연강판에 대해 12~20” 지름을 가지는 파이프로 조관한 후, 전기저항용접(ERW, power: 약 500KW 및 line speed: 16~20mpm)을 행하였다. 이러한 용접 후 형성된 용접 열영향부(HAZ)를 포함하는 용접부에 대해 -20℃부터 -60℃까지 샤르피(Charpy) 충격 시험을 실시하였다.
강종 합금조성 (중량%) 관계식1
C Si Mn P S Al Cr Mo Cu Ni Ti Nb N* Ca*
1 0.046 0.26 1.1 0.007 0.0009 0.030 0 0 0 0.15 0.010 0.050 48 18 4.23
2 0.038 0.21 1.0 0.007 0.0008 0.027 0.1 0 0 0.10 0.010 0.040 42 20 4.76
3 0.041 0.19 0.9 0.007 0.0009 0.029 0.12 0 0.13 0.15 0.012 0.045 43 24 4.74
4 0.037 0.16 0.6 0.006 0.0007 0.024 0.2 0.1 0 0.25 0.021 0.052 40 21 3.75
5 0.060 0.21 0.9 0.007 0.0007 0.025 0.2 0 0 0.17 0.021 0.045 43 26 4.29
6 0.045 0.35 0.8 0.006 0.0008 0.024 0.3 0 0 0.11 0.015 0.035 41 31 2.29
7 0.042 0.25 1.26 0.005 0.0006 0.021 0 0 0 0.23 0.012 0.050 52 25 5.04
8 0.035 0.18 1.1 0.008 0.0008 0.040 0.15 0 0 0.35 0.010 0.040 49 19 6.11
9 0.041 0.24 0.8 0.009 0.0007 0.035 0.13 0 0.1 0.14 0.035 0.034 39 25 3.33
10 0.043 0.22 1.0 0.007 0.0009 0.026 0.15 0 0 0.15 0.010 0.050 47 45 4.55
11 0.037 0.26 1.15 0.006 0.0007 0.028 0.12 0 0 0.21 0.022 0.069 40 23 4.42
N* 및 Ca*은 'ppm'으로 나타낸 것이다.
강종 가열
(℃)		 열간압연 냉각속도
(℃/s)		 권취온도
(℃)		 구분
마무리 온도(℃) 압하율 (%)
1 1291 871 74 24 556 발명예 1
1 1332 871 74 24 554 비교예 1
1 1231 969 74 32 556 비교예 2
2 1221 868 82 36 524 발명예 2
2 1278 921 82 27 674 비교예 3
3 1278 891 78 35 576 발명예 3
4 1286 936 88 38 612 발명예 4
5 1251 854 74 31 561 비교예 4
6 1236 867 88 34 578 비교예 5
7 1279 888 88 39 542 비교예 6
8 1260 891 82 32 531 비교예 7
9 1291 879 78 37 514 비교예 8
10 1263 891 82 29 598 비교예 9
11 1285 882 88 36 562 비교예 10
구분 모재 용접부
항복강도
(MPa)		 조직 상
종류		 조직 분율
(면적%)		 결정립 크기(㎛) 충격 시험
온도(℃)		 충격 에너지
(J)
발명예 1 524 AF/PF/B 53/39/8 8.9 -60 192
비교예 1 498 AF/PF 59/41 19 -20 26
비교예 2 504 AF/PF/P 55/43/2 18 -20 31
발명예 2 501 AF/PF 61/39 7.6 -45 254
비교예 3 488 PF/AF 66/34 11 -20 17
발명예 3 484 AF/PF/P 33/66/1 10.4 -50 175
발명예 4 475 PF/P 97/3 11.2 -45 169
비교예 4 514 AF/PF/B 55/39/6 12.6 -20 41
비교예 5 479 PF/P 95/5 7.9 -20 14
비교예 6 532 AF/PF/B 56/32/12 8.6 -20 9
비교예 7 506 AF/PF/P 57/42/1 9.4 -20 43
비교예 8 486 PF/AF 64/36 10.6 -20 34
비교예 9 504 AF/PF/P 56/42/2 8.4 -20 27
비교예 10 516 AF/PF/B 57/38/5 7.8 -20 8
AF: 애시큘러 페라이트
PF: 폴리고날 페라이트
B: 베이나이트
P: 펄라이트
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성, 관계식 1 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 4는 강판 조직으로 일정 분율 이상으로 폴리고날 페라이트를 포함하며, 결정립 크기 15㎛ 이하의 유효 결정립이 형성됨으로써, 목표 수준의 강도를 확보함을 확인할 수 있다.
나아가, 이러한 강판을 전기저항용접(ERW)한 경우, -20℃ 이하의 극저온 환경에서 샤르피 충격 에너지가 100J 이상(최대 254J)으로 형성되는 것으로 보아, 본 발명은 한랭 지역에서 적용 가능한 강관을 제공하는 효과가 있는 것이다.
반면, 합금조성 및 관계식 1은 본 발명을 만족하나, 제조공정이 본 발명을 벗어나는 비교예 1 내지 3은 모든 경우에서 용접부 충격 인성이 열위하였다. 이 중, 비교예 1 및 2는 유효 결정립 크기도 조대한 결과를 보였다.
한편, 비교예 4 내지 10은 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 관계식 1 중 하나 이상을 벗어난다.
비교예 4는 C 함량이 과도한 경우로, 목표로 하는 강도가 얻어진 반면, 용접부 충격 인성이 열위하였다. 비교예 5 및 비교예 6은 각각 Si과 Mn의 함량이 과도하고, Mn/Si 함량비가 본 발명을 벗어남에 의해 용접부 충격 인성이 열위하였다. 이는, 용접부에서 재산화물의 형성 가능성이 높아짐에 기인하는 것이다. 비교예 7은 Ni이 과도하게 첨가되고 Mn/Si 함량비가 본 발명을 벗어남에 의해 용접부 충격 인성이 열위하였다. 비교예 8은 Ti 함량이 과도하고, 비교예 10은 Nb 함량이 과도한 경우로서, 이들 모두 과량의 석출물이 형성됨에 의해 용접부 충격 인성이 열위하였다. 비교예 9는 Ca 함량이 과도한 경우로서, 충격 인성이 열위하였으며, 이는 용접부에 개재물 유입에 기인하는 것으로 보여진다.
도 1은 발명예 1의 용접 열영향부(HAZ) 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 미세조직의 결정립이 균일 및 미세하며, 유효 결정립 크기가 15㎛ 이하로 형성됨을 확인할 수 있다.
도 2는 비교예 6의 용접부 충격 시편(파면 부위)을 관찰한 사진(a)과 그 부위(도 2(a)의 'A' 영역)의 성분조성을 측정한 결과(b)를 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 파면 부위에서 Mn, Si, Al, O의 함량이 높은 것을 확인할 수 있으며, 이는 용접부 bondline에서 Mn-Si-Al-O 성분의 재산화물이 형성됨에 기인하는 것으로 예측할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.05%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 0.4~1.2%, 인(P): 0.01% 이하(0% 제외), 황(S): 0.001% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06%, 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03%, 질소(N): 0.002~0.008%, 칼슘(Ca): 0.0015~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 면적분율 35% 이상(100% 미만)의 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)를 포함하고, 잔부 조직이 애시큘러 페라이트, 베이나이트 및 펄라이트 중 하나 이상이며, EBSD로 측정된 15도 이상의 고경각 결정립 평균 크기가 15㎛ 이하인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판.

    [관계식 1]
    3 ≤ Mn/Si ≤ 5
    (관계식 1에서 Mn, Si은 중량 함량을 의미한다)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 구리(Cu), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 더 포함하며, 함량 합으로 1.0% 이하로 포함하는 것인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판.
  3. 삭제
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 항복강도가 300~600MPa인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판을 전기저항용접(ERW) 방법으로 용접한 후 용접부의 충격 에너지 값이 -30℃에서 50J 이상인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.05%, 실리콘(Si): 0.05~0.3%, 망간(Mn): 0.4~1.2%, 인(P): 0.01% 이하(0% 제외), 황(S): 0.001% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.02~0.05%, 니오븀(Nb): 0.02~0.06%, 니켈(Ni): 0.05~0.3%, 티타늄(Ti): 0.005~0.03%, 질소(N): 0.002~0.008%, 칼슘(Ca): 0.0015~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3~950℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 마무리 열간압연 후 400~650℃의 온도범위까지 24~38℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각 후 권취하는 단계를 포함하는 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    3 ≤ Mn/Si ≤ 5
    (관계식 1에서 Mn, Si은 중량 함량을 의미한다)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연은 누적 압하율 70% 이상으로 행하는 것인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 냉각은 상기 마무리 열간압연 직 후, Ar3 이상에서 개시하는 것인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 구리(Cu), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V) 중 1종 이상을 더 포함하며, 함량 합으로 1.0% 이하로 포함하는 것인 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판의 제조방법.
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