KR20200064510A - 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은, 구조용 등의 소재로서 적합하게 사용할 수 있는 강재에 관한 것으로, 대입열 용접을 행하더라도 용접열영향부의 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 {THE STEEL PLATE HAVING EXCELLENT HEAT AFFECTED ZONE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 석유화학, 저장탱크 등의 소재로 적합한 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 북미, 캐나다 등의 극한지에서는 오일샌드(oil sand)로부터 추출한 석유나 석유화학 프로세싱 중에 발생하는 에틸렌, 프로필렌과 같은 부산물을 정제 및 저장하기 위한 저온용 후판 강재에 대한 수요가 증가하고 있다.
이러한 저온용 후판 강재를 설비 및 저장탱크 등의 구조물에 적합하게 사용하기 위해서는, 모재의 기계적 물성뿐만 아니라, 용접열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)에서도 저온 충격인성을 확보하는 것이 필수적이다. 하지만, 구조물 등에 사용되고 있는 고강도 강재는 강도를 확보하기 위하여 다량의 합금원소를 사용함에 따라, 용접열영향부의 저온 충격인성을 확보하기 어려운 단점이 있다.
용접열영향부(HAZ)는 결정립 조대화, MA 조직(Martensite0Austenite Constituent) 등의 취화조직의 형성, 석출 경화 등에 의해 인성이 저하된다. 따라서, 용접열영향부의 인성 저하를 방지할 수 있는 기술들이 요구되고 있다.
한편, 최근에는 구조물 등의 시공성을 향상시키기 위하여 모재에 대해 EGW(Electro Gas Welding)와 같은 대입열 용접방법의 사용이 증가하고 있으나, 이 경우 높은 입열량으로 인하여 용접열영향부가 열화되어 일반적인 용접방법을 통해 용접된 부위와 비교할 때, 강도 및 인성이 크게 저하되는 문제가 있다.
대표적인 국부 취화역은 FL(Fusion Line, 용융선) 부근의 조대 결정립 열영향부로서 결정립 조대화, 상부 베이나이트의 형성 등으로 인성이 취약하다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위한 방안으로서, 특허문헌 1에서는 강 중 산소(O)의 함량을 제어하기 위하여 강 중에 Mg 또는 Ca을 첨가하고, Mg 또는 Ca 산화물을 형성함으로써 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하고, 페라이트의 핵생성 자리(site)로 작용하여 입계 페라이트의 형성을 억제함에 따라 용접열영향부의 인성을 향상시키는 기술을 제시하고 있다.
그런데, 강 중의 O가 Mg 또는 Ca와 산화물을 이루면서 적정하게 분산되지 못하면, 산화물들이 개재물로서의 역할을 하여 용접열영향부의 인성을 크게 저하시키는 단점이 있다.
따라서, 구조물 등의 소재로 적합한 저온용 후판 강재를 제공함에 있어서, 모재의 물성뿐만 아니라, 용접열영향부의 저온 충격인성을 우수하게 확보할 수 있는 기술의 개발이 요구된다.
일본 공개특허공보 제2006-241510호
본 발명의 일 측면은, 구조용 등의 소재로서 적합하게 사용할 수 있는 강재에 관한 것으로, 대입열 용접을 행하더라도 용접열영향부의 강도 및 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법을 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): 0.02~0.08%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.008% 이하(0% 제외), 황(S): 0.003% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 20~100ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
모재의 미세조직이 면적분율 20~60%의 침상 페라이트 및 40~80%의 베이나이트 상을 포함하고, 용접 후 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)의 미세조직이 페라이트 및 베이나이트 상을 포함하며, 10~40mm의 두께를 가지는 용접열영향부 인성이 우수한 강재를 제공한다.
[관계식 1]
0.42 > C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 1200~Ar3+30℃의 온도범위에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 Ar3 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 상온~550℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 모재의 기계적 물성뿐만 아니라, 용접열영향부의 강도 및 인성이 우수한 강재를 제공하는 효과가 있다.
상기 본 발명의 강재는 석유화학 제조설비, 저장탱크 등의 구조용 소재로서 적합하게 사용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 1의 PWHT 전·후 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 4를 EGW 방법으로 용접한 후 용융선(FL), FL+1, FL+3 및 FL+5 부위의 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 4를 EGW 방법으로 용접한 후 용접금속(WM), 용융선(FL), FL+1, FL+3 및 FL+5 부위에서의 저온 충격인성(-50℃) 측정 결과(각 위치별 3회 측정 결과)를 그래프화하여 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 모재의 기계적 물성뿐만 아니라, 용접열영향부의 강도 및 인성이 우수한 강재를 얻기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강재의 합금조성과 더불어 제조조건을 최적화함으로써, 대입열 용접에도 강도 및 인성이 우수한 용접열영향부의 확보가 가능한 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명에서 언급하는 '강재'는 일련의 공정을 거쳐 제조된 열연강판뿐만 아니라, 상기 열연강판에 용접을 행하여 용접부(용접열영향부 포함)가 형성된 강재도 포함한다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 용접열영향부 인성이 우수한 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.08%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.008% 이하(0% 제외), 황(S): 0.003% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 20~100ppm을 포함할 수 있다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 압력용기용 강재의 합금성분을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.02~0.08%
탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데 효과적인 원소로서, 그러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.02% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 모재 및 용접부의 저온 충격인성을 크게 저해하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C를 0.02~0.08%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.04~0.07%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.15~0.5%
실리콘(Si)은 탈산제로 사용되며, 강의 강도 및 인성 향상에도 유용한 원소이다. 이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 오히려 저온 충격인성 및 용접성이 열위할 수 있으므로, 0.5% 이하로 함유하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 Si의 함량이 0.15% 미만이면 탈산 효과가 불충분할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si을 0.15~0.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.15~0.4%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.2~1.8%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 확보하는데에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 1.2% 이상으로 Mn을 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 강 중 황(S)과 결합하여 MnS를 형성함으로써 상온 연신율 및 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn을 1.2~1.8%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.3~1.7%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.008% 이하(0% 제외)
인(P)은 강의 강도 향상 및 내식성 측면에서는 유리한 반면, 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 한 낮게 유지하는 것이 유리하다.
다만, 상기 P을 매우 낮은 함량으로 제어하기 위해서는 과다한 비용이 소요되므로, 0.008% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.003% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중 Mn과 결합하여 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 해치므로, 가능한 한 낮게 유지하는 것이 바람직하다.
상기 P와 마찬가지로 상기 S을 매우 낮은 함량으로 제어하기 위해서는 과다한 비용이 소요되므로, 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.005~0.1%
알루미늄(Al)은 낮은 비용으로 용강을 탈산할 수 있는 원소로서, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 연속 주조시 노즐 막힘을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al을 0.005~0.1%로 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.01~0.5%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는데에 유리한 원소로서, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 함유할 수 있다. 다만, 상기 Ni은 고가의 원소로서 0.5%를 초과하여 첨가시 경제성이 크게 저하되는 단점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ni을 0.01~0.5%로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트 상의 형성을 억제함과 동시에 베이나이트 또는 마르텐사이트 상과 같은 경질상의 형성을 유도하는 효과가 있다. 또한, 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로 0.01% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 상기 Mo은 고가의 원소이고, 과도하게 첨가시 용접부의 경도를 지나치게 증가시켜 인성을 저해할 우려가 있으므로, 이를 고려하여 0.1% 이하로 제한할 필요가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo을 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.05%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킬 뿐만 아니라, 고온으로 재가열시 고용된 Nb이 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직 미세화 효과를 얻을 수 있다. 또한, 압연 후 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 높이므로 낮은 속도로의 냉각시에도 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 경질상(hard phase)의 생성을 촉진시켜 모재의 강도 향상에 유용하다. 다만, 강재를 용접한 후 입계 페라이트 상이 형성되는 경우 조대한 NbC 탄화물이 형성되어 물성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Nb을 함유할 수 있으나, 다만 용접부 충격인성의 확보 측면을 고려하여 0.05% 이하로 함유할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는데 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 함유하는 것이 바람직하나, 과도하게 첨가하여 0.02%를 초과하게 되면 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의해 저온 충격인성이 열화될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti을 0.005~0.02%로 포함할 수 있다.
질소(N): 20~100ppm
질소(N)는 상기 Ti과 함께 첨가시 TiN 석출물을 형성하여 용접시 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 20ppm 이상으로 함유하는 것이 바람직하며, 상기 N의 함량을 20ppm 미만으로 제어할 경우 제강부하를 크게 증가시키고, 결정립 성장 억제 효과가 충분하지 못하게 된다. 반면, 상기 N의 함량이 100ppm을 초과하게 되면 AlN이 형성되어 표면크랙을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N를 20~100ppm으로 포함할 수 있다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재의 물성을 더욱 향상시키기 위한 목적에서 다음과 같이 V을 추가로 더 포함할 수 있다.
바나듐(V): 0.01~0.1%
바나듐(V)은 다른 합금원소들에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 따라서, PWHT 후 강도의 확보가 충분하지 아니한 경우 0.01% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 MA와 같은 경질상의 분율이 증대하여 용접부의 저온 충격인성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 첨가시 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 Fe다. 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.
한편, 상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 표현되는 탄소당량(Ceq)이 0.42 미만인 것이 바람직하다.
상기 탄소당량(Ceq)이 0.42 이상이면 모재 및 용접열영향부의 인성이 열위할 우려가 있을 뿐만 아니라, 용접 전 예열온도가 증가하여 제조비용이 증가되는 문제가 있다.
[관계식 1]
0.42 > C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
(여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
상술한 합금조성과 Ceq 값이 제어된 본 발명의 강재는 10~40mm의 두께를 가지며, 미세조직으로 면적분율 20~60%의 침상 페라이트 및 40~80%의 베이나이트 상을 포함할 수 있다.
본 발명의 강재는 미세조직으로서 저온조직을 가짐으로써 강도 및 인성을 우수하게 확보할 수 있다.
만일, 상기 침상 페라이트 상이 20% 미만이거나 베이나이트 상이 80%를 초과하게 되면 강도 확보에는 유리한 반면 인성이 열화될 우려가 있으며, 반면 상기 침상 페라이트 상이 60%를 초과하거나, 베이나이트 상이 40% 미만으로 형성되면 강도를 충분히 확보하기 어려울 수 있다.
한편, 본 발명의 강재는 상술한 조직을 제외하고 마르텐사이트 상(템퍼드 마르텐사이트 상)을 일정 분율로 포함할 수 있으며, 바람직하게는 면적분율 10% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.
나아가, 본 발명의 강재는 용접을 행할 수 있으며, 상기 용접 후 용접열영향부(HAZ) 내의 용융선(Fusion line)의 미세조직이 페라이트와 베이나이트 상을 가지는 것이 바람직하다.
즉, 본 발명의 강재는 용접 후 용융선의 미세조직으로 연질상 및 경질상을 적절히 형성하는 것으로부터, 용접부의 강도 및 인성을 유리하게 확보할 수 있다.
이때, 상기 용융선의 미세조직의 각 상 분율에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 바람직하게는 상기 페라이트 상을 5~20면적%로 함유할 수 있으며, 잔부 조직으로 베이나이트 상을 포함할 수 있다. 상기 본 발명의 용융선은 상기 페라이트 상과 베이나이트 상을 제외하고, 5% 이하(0% 포함)로 MA상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 강재는 모재 및 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)은 탄질화물을 포함하며, 상기 탄질화물은 MC 또는 M(C,N) 형태이고, 상기 M은 Mo 및 Ti 중 1종 이상이고, 상기 Mo은 20중량% 이상인 것이 바람직하다.
상기 탄질화물이 용융선 내에 형성됨으로써 오스테나이트 결정립이 조대화되는 것을 방지하는 효과가 있으며, 이로 인해 상기 용접열영향부는 오스테나이트 평균 결정립 크기가 500㎛ 이하인 효과가 있다.
본 발명은 PWHT 후에도 모재의 미세조직이 상술한 바와 동일하게 가질 수 있으며, 이로 인해 PWHT 후 450MPa 이상의 인장강도를 가지면서, -50℃에서 샤르피 충격흡수에너지가 200J 이상으로서 강도 및 저온 충격인성이 우수한 효과가 있다.
또한, 본 발명은 용접 후 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)의 조직을 상술한 바와 같이 제어함으로써 PWHT 전에는 인장강도가 450MPa 이상, -50℃에서 샤르피 충격흡수에너지가 50J 이상인 반면, PWHT 후 상기 용접열영향부의 인장강도가 450MPa 이상이고, -50℃에서 샤르피 충격흡수에너지를 100J 이상으로 확보할 수 있다.
한편, 본 발명에 있어서 상기 용접 방법으로는 대입열 용접을 적용할 수 있으며, 일 예로 입열량 100~200KJ/cm의 EGW(Electro Gas Welding) 방법을 적용할 수 있다. 상기 EGW 방법은 1 패스(1-pass) 용접 방법으로서, 통상의 다패스(multi-pass) 용접 방법에 비해 경제적으로 유리한 효과가 있다.
즉, 본 발명의 강재는 대입열 용접을 적용하더라도 강도 및 인성이 우수한 용접열영향부를 얻을 수 있는 것이다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1050~1250℃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 1050℃ 미만이면 슬라브 내 생성된 탄질화물 등의 재고용이 어려워진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 강 슬라브를 1050~1250℃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 1200~Ar3+30℃의 온도범위에서 행할 수 있으며, 상기 마무리 압연은 Ar3 이상에서 행할 수 있다. 상기 조압연시 온도가 Ar3+30℃ 미만이면 후속하는 마무리 압연시 온도가 Ar3 미만으로 저하되어 품질 불량이 발생할 우려가 있다.
본 발명에서 Ar3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni - 80Mo + 119V + 124Ti - 18Nb + 179Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 상온~550℃의 온도범위로 냉각할 수 있으며, 이때 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각을 행할 수 있다.
상기 냉각시 냉각속도가 5℃/s 미만이면 페라이트 결정립이 조대화될 우려가 있으며, 상부 베이나이트의 패킷(packet) 크기가 조대화되어 목표로 하는 물성의 확보가 어려워질 수 있다. 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하니 아니하나, 설비사양과 열연강판의 두께 등을 고려하여 100℃/s 이하로 행할 수 있다.
또한, 냉각종료온도가 550℃를 초과하게 되면 펄라이트 또는 상부 베이나이트 상이 형성되어 강도와 인성이 저하될 우려가 있다.
한편, 상술한 바에 따라 냉각을 행함에 있어서, 상기 냉각은 마무리 열간압연을 완료한 직후 개시할 수 있으며, 바람직하게 상기 냉각은 650℃ 이상에서 개시할 수 있다. 만일, 상기 냉각의 개시 온도가 650℃ 미만이면 페라이트 분율이 과도하게 높아져 강도를 충분히 확보하기 어렵다. 따라서, 상기 냉각은 650℃ 이상에서, 보다 유리하게는 740℃ 이상에서 개시할 수 있다.
상술한 바에 따라 냉각이 완료된 본 발명의 열연강판은 미세조직이 면적분율 20~60%의 침상 페라이트 및 40~80%의 베이나이트로 구성됨으로써 충분한 강도를 확보할 수 있다. 이때, 마르텐사이트 상을 10% 이하(0% 포함)로 포함하여도 무방하다.
이러한 열연강판의 미세조직은 용접 후 행해지는 PWHT 공정 후에도 그대로 유지되며, 다만 베이나이트 상과 마르텐사이트 상은 템퍼드 베이나이트 혹은 템퍼드 마르텐사이트 상으로 변태될 수 있다.
상술한 일련의 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강재에 대해 용접을 행할 수 있으며, 이때 입열량 100~200KJ/cm의 대입열 EGW 공정으로 행할 수 있다.
상기 대입열 EGW 후 형성된 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)의 미세조직으로 페라이트 및 베이나이트를 포함할 수 있다. 이때, 일부 MA상을 포함할 수 있으며, 면적분율 5% 이하로 포함함이 바람직하다.
상기와 같은 미세조직을 가지는 용접열영향부는 후속 PWHT 공정 이후에도 450MPa 이상의 인장강도 및 -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지를 100J 이상으로 확보할 수 있다.
더불어, 상기 용접을 완료한 후에는 잔류응력의 제거 등을 목적으로 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 공정을 행할 수 있다.
상기 용접후열처리(PWHT) 공정 조건은 특별히 한정하지 아니하나, 590~620℃의 온도범위에서 60분 이상 행할 수 있다.
일반적으로 장시간의 PWHT 공정 이후에는 강의 강도 및 인성의 열화가 발생하는 반면, 본 발명의 강재는 위와 같은 PWHT 공정을 행하더라도 강도 및 인성의 큰 저하가 없다.
구체적으로, 본 발명의 강재(모재)는 PWHT 이후에도 450MPa 이상의 인장강도, -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지를 200J 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 1)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1120~1200℃에서 재가열한 후 870℃에서 마무리 압연하여 각각의 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판에 대해 680~810℃에서 냉각을 개시하여 5~70℃/s의 냉각속도로 100~200℃까지 수냉하였다. 이후 595℃에서 60분간 유지한 후 공냉하는 용접후열처리(PWHT) 공정을 행하였다. 이때, 상기 용접후열처리 공정은 2회 행하였다.
강 슬라브의 각각의 두께에 따른 제조조건은 하기 표 2에 나타내었다.
구분 합금조성(중량%) 관계식1
C Si Mn P* S* Al Nb Ni Mo V Ti N*
발명강1 0.055 0.211 1.542 61 16 0.033 0.007 0.460 0.075 0 0.0129 35 0.36
발명강2 0.071 0.210 1.520 70 20 0.030 0.006 0.460 0.063 0 0.012 28 0.37
발명강3 0.060 0.205 1.530 70 20 0.024 0.007 0.455 0.065 0.012 0.012 30 0.36
발명강4 0.072 0.198 1.541 72 21 0.025 0.006 0.435 0.042 0 0.017 67 0.37
비교강1 0.069 0.198 1.400 70 20 0.030 0.006 0.399 0 0 0.012 48 0.33
비교강2 0.063 0.204 1.412 67 21 0.029 0.053 0.437 0 0 0.012 48 0.33
(표 1에서 P*, S*, N*은 ppm으로 나타낸 것이다.)
두께
(mm)		 가열로
추출온도
(℃)		 조압연 후
잔압하율
(%)		 마무리 압연
개시온도
(℃)		 마무리 압연 종료온도
(℃)		 냉각
개시온도
(℃)		 냉각
종료온도
(℃)		 냉각속도
(℃/s)
10 1200 85 - (미지정) 870 680 200 70
15 1160 82 1000 870 740 200 60
20 1120 75 970 870 770 200 45
25 1120 70 950 870 780 200 28
30 1120 65 930 870 800 100 25
35 1120 60 930 870 810 100 17
40 1120 50 910 870 810 100 5
(두께 10mm의 경우 마무리 압연 개시온도의 지정없이 조압연 직후 마무리 압연을 행한 것이다.)
이후, PWHT 공정을 완료한 각각의 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였다.
미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, EBSD 장비를 이용하여 침상 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 상을 육안으로 구분하고, 각 분율을 측정하였다.
그리고, 각각의 강재 중 두께 30mm에 해당하는 강재에 대해 기계적 물성을 측정하였으며, 이때 인장시편은 JIS 1호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 전 두께로 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(El)을 측정하였으며, 충격시편은 JIS 4호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 두께방향 1/4t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함)지점에서 채취하여 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 상기 시험편은 PWHT 전·후에 각각 채취한 다음, 각 시험편별로 인장시험을 행하였다.
구분 두께
(mm)		 미세조직 (면적%)
침상 페라이트 베이나이트 (템퍼드) 마르텐사이트
발명강 1 10 24.1 67.1 8.8
15 29.4 64.2 6.4
20 35.5 60.3 4.2
25 41.7 58.3 0
30 48.5 51.5 0
35 55.3 44.7 0
40 59.7 40.3 0
발명강 2 10 22.8 68.0 9.2
15 27.4 66.0 6.6
20 33.7 62.0 4.3
25 39.1 60.9 0
30 47.3 52.7 0
35 53.4 46.6 0
40 57.0 43.0 0
발명강 3 10 24.2 67.2 8.6
15 29.5 64.0 6.5
20 35.8 60.3 3.9
25 40.6 59.4 0
30 47.7 52.3 0
35 55.6 44.4 0
40 58.6 41.4 0
발명강 4 10 22.8 67.7 9.5
15 27.4 66.1 6.5
20 33.7 62.3 4.0
25 38.8 61.2 0
30 46.7 53.3 0
35 52.2 47.8 0
40 58.6 41.4 0
비교강 1 10 26.3 69.5 4.2
15 32.5 67.5 0
20 36.8 63.2 0
25 44.5 55.5 0
30 49.8 50.2 0
35 57.3 42.7 0
40 63.9 36.1 0
비교강 2 10 18.2 70.6 11.2
15 24.2 67.4 8.4
20 28.9 64.6 6.5
25 33.5 63.0 3.5
30 41.2 58.8 0
35 44.5 55.5 0
40 49.2 50.8 0
구분 PWHT 전 PWHT 후
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 CVN
(-50℃,J)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 CVN
(-50℃,J)
발명강 1 430 594 52 351 432 517 59 437
발명강 2 453 665 27 294 431 532 32 231
발명강 3 447 651 25 346 425 519 35 412
발명강 4 441 645 27 243 418 512 34 315
비교강 1 347 546 25 221 381 478 36 316
비교강 2 475 683 35 304 466 548 34 310
상기 표 3 및 표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건에 의해 제조된 강재의 두께별 미세조직을 확인할 수 있다. 구체적으로, 강재의 두께에 관계없이 의도하는 분율로 침상 페라이트와 베이나이트 상이 적절히 형성됨에 따라, PWHT 후에도 강도 및 충격인성의 열화가 거의 없음을 확인할 수 있다.
반면, 합금조성이 본 발명을 만족하지 못하는 비교강 1은 PWHT 전 발명강들에 비해 강도 또는 인성이 다소 낮음을 확인할 수 있다.
한편, 비교강 2는 Nb의 과다 첨가로 인해 모재의 강도 및 인성이 발명강들과 유사한 반면, 하기에 확인한 바와 같이 용접열영향부의 충격인성이 열위하였다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 발명강 1은 PWHT를 행하기 전의 경우 침상 페라이트와 베이나이트가 혼재되어 있는 것을 확인할 수 있으며, PWHT 후에는 템퍼링 효과에 의하여 침상 페라이트와 템퍼드 베이나이트가 생성됨을 확인할 수 있다.
( 실시예 2)
상기 실시예 1과 같이 상기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각] 공정을 거쳐 제조한 각각의 열연강판에 대해 170KJ/cm의 입열량으로 1 패스 대입열 용접(EGW)을 행하여 용접열영향부를 형성하였다. 이후, 595℃에서 60분간 유지한 후 공냉하는 용접후열처리 공정을 행하였다. 이때, 상기 용접후열처리 공정은 2회 행하였다.
이후, PWHT 공정을 완료한 각각의 강재 중 두께 30mm에 해당하는 강재의 용접열영향부 내 용융선(FL)에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였다.
상기 용융선(FL)의 미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, EBSD 장비를 이용하여 페라이트, 베이나이트와 경질상(MA상)을 육안으로 구분하고, 각 분율을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 또한, 상기 용융선(FL)의 오스테나이트 평균 결정립 크기를 측정하고, 그 결과를 함께 나타내었다.
그리고, 용접열영향부 내 용융선(FL)에서 시험편을 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS), 연신율(El) 및 충격인성(CVN)을 측정하였다. 이에 더하여, FL+1, FL+3 및 FL+5 부위에서도 각각 시험편을 채취하여 충격인성(CVN)을 측졍하고, 그 결과를 하기 표 6에 나타내었다 (여기서, +1, +3, +5 부위는 용융선을 기준으로 모재 방향으로 각각 1mm, 3mm, 5mm 떨어진 지점을 의미한다). 이때, 상기 충격인성(CVN)의 측정은 PWHT 전·후에 시험편을 각각 채취한 다음, 각 시험편별로 평가하였다.
구분 AGS (㎛) 미세조직(분율%)
페라이트 베이나이트 경질상(MA)
발명강 1 258 10.4 86.5 3.1
발명강 2 241 10.9 85.8 3.3
발명강 3 267 12.9 84.2 2.9
발명강 4 159 10.8 86.7 2.5
비교강 1 245 8.1 88.7 3.2
비교강 2 231 11.4 83.2 5.4
구분 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 PWHT 전 CVN (-50℃, J) PWHT 후 CVN (-50℃, J)
FL FL+1 FL+3 FL+5 FL FL+1 FL+3 FL+5
발명강
1		 354 512 22 53 97 281 398 104 165 385 422
발명강
2		 368 531 20 69 174 165 201 116 188 211 245
발명강
3		 356 516 20 50 51 180 202 102 145 265 407
발명강
4		 394 505 24 87 161 168 250 133 208 214 301
비교강
1		 343 470 23 42 111 167 195 84 122 196 309
비교강
2		 389 563 24 21 49 114 189 65 97 164 321
상기 표 5 및 표 6에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건에 의해 제조된 강재를 EGW 방법으로 용접하여 얻은 용접열영향부 내 용융선(FL)의 미세조직을 확인할 수 있다. 구체적으로, 발명강 1 내지 4는 용융선의 조직으로 연질상과 경질상이 적절히 형성됨에 따라, PWHT 후에도 강도 및 충격인성의 열화가 거의 없음을 확인할 수 있다.
반면, 합금조성이 본 발명을 만족하지 못하는 비교강 1 및 2는 용접열영향부 내 용융선의 PWHT 후 충격인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 발명강 4는 용접재료(WM)와 더불어 FL, FL+1, FL+3 및 FL+5 부위 모두 50J 이상의 충격인성에너지 값을 나타내는 것을 확인할 수 있다.
또한, 도 3에 나타낸 바와 같이, 발명강 4는 PWHT 후에 모재 및 용접열영향부 내 용융선의 충격인성이 50J 이상으로 확보되었음을 확인할 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.08%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.008% 이하(0% 제외), 황(S): 0.003% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 20~100ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
    모재의 미세조직이 면적분율 20~60%의 침상 페라이트 및 40~80%의 베이나이트 상을 포함하고,
    용접 후 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)의 미세조직이 페라이트 및 베이나이트 상을 포함하며,
    10~40mm의 두께를 가지는 용접열영향부 인성이 우수한 강재.

    [관계식 1]
    0.42 > C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
    (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 바나듐(V): 0.01~0.1%을 더 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 모재 및 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)은 탄질화물을 포함하며,
    상기 탄질화물은 MC 또는 M(C,N) 형태이고, 상기 M은 20중량% 이상의 Mo 및 잔부 Ti인 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 용접열영향부는 오스테나이트 평균 결정립 크기가 500㎛ 이하인 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 모재는 면적분율 10% 이하(0% 포함)로 마르텐사이트 상 또는 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 PWHT 후 인장강도가 450MPa 이상, -50℃에서 샤르피 충격흡수에너지가 200J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 용접열영향부는 PWHT 후 인장강도가 450MPa 이상, -50℃에서 샤르피 충격흡수에너지가 100J 이상인 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  8. 제 1항에 있어서,
    상기 용접은 EGW(Electro Gas Welding)이고, 입열량 100~200KJ/cm의 대입열용접 방법인 용접열영향부 인성이 우수한 강재.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.08%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.008% 이하(0% 제외), 황(S): 0.003% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.05%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02%, 질소(N): 20~100ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 1200~Ar3+30℃의 온도범위에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 Ar3 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 상온~550℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계
    를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.

    [관계식 1]
    0.42 > C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Cu+Ni)/15
    (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 바나듐(V): 0.01~0.1%을 더 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
  11. 제 9항에 있어서,
    상기 냉각된 열연강판을 입열량 100~200KJ/cm으로 EGW 공정을 행하는 단계를 더 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 EGW 후 형성된 용접열영향부 내 용융선(Fusion line)의 미세조직이 페라이트 및 베이나이트 상을 포함하는 것인 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
  13. 제 11항에 있어서,
    상기 EGW 공정 후 590~620℃의 온도범위에서 용접후열처리(PWHT)를 행하는 단계를 더 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
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