KR20230078073A - 용접 열영향부 인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

용접 열영향부 인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 선박 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 용접에 의해 형성된 용접 열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 인성이 우수한 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

용접 열영향부 인성이 우수한 강재 및 그 제조방법{STEEL PLATE HAVING EXCELLENT HEAT AFFECTED ZONE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 선박 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 용접에 의해 형성된 용접 열영향부(Heat Affected Zone, HAZ)의 인성이 우수한 강재와 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 지구온난화로 인한 기온 상승으로 북극 해빙면적이 급속히 감소함에 따라 북극항로 개설에 대한 관심이 높아지고 있다. 지난 50년간 북극지역의 기온이 3~4℃ 상승한 것으로 관측되었고, 향후 100년간 6~7℃의 추가 기온 상승이 예상되고 있는 상황이다. 이와 같은 온도 상승으로 인해 1980년 이후 여름철 북극 해빙은 40% 정도 감소되었으며, 해빙의 두께 역시 얇아지고 있어, 북극항로 활용 가능성은 더욱 높아지고 있다.
북극항로를 개척하기 위한 선박 또는 북극항로 운행을 위한 선박은 유사시 빙하를 분쇄할 수 있는 쇄빙선(碎氷船, icebreaker)으로 건조하는 것이 필요하다. 쇄빙선은 수면의 얼음을 분쇄하여 항로를 열어 항해하는 선박을 말한다.
지금까지의 쇄빙선은 대부분 군용 또는 탐사선이지만, 최근 북극항로에 대한 관심이 높아지면서 일반 상선이나 유람선(관광선)까지 그 사용 범위가 확장되고 있다. 일 예로, 러시아는 지역적 특성상 쇄빙선 건조가 가장 적극적인 나라로써, 예르마크(Ermak)호를 비롯하여 아르끄티까, 시비르 등 2020년 기준 전세계적으로 40여 척의 쇄빙선이 활동하고 있고, 쇄빙선의 건조는 앞으로 더 증가할 것으로 예상된다.
한편, 쇄빙선의 선체에 사용되는 강재는 북극항로의 낮은 온도에서 견디기 위해 극저온에서도 우수한 충격인성을 가져야 하며, 동시에 선체를 보호하기 위해서는 높은 강도를 요구한다.
조선사에서는 쇄빙선의 건조시 생산성을 향상시키기 위하여 강재의 용접시 입열량을 증가시키는 것이 유리하다. 그런데, 용접 입열량을 증가시키는 경우 용접 열영향부의 인장강도와 인성이 저하되는 문제가 발생하므로, 위와 같이 용접시 입열량을 높이더라도 용접 열영향부 인성이 저하되지 않는 강재를 요구하고 있는 실정이다.
일반적으로 높은 입열량으로 제조된 용접 열영향부의 인성을 확보하기 위해서는, 질소 함량을 높여 미세한 TiN 석출물을 생성시킴에 의해 용접 열영향부의 입도를 미세화하는 방식(특허문헌 1)을 사용하고 있다. 하지만, 이 경우 높은 질소 함량에 따른 자유 질소(Free N)로 인해 모재의 충격 인성 저하가 발생하기 쉬우며, 작아진 입도로 인해 경화능이 저하됨에 따라 용접 열영향부의 인장강도가 낮아지고, 저온 변태상이 다량 생성되는 경우에는 인성이 저하되는 문제점도 발생하게 된다.
따라서, 모재의 강도와 인성을 확보하면서, 용접 입열량을 높여 용접을 행한 경우에도 동시에 용접 열영향부에서도 우수한 인성을 확보할 수 있는 강재의 제조 기술이 요구되고 있는 실정이다.
일본 공개특허공보 제2005-200716호
본 발명의 일측면은 고강도와 고인성을 갖는 강재를 일정 이상의 입열량으로 용접하더라도, 용접 열영향부에서 우수한 인성을 확보할 수 있는 강재와 이를 제조하는 방법을 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 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니켈(Ni): 0.7~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 티타늄(Ti): 0.010~0.018%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.003~0.006%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
입열량 100~200KJ/cm로 용접한 용접 열영향부(HAZ)는 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 영역에서 베이나이트 상을 면적분율 90% 이상으로 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1100~1180℃로 재가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 800℃ 이상의 온도에서 사상압연하여 열연강재를 제조하는 단계; 및 상기 열연강재의 두께(t, 단위 mm)의 t/4 지점의 온도가 600℃ 이하까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 모재의 강도 및 인성이 우수할 뿐만 아니라, 용접 열영향부에서도 우수한 강도와 인성을 확보할 수 있는 강재 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다. 위와 같은 강재는 쇄빙선, 극저온 환경의 구조물 등 다양한 분야에서 적용될 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 태양을 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
본 발명의 발명자는 높은 강도와 인성을 갖는 강재에 대하여 용접 입열량을 높여 대략 100~200kJ/cm의 중입열 용접을 행하는 경우, 형성된 용접 열영향부의 인성, 특히 저온 인성을 향상시키기 위한 기술에 대해 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성과 제조조건을 최적화하여 용접 열영향부의 용융선(Fusion Line, FL) 부근의 조직을 경질상으로 확보하면서, 입도 제어에 의해 본 발명의 기술적 목적을 달성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 용접 열영향부 인성이 우수한 강재는 합금조성이 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니켈(Ni): 0.7~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 티타늄(Ti): 0.010~0.018%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.003~0.006%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.002% 이하로 구성될 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강재의 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): 0.04~0.07%
탄소(C)는 모재뿐만 아니라 용접 열영향부의 강도를 확보하는 데에 가장 중요한 원소이므로, 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있다.
상기 C의 함량이 0.07%를 초과하게 되면 경화능이 향상되어 강도가 과도하게 높아지고, 미세 경질상의 석출로 인해 용접 열영향부 인성이 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.04% 미만이면 강도 하락을 초래하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 C는 0.04~0.07%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.045% 이상, 0.065% 이하로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.5~1.7%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고, 저온 변태상이 형성되도록 경화능을 높이는 데에 유용한 원소이다.
본 발명에서는 용접 열영향부의 강도를 610MPa 이상으로 확보함을 목표로 하는 바, 이를 위해서는 1.5% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.7%를 초과하게 되면 경화능이 과도하게 높아져 오히려 용접 열영향부의 인성이 크게 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.5~1.7%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.3% 및 알루미늄(Al): 0.01~0.04%
실리콘(Si)과 알루미늄(Al)은 제강 및 연주 공정 시 용강 내에 용존 산소를 슬래그(slag) 형태로 석출시켜 탈산작업에 필수적인 원소이다. 전로를 이용한 강재 제조시에는 Si은 0.1% 이상, Al은 0.01% 이상으로 함유되는 것이 바람직하다. 다만, 이들 원소의 함량이 과도할 경우, Si과 Al 복합 산화물이 조대하게 생성되거나, 용접 열영향부 미세조직 내에 미세 경질상이 다량 생성될 우려가 있으므로, Si은 0.3% 이하, Al은 0.04% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.7~1.0%
니켈(Ni)은 저온에서 전위의 크로스 슬립(cross slip)을 용이하게 만들어 충격 인성을 향상시키고 경화능을 높여 강도를 증가시키는데 중요한 원소이다.
본 발명은 용접 열영향부의 용융선 부근에서 경질상(바람직하게는 베이나이트 상)을 형성시키고자 하며, 이러한 경질상 조직에서의 충격 인성을 향상시키기 위해서는 Ni을 0.7% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 경화능이 과도해져 오히려 인성이 저하되는 문제가 있으며, 제조원가도 크게 상승시키는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ni은 0.7~1.0%로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시켜 강도를 높이는 데에 유용한 원소로서, 본 발명에서 목표로 하는 강도의 확보를 위해 0.05% 이상으로 Mo을 포함하는 것이 바람직하다. 하지만, 그 함량이 과도한 경우 강도가 지나치게 높아져 인성이 저하될 우려가 있으므로, 0.30%를 넘지 않는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.010~0.018%
티타늄(Ti)은 재가열시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제함으로써 인성을 크게 향상시키는 효과가 있다. TiN을 효과적으로 석출시키기 위해서는 상기 Ti을 0.010% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 하지만, 그 함량이 0.018%를 초과하게 되면 연주 노즐의 막힘 또는 중심부 정출에 의해 저온 인성이 저하되는 문제와 함께, Ti와 N의 함량비(Ti/N)가 낮아져 TiN 석출물이 조대해짐에 따라 용접 열영향부의 인성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.010~0.018%로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.03%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb은 압연시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Nb을 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 강재의 모서리에 취성 크랙이 야기될 가능성이 높고, 용접 열영향부에 다량의 미세 경질상이 생성되어 인성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Nb은 0.01~0.03%로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.003~0.006%
질소(N)는 상기 Ti과 결합하여 TiN으로 석출됨에 의해 구 오스테나이트 결정립의 성장을 억제함으로서, 입도 미세화 효과를 나타낸다. 이와 같이, 미세한 TiN 석출물을 형성하기 위해서는 상기 N를 0.003% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.006%를 초과하게 되면 자유 질소(Free N)의 생성으로 인성이 저하될 뿐만 아니라, AlN이 석출되어 슬라브 크랙을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 상기 N은 0.003~0.006%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.004% 이상, 0.005% 이하로 포함할 수 있다.
인(P): 0.007% 이하 및 황(S): 0.002% 이하
인(P)은 및 황(S)은 결정립계 취성을 유발하거나, 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로서, 강재의 취성균열 전파 저항성을 향상시키기 위한 목적에서 상기 P은 0.007% 이하, 상기 S은 0.002% 이하로 제한할 수 있다.
이들 원소들은 0%인 것이 유리하나, 불가피하게 첨가될 수 있음을 고려하여 0%는 제외할 수 있을 것이다.
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 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 미세조직이 베이나이트 단상이거나 면적분율 90% 이상의 베이나이트와 잔부 애시큘러 페라이트(Acicular Ferrite)로 구성될 수 있으며, 이로부터 상기 강재는 인장강도 610~770MPa, -20℃에서 충격 인성이 33J 이상이다.
한편, 본 발명의 강재를 중입열(약 100~200kJ/cm)로 용접하여 형성된 용접 열영향부는 용융선(Fusion line, FL)~FL+3mm 영역에서 면적분율 90% 이상으로 베이나이트 상을 포함하는 것이 바람직하다.
상기 용융선 영역의 베이나이트 상이 90% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
상기 용융선 영역은 베이나이트 단상일 수도 있으나, 베이나이트(Bainite) 외에 애시큘러 페라이트(Acicular Ferrite) 상을 포함할 수 있다. 그리고, 상기 베이나이트 상과 애시큘러 페라이트 조직 내에 MA 상이 미량 포함될 수도 있으며, 이때 함유되는 MA상은 상기 용융선의 물성을 저해하지 않는 수준임을 밝혀둔다.
또한, 상기 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 영역은 구 오스테나이트 평균 입도가 100㎛ 이하인 것이 바람직하다. 이와 같이, 용융선 영역에서 결정립 크기를 미세화시킴에 의해 목표 수준의 강도와 인성을 유리하게 확보할 수 있다.
구체적으로, 상기 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 영역은 인장강도 610MPa 이상, -20℃에서 충격인성이 33J 이상으로 강도 및 저온 인성이 우수하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 용접 열영향부 인성이 우수한 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 강재는 전술한 조성을 충족하는 강 슬라브를 재가열하고 조압연 및 사상압연 한 후, 냉각하는 과정을 거쳐 제조될 수 있다. 이하, 각 과정을 상세히 설명한다.
슬라브 재가열: 1100~1180℃
전술한 합금조성을 충족하는 강 슬라브를 1100~1180℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도를 1100℃ 이상으로 하여 주조 중 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키는 것이 바람직하다. 다만, 과도하게 높은 온도로 재가열하는 경우에는 오스테나이트가 조대화 될 우려가 있으므로, 상기 재가열 온도는 1180℃ 이하인 것이 바람직하다.
조압연: 900℃ 이상
상기 재가열된 강 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 조압연을 실시한다. 상기 조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하며, 이에 상기 조압연은 900℃ 이상의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조 중에 형성된 덴드라이트 등 주조 조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 입도를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다.
상술한 온도에서 조압연시 충분한 재결정을 일으켜 조직을 미세화하기 위해서 조압연 총 누적압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다.
사상압연: 800℃ 이상
상기 조압연된 강판의 오스테나이트 조직을 불균일 미세조직으로 도입하기 위하여 사상압연을 실시하여 열연강재를 제조한다. 구체적으로, 조직 내에 최대한 변형을 주기 위해 상기 사상압연은 800℃ 이상의 온도에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 사상압연 온도가 800℃ 미만인 경우에는 압연 종료 후 수냉 실시 전 공냉 중에 페라이트가 석출하게 되어 강도가 저하되게 되므로, 800℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다.
상술한 온도에서 사상압연시 최대한으로 미세한 조직을 생성시키기 위해서 상기 사상압연의 누적압하율은 50% 이상인 것이 바람직하다.
압연 후 냉각: t/4 지점의 온도가 600℃ 이하의 온도까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각(t: 열연강재의 두께(단위 mm))
상기에 의해 제조된 열연강재의 냉각시 냉각속도가 10℃/s 미만이거나, 냉각 종료온도가 600℃를 넘는 경우에는 후속 용접에 의해 형성되는 용접 열영향부의 미세조직에 영향을 미치는 모재의 미세조직이 조대화될 우려가 있다. 상기 냉각속도의 상한을 본 발명에서 특별히 한정하지 않으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 상기 냉각속도는 100℃/s 이상 가능하므로, 바람직할 일예로 상기 냉각속도는 200℃/s 이하인 것이 바람직하다. 본 발명에서 상기 냉각의 종료 온도에 대하여 특별히 한정하지 아니하며, 상온까지 행하더라도 무방함을 밝혀둔다.
상기 냉각이 완료된 열연강재는 용접을 행할 수 있으며, 상기 용접은 중입열, 예를들어 입열량 100~200KJ/cm으로 행할 수 있다. 이때, 상기 입열량을 적용할 수 있는 용접 방법이라면, 어떠한 용접 방법이라도 무방하다. 비 제한적인 예로서 EGW 일 수 있다.
본 발명에 따른 열연강재를 중입열로 용접하는 경우, 형성된 용접 열영향부는 용융선 영역이 주로 베이나이트 상으로 이루어진 미세한 조직을 가지는 바, 강도뿐만 아니라 저온 인성이 우수하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 조성(나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 두께 300㎜의 강 슬라브를 1140℃의 온도로 재가열한 후, 연속하여 980℃에서 조압연을 행하고, 880℃에서 사상압연을 마무리하였다. 이후 16~35℃/s의 냉각속도로 1/4t 지점의 온도가 470~580℃로 될 때까지 냉각하여 강재를 제조하였다. 이때, 상기 조압연은 압하율 40% 이상으로 행하고, 상기 사상압연은 누적 압하율 50% 이상으로 행하였다.
위와 같이 제조된 강재에 대해, 미세조직을 측정하여 그 결과를 표 2에 나타내었다.
또한, 상기에 따라 제조된 강재에 대해 100~200KJ/cm 사이의 입열량으로 용접을 실시하였으며, 여기서 용접 열영향부(HAZ)의 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 부의 미세조직과 기계적 물성(인장강도, 저온 충격 인성)을 분석하여 그 결과를 표 2에 나타내었다.
상기 강재(모재)와 용융선의 미세조직은 광학 현미경을 이용하여 관찰한 다음 EBSD 장비를 이용하여 구분하고, 분율을 측정하였다.
그리고, 상기 강재와 용융선의 인장강도는 만능 인장기를 이용하여 측정하였으며, 저온 충격 인성은 샤르피 충격 시험기를 이용하여 -20℃에서 샤르피 충격 흡수 에너지(CVN) 값을 측정하였다.
강종 합금 조성(중량%)
C Mn Si Al Ni Mo Nb Ti N* P* S*
발명강 1 0.049 1.64 0.16 0.02 0.89 0.13 0.012 0.013 58 65 9
발명강 2 0.043 1.58 0.21 0.03 0.92 0.08 0.019 0.017 48 52 13
발명강 3 0.056 1.68 0.11 0.02 0.76 0.16 0.023 0.013 39 47 12
발명강 4 0.062 1.52 0.24 0.03 0.83 0.22 0.019 0.011 52 49 15
비교강 1 0.093 1.66 0.16 0.03 0.91 0.32 0.016 0.015 49 68 12
비교강 2 0.047 1.42 0.19 0.03 0.71 0.17 0.014 0.012 51 61 9
비교강 3 0.061 1.54 0.23 0.02 0.58 0.12 0.017 0.014 49 53 8
비교강 4 0.056 1.66 0.13 0.02 0.85 0.13 0.007 0.021 22 53 11
N*, P* 및 S*는 ppm으로 나타낸다.
강종 모재
미세조직(분율%)		 용접
입열량
(KJ/cm)		 FL~+FL+3mm
미세조직(분율%)		 FL~+FL+3mm
평균 AGS
(㎛)		 FL~+FL+3mm
인장강도
(MPa)		 FL~+FL+3mm
충격인성
(-20℃, J)
B AF B 잔부
발명강 1 98 2 135 97 AF 91 635 59
발명강 2 100 - 168 93 AF 88 623 43
발명강 3 100 - 187 96 AF 97 619 59
발명강 4 95 5 156 92 AF 92 621 82
비교강 1 100 - 163 100 - 87 679 17
비교강 2 78 22 175 67 AF+PF 97 572 63
비교강 3 74 26 166 85 AF 89 598 13
비교강 4 98 2 171 96 AF 129 612 29
B는 베이나이트, AF는 애시큘러 페라이트, PF는 폴리고날 페라이트를 의미한다.
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제한하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 4는 용접 열영향부의 강도 및 저온 인성이 우수함을 확인할 수 있다. 특히, 상기 발명강들의 용접 열영향부는 인장강도가 610MPa 이상이면서, -20℃에서의 충격 인성이 33J 이상을 만족하는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명에서 제한하는 합금조성 중 C 및 Mo의 함량이 과도한 비교예 1은 용접 열영향부의 강도가 발명강 대비 과도하게 높아짐에 의해 충격 인성이 열위하였다.
비교예 2는 Mn 함량이 불충분한 경우로서, 용접 열영향부에서 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못함에 따라 용접 열영향부의 강도가 열위하였다.
비교예 3은 Ni 함량이 불충분하여 용접 열영향부의 저온 인성이 크게 열위하였으며, 구체적으로 -20℃에서 13J로 나타났다.
비교예 4는 Ti 함량은 과도한 반면, N 및 Nb 함량이 불충분한 경우로서, 이로 인해 용접부에서 조대한 TiN이 석출되고, NbC에 의해 입자 미세화 효과가 미비하여, 구 오스테나이트 입도가 조대하였으며, 그 결과 저온 인성이 열위하였다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니켈(Ni): 0.7~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 티타늄(Ti): 0.010~0.018%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.003~0.006%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    입열량 100~200KJ/cm로 용접한 용접 열영향부(HAZ)는 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 영역에서 베이나이트 상을 면적분율 90% 이상으로 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 영역의 구 오스테나이트 평균 입도가 100㎛ 이하인 용접 열영향부 인성이 우수한 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 용융선(Fusion Line, FL)~FL+3㎜ 영역은 인장강도 610MPa 이상, -20℃에서 충격인성이 33J 이상인 용접 열영향부 인성이 우수한 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 미세조직으로 면적분율 90% 이상(100% 포함)의 베이나이트(bainite) 및 잔부 애시큘러 페라이트를 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강재.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.04~0.07%, 망간(Mn): 1.5~1.7%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.04%, 니켈(Ni): 0.7~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.05~0.30%, 티타늄(Ti): 0.010~0.018%, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 질소(N): 0.003~0.006%, 인(P): 0.007% 이하, 황(S): 0.002% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1180℃로 재가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 800℃ 이상의 온도에서 사상압연하여 열연강재를 제조하는 단계; 및
    상기 열연강재의 두께(t, 단위 mm)의 t/4 지점의 온도가 600℃ 이하까지 10℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계
    를 포함하는 용접 열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 조압연하는 단계는 40% 이상의 압하율로 행하는 것인 용접 열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 마무리 압연하는 단계는 누적압하율 50% 이상으로 행하는 것인 용접 열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각 후 열연강재를 용접하는 단계를 더 포함하며,
    상기 용접은 입열량 100~200KJ/cm로 행하는 것인 용접 열영향부 인성이 우수한 강재의 제조방법.
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