KR20130127190A - 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000ＭＰａ급 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접부 인성이 우수한 인장강도 1000ＭＰａ급 초고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 구조물 설계 등에 사용되는 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 강재의 합금성분 및 제조조건을 정밀하게 제어함으로써 모재 및 용접부의 인성이 모두 우수한 1000MPa 급 초고강도 강판을 제조할 수 있다.

Description

용접부 인성이 우수한 인장강도 1000ＭＰａ급 초고강도 강판 및 그 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET OF 1000MPa GRADE HAVING EXCELLENT WELDED ZONE TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 구조물 설계 등에 사용되는 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급의 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 국내외 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물을 설계하는데에 있어서, 고강도 특성을 갖는 극후물 강의 개발이 요구되고 있다. 구조물을 설계할 시 고강도 강을 사용할 경우, 구조물의 형태를 경량화할 수 있어 경제적인 이득을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보 가능하다.
그러나, 초고강도 강의 경우에는 용접시 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)의 미세조직이 강도가 높은 저온변태상들로 이루어짐에 따라 용접 열영향부(HAZ)의 물성, 특히 인성이 매우 취약해지는 단점이 있다. 이러한 이유로, 구조재의 특성상 용접부 인성을 확보하는 것이 매우 중요하지만, 1000MPa급 이상의 초고강도 강에 있어서는 모재의 물성과 용접부의 물성을 동시에 확보하는 것이 기술적으로 매우 어려운 상황이다.
한편, 종래 600MPa 이상의 고강도 강의 경우에는 용접부 물성을 확보하기 위해 TiN 석출물을 이용한 용접 열영향부(HAZ)의 미세조직을 미세화시키거나 또는 Oxide Metallurgy 기술을 이용하여 용접 열영향부(HAZ)에 상부 베이나이트 생성을 억제하는 입내 페라이트 생성을 촉진시켜 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 개선하고자 하였다.
그러나, 1000MPa급 이상의 초고강도 강을 용접할 시 용접 열영향부(HAZ)는 일반적으로 침상형 페라이트나 베이나이트 조직이 아닌 인성이 매우 낮은 마르텐사이트와 같은 조직으로 이루어져 있고, 이러한 마르텐사이트 조직이 형성되는 경우 TiN 석출물 형성에 따른 결정립 미세화 효과만으로는 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 확보하는데 어려움이 있으며, Oxide Metallurgy 기술의 경우에는 그 효용성에 대한 의문이 제기되고 있는 실정이어서 적용 가능성이 낮다고 볼 수 있다.
본 발명의 일 측면은, 합금원소의 종류 및 함량과 제조조건을 적절히 제어함으로써, 용접부의 인성을 향상시킨 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.06~0.10%, Mn: 2.5~4.0%, Al: 0.5~1.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.10%, N: 0.0015~0.0150%, B: 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 미세조직은 면적분율로 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분계로 조성되는 강 슬라브를 1050~1200℃의 범위로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 1250℃~Tnr의 온도 범위에서 조압연 하는 단계; 상기 조압연된 강 슬라브를 Ar3(페라이트 변태 개시 온도)~850℃의 온도 범위에서 강판으로 마무리 압연하는 단계; 및 상기 열간압연된 강판을 10~20℃/s의 속도로 상온~Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)의 온도까지 냉각한 후 냉각을 종료하는 단계를 포함하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판의 제조방법.
본 발명에 따라, 강재의 합금성분의 제어와 제조조건을 제어함으로써 인장강도 1000MPa 이상이며, 용접시 용접 열영향부(HAZ)의 충격인성이 -5℃에서 45J 이상을 가지는 용접부의 인성이 우수한 초고강도 강재를 제공할 수 있다.
도 1은 발명예 2의 모재의 조직을 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 발명예 2의 용접 열영향부(HAZ)의 조직을 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명에서 제안하는 용접 모사 공정을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 종래의 초고강도 강재에 있어서, 모재의 물성과 함께 용접부의 물성을 동시에 확보하기 어려웠던 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과, 합금원소의 함량과 제조조건을 정밀하게 제어함으로써 용접부의 인성을 향상시킨 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하였다.
이하, 본 발명의 일 측면으로서, 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판에 대해 설명한다.
상기 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.06~0.10%, Mn: 2.5~4.0%, Al: 0.5~1.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.10%, N: 0.0015~0.0150%, B: 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하, 본 발명의 초고강도 강판에 있어서, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때 성분원소의 함량은 모두 중량%를 의미한다.
C: 0.06~0.10%
탄소(C)는 강판 기지(matrix)에 마르텐사이트 조직을 생성시키는 가장 중요한 원소이다. 따라서, 적절한 범위 내에서 강중에 함유될 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 미세조직 내 페라이트의 분율이 10% 미만으로 형성되고, 반면 그 함량이 0.06% 이하일 경우에는 오히려 마르텐사이트의 생성을 방해하고, 베이니틱 페라이트(BF)의 형성을 촉진하여 결과적으로 강판의 강도가 하락되는 결과를 초래한다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량 범위는 0.06~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Mn: 2.5~4.0%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 2.5% 이상으로 함유될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 4.0%를 초과하게 되면 과도한 경화능의 증가로 인해 페라이트의 생성을 저해하고, 마르텐사이트의 생성만을 촉진하여 용접부의 인성을 크게 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량 범위는 2.5~4.0%로 제어하는 것이 바람직하다.
Al: 0.5~1.5%
알루미늄(Al)은 페라이트 안정화 원소로서, 초고강도 강재에서 용접부의 인성을 확보하는데 핵심이 되는 페라이트의 분율을 확보하기 위해서는 Al이 0.5% 이상으로 함유될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 페라이트의 분율이 과다하게 형성되어 모재의 강도가 하락하여 초고강도에 적합한 강도의 확보가 어려워지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량 범위는 0.5~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.005~0.10%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시키는 역할을 하는 원소이다. 또한, 고온으로 재가열할 시 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Nb의 첨가량이 0.005% 이상으로 될 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.10%를 초과하여 너무 과도하게 첨가되면 강재의 모서리에 취성 크랙을 야기할 가능성이 있다. 따라서, 본 발명에서 Nb의 함량 범위는 0.005~0.10%로 제어하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005~0.10%
티타늄(Ti)은 고온으로 재가열할 시 TiN으로 석출하여 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 원소로서, TiN의 효과적인 석출을 위해서는 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.10%를 초과하여 너무 과도하게 첨가되면 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 Ti의 함량 범위는 0.005~0.10%로 제어하는 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.0040%(5~40ppm)
보론(B)은 저가의 원소이지만 강력한 경화능을 나타내는 원소이다. B는 소량의 첨가만으로도 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로, 0.0005% 이상으로 첨가시킬 필요가 있으나, 다만 너무 과도하게 첨가하게 되면 저온인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 B의 함량 범위는 0.0005~0.0040%로 제어하는 것이 바람직하다.
N: 0.0015~0.0150%(15~150ppm)
질소(N)는 강재의 강도를 증가시키는 반면, 인성을 크게 감소시키는 원소이므로, 그 함량을 0.0150% 이하로 제한할 필요가 있다. 다만, TiN 석출물의 효과적인 생성 및 제강부하를 감소를 위해서는 0.0015% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 N의 함량 범위는 0.0015~0.0150%로 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 성분계를 가지는 강판으로서, 용접부 인성이 우수한 초고강도 강판이 되기 위한 바람직한 조건으로 내부조직의 종류에 대해 추가적으로 한정할 필요가 있다.
즉, 본 발명에 따른 초고강도 강판 모재의 미세조직은 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 초고강도 강판에 있어서, 모재의 미세조직 중 마르텐사이트의 분율이 90% 이상이고, 페라이트의 분율이 10% 이하로 형성될 경우, 높은 강도로 인하여 모재의 충격인성이 저하되는 문제점이 있으므로, 페라이트 분율을 10% 이상으로 유지하는 것이 필요하다. 다만, 페라이트 분율이 15% 이상으로 너무 많이 형성되고, 마르텐사이트의 분율이 85% 이하로 생성될 경우에는 강도 저하로 인해, 본 발명에서 목표로 하는 강도, 즉 1000MPa 이상의 인장강도를 확보하는데 어려움이 있을 수 있다.
상기 성분계 및 미세조직을 만족하는 초고강도 강판을 용접할 시, 용접 열영향부(HAZ)는 미세조직으로 5~20%의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에서는 모재의 용접부의 인성향상을 목적으로 Al을 첨가하고, 용접부가 매우 빠른 냉각속도로 냉각되더라도 용접 열영향부(HAZ)에서 페라이트의 형성을 유도함으로써 용접부 인성이 향상되도록 설계하였다.
이때, 용접 열영향부(HAZ)에서 페라이트의 분율은 용접 방법에 따라 달라지는데, 본 발명은 빠른 냉각속도를 적용시킬 경우에도 5% 이상의 페라이트를 얻을 수 있으며, 만일 용접부의 냉각속도가 느려질 경우에는 용접 열영향부(HAZ)의 페라이트 분율이 더욱 증가할 수 있으며, 최대 20%의 페라이트가 생성될 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 목적을 충족하는 초고강도 강판을 제조하기 위하여, 본 발명자들에 의해 도출된 가장 바람직한 일례에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다. 다만, 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명에 따른 초고강도 강판의 제조방법은 개략적으로 상술한 성분계 및 미세조직을 만족하는 강 슬라브를 재가열한 후, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연한 후, 이를 냉각하는 과정으로 이루어진다.
이하, 각 단계별 상세한 조건에 대하여 설명한다.
재가열 단계: 1050~1250℃
강 슬라브의 가열공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻을 수 있도록 강을 가열하는 공정이므로, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다. 가열공정 시, 강판 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 있을 정도로 균일하게 가열하되, 너무 높은 가열온도에 의해 결정립이 과다하게 조대화 되는 것을 방지하여야 한다.
본 발명에서는 슬라브 재가열 시, 주조 중에 형성된 Ti 및 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위해 가열온도를 1050℃ 이상으로 설정할 필요가 있다. 다만, 재가열 온도가 과다하게 높은 경우 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 재가열 온도 범위는 1050~1250℃로 설정하는 것이 바람직하다.
압연단계
강판의 저온인성을 향상시키기 위하여 오스테나이트 결정립을 미세한 크기로 제어하는 것이 바람직하며, 이는 열간압연 시 압연온도를 제어함으로써 가능하다.
본 발명에서는 열간압연 공정을 두 가지 온도영역에서 실시하는 것이 바람직하며, 상기 두 온도영역에서 재결정 거동이 상이하므로 그 조건도 각각 설정하는 것이 바람직하다.
(1) 조압연 단계: 1250℃~Tnr
상기 재가열된 슬라브는 그 형상의 조정을 위해 조압연을 실시한다. 이때, 압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 설정하여 실시하는 것이 바람직하다. 상기 온도범위에서 조압연을 실시하게 되면, 주조 중에 형성된 덴드라이트 등의 주조 조직을 파괴시킬 수 있고, 오스테나이트의 크기를 미세화하는 효과도 얻을 수 있다.
(2) 사상 압연 단계: Ar3~850℃
상기 조압연 후, 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위한 방법으로 사상 압연을 실시한다. 이때, 사상 압연 온도는 페라이트 변태 개시 온도(Ar3) 이상에서 수행하는 것이 바람직하다. 다만, 사상 압연 온도가 850℃를 초과하면, grain의 조대화로 인하여 모재의 충격인성이 저하되는 현상이 발생할 수 있다.
냉각 단계
상기 열간압연된 강판을 10~20℃/s의 속도로 냉각한 후, 상온~Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)에서 냉각을 종료한다.
냉각 시 냉각속도를 10℃/s 미만으로 느리게하거나, Mf를 초과하는 온도에서 냉각을 종료하게 되면 마르텐사이트 상이 85% 이상으로 적절하게 형성되지 않게 되어, 제조되는 강판의 인장강도가 1000MPa 이하로 될 가능성이 있다.
반면, 냉각속도가 20℃/s를 초과하여 너무 빠르면 모재의 페라이트의 분율이 10% 이하로 너무 낮게 생성되고, 동시에 마르텐사이트의 분율이 증가하게 되어 모재의 인성이 감소하거나 연성을 크게 저하시킬 수 있으므로, 냉각속도의 상한은 20℃/s로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
( 실시예 )
본 발명에 따른 강판의 조성과 제조방법의 효과를 관찰하기 위해, 하기 표 1에 기재된 조성으로 이루어진 강 슬라브를 본 발명에서 제안하는 조건에 적합하도록 압연 및 냉각을 실시하였다.
강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열한 후, 1250℃~Tnr에서 조압연한 후, Ar3~850℃에서 사상압연하고, 하기 표 2에 나타낸 각각의 냉각속도로 냉각하였다.이때, 냉각속도는 하기 표 2에 나타낸 바에 따라 각각 달리 수행하였으며, 제조된 강판의 물성을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.
이후, 냉각을 완료한 강판을 도 3에 나타낸 바에 따라 용접을 모사하였다. 도 3은 용접 열영향부(HAZ)를 모사할 경우 FCAW 용접법을 이용하여 20kJ/cm의 입열량으로 40mmt 두께를 가지는 강재를 용접할 경우의 CG(Coarse Grain) HAZ부의 열 사이클(cycle)에 대하여 모사한 것이다.
이후, 용접 열영향부(HAZ)의 미세조직과 충격인성을 관찰하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
강종 C(중량%) Mn(중량%) Al(중량%) Ti(중량%) Nb(중량%) B(ppm) N(ppm)
발명강1 0.068 3.34 1.31 0.016 0.018 21 45
발명강2 0.081 3.01 0.81 0.021 0.023 17 78
발명강3 0.092 2.76 1.02 0.018 0.019 24 81
비교강1 0.081 3.01 2.32 0.018 0.019 24 81
비교강2 0.120 3.21 0.94 0.023 0.037 19 59
강종 냉각속도
(℃/s)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 모재
마르텐사이트 분율(%)		 HAZ부
페라이트 분율(%)		 HAZ부
충격인성
(-5℃)		 구분
발명강1 15.1 810 1085 87 12 101 발명예1
발명강1 11.2 795 1054 85 10 115 발명예2
발명강2 13.4 804 1076 88 7 98 발명예3
발명강2 6.2 680 820 68 9 102 비교예1
발명강3 12.9 770 1031 85 11 109 발명예4
발명강3 28 928 1135 100 9 108 발명예5
비교강1 11.7 630 855 69 29 165 비교예2
비교강1 17.8 670 881 73 24 181 비교예3
비교강2 12.8 995 1205 100 0 37 비교예4
비교강2 16.6 1030 1220 100 0 27 비교예5
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, Al을 과도하게 첨가한 비교강 1(표 1)을 이용한 비교예 2 및 3의 경우, 모재 미세조직 내에 마르텐사이트의 분율이 85% 이상으로 형성되지 못하고, 용접 열영향부(HAZ)에서 15% 이상의 과도한 페라이트가 생성됨으로써 인장강도가 1000MPa에 미달되는 결과가 발생하였다.
또한, 발명강 2(표 1)를 이용한 비교예 1은 성분계가 본 발명에서 제안하는 범위를 모두 만족하지만 냉각속도가 10℃/s 이하로 느리게 설정된 경우로서, 모재의 미세조직 내에 마르텐사이트의 분율이 85% 이상으로 형성되지 못하여 인장강도가 1000MPa에 미달되었다.
그리고, 비교강 2(표 1)를 이용한 비교예 4 및 5는 C를 과도하게 첨가(0.1% 초과)한 경우로서, C의 과도한 첨가에 의해 경화능이 증가하여 모재 강도는 1200MPa 이상으로 상승하였으나, 용접 열영향부(HAZ)에 페라이트 상이 형성되지 못함으로써 HAZ의 충격인성이 -5℃에서 45J 이하로 측정되었다.
이에 반면, 발명예 1 내지 5는 본 발명에서 제안하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하는 경우로서, 모재의 인장강도가 1000MPa 이상이고, 용접 열영향부(HAZ)의 인성도 우수함을 확인할 수 있다.
도 1 및 2에 나타낸 바와 같이 발명예 2의 모재와 용접 열영향부(HAZ)의 조직을 살펴본 결과, 모재에서는 85% 이상의 마르텐사이트와 10% 이상의 페라이트를 포함함을 확인할 수 있으며, 용접 열영향부(HAZ)에서도 5% 이상의 페라이트를 포함함을 확인할 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.06~0.10%, Mn: 2.5~4.0%, Al: 0.5~1.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.10%, N: 0.0015~0.0150%, B: 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고,
    미세조직은 면적분율로 85~90%의 마르텐사이트(Martensite) 및 10~15%의 페라이트(Ferrite)를 포함하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판을 용접시, 용접 열영향부(HAZ)는 미세조직으로 5~20%의 페라이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판.
  3. 제 2항에 있어서,
    상기 용접 열영향부(HAZ)는 -5℃에서 45J 이상의 충격인성을 갖는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판.
  4. 중량%로, C: 0.06~0.10%, Mn: 2.5~4.0%, Al: 0.5~1.5%, Nb: 0.005~0.10%, Ti: 0.005~0.10%, N: 0.0015~0.0150%, B: 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1050~1200℃의 범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 조압연 하는 단계;
    상기 조압연된 강 슬라브를 강판으로 마무리 압연하는 단계; 및
    상기 열간압연된 강판을 10~20℃/s의 속도로 상온~Mf(마르텐사이트 변태 종료 온도)의 온도까지 냉각한 후 냉각을 종료하는 단계
    를 포함하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 조압연 하는 단계는 1250℃~Tnr의 온도 범위에서 수행하고, 상기 마무리 압연하는 단계는 Ar3(페라이트 변태 개시 온도)~850℃의 온도 범위에서 수행하는 것을 특징으로 하는 용접부 인성이 우수한 인장강도 1000MPa급 초고강도 강판의 제조방법.
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