WO2014104706A1 - 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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    • Y02E30/10—Nuclear fusion reactors

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength austenitic steel having excellent weld heat affected zone toughness and a method of manufacturing the same.
  • Austenitic steels are used for various purposes due to their properties such as work hardening and nonmagnetic properties. Particularly, as carbon steel mainly composed of ferrite or martensite, which is mainly used, exhibits limitations in its characteristics, its application is increasing as an alternative material to overcome these disadvantages.
  • austenitic steels include superconducting applications such as linear motor car tracks and fusion reactors, non-magnetic structural materials for general electrical equipment, and industrial machinery fields where the ductility and wear resistance of steel materials are important, such as mining and transportation in the mining industry.
  • superconducting applications such as linear motor car tracks and fusion reactors, non-magnetic structural materials for general electrical equipment, and industrial machinery fields where the ductility and wear resistance of steel materials are important, such as mining and transportation in the mining industry.
  • ductility, abrasion resistance, and hydrogen embrittlement such as pipe steel, slurry pipe steel, and sour steel, etc.
  • a typical representative austenitic steel is AISI304 (18Cr-8Ni), which is an austenitic stainless steel.
  • the steel has a low yield strength, which is problematic in that it is applied as a structural material, and has a limitation in its use and application because it is inexpensive by containing a large amount of expensive elements Cr and Ni.
  • the manganese content and the carbon content is increased, in particular, in order to maintain high strength, Cr is very high with the carbon content.
  • carbides in the form of networks are formed at high temperatures along the austenite grain boundaries, thereby rapidly deteriorating the properties of steel materials, particularly ductility.
  • the carbide is more severely formed not only in the base metal but also in the heat affected zone heated to a high temperature and then cooled, thereby significantly reducing the toughness of the weld.
  • the present invention is to provide a high-strength austenitic steel and a method of manufacturing the same, which eliminates the problem of toughness occurring in the heat affected zone and improves corrosion resistance as well.
  • One embodiment of the present invention in weight percent, C: 0.8-1.5%, Mn: 15-22%, Cr: 5% or less (excluding 0), the balance Fe and other unavoidable impurities, the following (a) And (b) further comprises one or more, the microstructure of the weld heat affected zone to provide a high-strength austenitic steel having excellent weld heat affected zone toughness comprising austenitic of 90% or more by volume fraction.
  • Another embodiment of the invention is, by weight, C: 0.8-1.5%, Mn: 15-22%, Cr: 5% or less (excluding 0), the balance Fe and other unavoidable impurities, the following (a) And reheating the steel slab further comprising at least one of (b) at 1050-1120 ° C .; Hot finishing rolling the reheated steel slab at 950 ° C. or more to obtain a hot rolled steel; And it provides a method for producing a high strength austenitic steel having excellent weld heat affected zone toughness comprising the step of cooling the hot-rolled steel to less than 500 °C at a rate of 10 °C / s or more.
  • the toughness of the weld heat affected zone where the formation of carbide in the form of network is suppressed by controlling the precipitation of carbides by controlling the size of the austenite grains of the welded part and improving the stability of the austenite grain boundary.
  • This excellent high strength austenitic steel can be provided.
  • the austenitic steels can be used for a long time in a corrosive environment by improving the corrosion resistance through the addition of Cr.
  • FIG. 1 is a simulation of the heat cycle of the HAZ portion when the steel is welded using fluxcored arc welding (FCAW).
  • FCAW fluxcored arc welding
  • Example 2 is a photograph of the welding heat affected part of Inventive Example 2 according to an embodiment of the present invention with an optical microscope.
  • FIG 3 is a photograph of the welding heat affected part of Inventive Example 6 according to an embodiment of the present invention with an optical microscope.
  • the inventors of the present invention need to appropriately control the components of the steel in order not to cause the problem of deterioration of the weld toughness by carbide in the form of network even if a large amount of manganese, carbon, and chromium are added to control the structure of the steel based on austenite. The present invention was confirmed.
  • the present invention is added to the manganese, carbon and chromium in order to secure the austenite structure, at this time, the content of manganese in order to minimize the formation of carbides by carbon when the steel is subjected to a heat cycle such as welding It was confirmed that the toughness of the welded part including the welding heat affected part could be sufficiently secured by adjusting the carbon content according to the present invention.
  • the present invention is completed based on the knowledge that the addition of an additional element improves the stability of the austenite grain boundary or controls the size of the austenite grain in the weld zone to actively suppress carbide formation to sufficiently secure the toughness of the base metal and the weld zone. Was done.
  • Carbon is an element that stabilizes austenite to obtain austenite structure at room temperature, and increases the yield strength of steels, and is particularly employed in austenite to increase work hardening to obtain high tensile strength or to form austenite phase. It is an important element to secure nonmagnetic properties.
  • the carbon content is preferably 0.8% or more. If the carbon content is less than 0.8%, the austenite stability is reduced and high strength is hardly obtained due to the lack of solid solution carbon. On the contrary, when the carbon content is excessive, in particular, it is difficult to suppress the formation of carbides in the weld heat affected zone and the productivity is lowered due to the low melting point. Therefore, the carbon content is preferably controlled to 1.5% or less. Therefore, in the present invention, the carbon content is preferably in the range of 0.8 to 1.5%, and more preferably in the range of 1.0 to 1.5% for high strength.
  • Manganese is an element that plays a role in stabilizing austenite, and is the most important element added to high manganese steel as in the present invention.
  • the present invention intends to obtain austenite as a main tissue, and for this purpose, it is preferable that the manganese is contained at least 15%.
  • the content of manganese is less than 15%, the stability of austenite is reduced and sufficient low temperature toughness cannot be obtained.
  • the content of manganese exceeds 22%, there are problems such as corrosion resistance due to the addition of manganese, difficulty in the manufacturing process, increase in manufacturing cost, and the tensile strength is reduced by reducing the work hardening.
  • Chromium is an effective element for improving corrosion resistance and strength.
  • manganese in the above-described range is included, and in general, manganese lowers the corrosion resistance of steels, and in particular, there is a disadvantage in that the corrosion resistance is lower than general carbon steel in the manganese content of the above range.
  • chromium by adding 5% or less of chromium, both corrosion resistance and strength are improved.
  • the chromium content is more than 5% by weight, not only does the production cost increase, but carbides are formed along the grain boundaries together with the carbon employed in the material, thereby reducing ductility, particularly emulsion stress, organic crack resistance, and ferrite generation.
  • the content of chromium is preferably controlled to 5% by weight or less.
  • Molybdenum and boron are elements that segregate in the austenite grain boundary and increase the low stability of the grain boundary.
  • molybdenum and boron control the phenomenon in which a large amount of carbides precipitate at the austenite grain boundary due to the low grain boundary stability.
  • the content of molybdenum is less than 0.1%, the grain boundary stability does not increase sufficiently, so that it does not have a significant influence on the control of carbide precipitation.
  • the content of the molybdenum exceeds 1%, the toughness may be reduced due to an increase in manufacturing cost and high strength. It is preferable to have a range of 0.1 to 1%.
  • the grain boundary stability is not sufficiently increased, so that it does not have a significant influence on carbide precipitation control. If it exceeds 0.02%, toughness may be reduced due to high strength and brittleness due to BN precipitation may occur. Since the borum content is preferably in the range of 0.01 to 0.02%.
  • Titanium and nitrogen are elements that form TiN at high temperatures, and austenite grains prevent grain movement during growth.
  • the Ti: N ratio is smaller than 3: 1, coarse TiN is crystallized and adversely affects grain refinement. Therefore, it is preferable to add the Ti: N ratio in the direction of increasing the amount of N from 3: 1. If Ti is added at less than 0.01%, the amount of TiN is reduced, which does not significantly affect grain growth disturbance. Therefore, it is preferable to add at least 0.01%. If it is more than 0.3%, it decreases productivity by forming oxide during steelmaking. Therefore, the content is preferably controlled to 0.3% or less.
  • N is added less than 0.003%, the amount of TiN decreases, so it does not have a significant effect on grain growth obstruction. Therefore, it is preferable to add more than 0.003%, and when it is added more than 0.1%, the strength increases. Since the ductility of a base material falls, it is preferable to add it at 0.1% or less.
  • the remaining components of the steel of the present invention is Fe, and may include impurities that are inevitable in the manufacturing process.
  • the steel material of the present invention can secure excellent strength and low temperature toughness by having the alloy composition as described above, but may further include more than 2% Cu to further suppress the formation of carbides to further improve the effect. .
  • Copper has an effect of inhibiting carbides because of its very low solubility in carbides and slow diffusion in austenite.
  • the content is added in excess of 2%, it may cause not only an increase in manufacturing cost but also a hot shortness that causes cracking of the plate during manufacture. Therefore, it is preferable to control the content to 2% or less.
  • the steel material of the present invention is a steel material in which the microstructure of the base material is made of austenite, and the weld heat affected zone and austenite are contained in a volume fraction of 90% or more.
  • the austenitic fraction is less than 90% by volume in the weld heat affected zone, wear resistance and impact toughness may be lowered.
  • the austenite fraction means when the carbide is included as a kind of microstructure. That is, when the carbide is not included in the content range of the microstructure, the steel of the present invention has an austenite single phase structure.
  • the steel of the present invention does not simply mean the material of the steel itself, but also includes the steel applied to the final product in the welded state.
  • the steel of the present invention preferably has a size of the austenite grains of 100 ⁇ m or less (excluding 0).
  • a size of the austenite grains of 100 ⁇ m or less (excluding 0).
  • the steel provided by the present invention is preferably controlled to less than 10% by volume carbide formed in the heat affected zone.
  • the fraction of the carbide exceeds 10% by volume, the weld heat affected zone toughness may be degraded by the carbide.
  • the steel of the present invention provided as described above has a Charpy impact value of 50 J or more at -40 ° C. and a yield strength of 450 MPa or more, and has excellent weld heat affected part toughness and high strength.
  • the steel slab having the alloy composition as described above is reheated at 1050-1120 ° C.
  • the reheating temperature exceeds 1120 ° C.
  • the steel may be partially melted, and when the reheating temperature is lower than 1050 ° C., the carbide may not be melted and thus impact toughness may be lowered.
  • the reheated steel slab as described above is hot-rolled at 950 ° C. or higher to obtain a hot rolled steel.
  • the hot finish rolling temperature is less than 950 ° C partial recrystallization may occur to form non-uniform grains.
  • the steel of the present invention is an austenitic steel, even if the hot finish rolling is made within the reheating temperature range, there is no big problem in securing the target structure or physical properties. Therefore, the upper limit of the hot finishing rolling temperature is not particularly limited, and eventually, the hot finishing rolling may be performed in the range of 950 to 1120 ° C.
  • the hot rolled steel is cooled to 500 ° C. or less at a rate of 10 ° C./s or more.
  • the cooling rate is less than 10 ° C / s or exceeds 500 ° C impact impact toughness may be lowered due to precipitation of carbide.
  • the upper limit is not particularly limited, but it is difficult to exceed 100 ° C / s due to the problem of the equipment. If the cooling stop is also made in the temperature range of 500 °C or less, the present invention can easily secure the target structure and physical properties, and the lower limit is not particularly limited, for example, cooling to room temperature may be stopped. .
  • FIG. 2 is a photograph of Inventive Example 2 observed under an optical microscope. As shown in FIG. 2, the weld heat affected zone of Inventive Example 2 may include 90% or more of austenite.
  • the austenitic fraction of the weld heat affected zone had a fine grain of 100 ⁇ m or less by securing 90% or more. It can be seen that, through this it can be seen that excellent impact toughness of more than 100J at -40 °C.
  • FIG. 3 is a photograph of Inventive Example 6 observed under an optical microscope. As shown in FIG. 3, the weld heat affected zone of Inventive Example 1 may include 90% or more of austenite.

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Abstract

본 발명은 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.8~1.5%, Mn: 15~22%, Cr: 5%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 (a) 및 (b) 중 하나 이상을 추가로 포함하며, 용접열영향부의 미세조직이 체적 분율로 90%이상의 오스테나이트를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법을 제공한다. (a) Mo: 0.1~1% 및 B: 0.001~0.02% (b) Ti: 0.01~0.3% 및 N: 0.003~0.1%

Description

용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
본 발명은 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 강재는 그 자체가 가지고 있는 가공경화능, 비자성 등의 성질로 인하여 다양한 용도로 사용되고 있다. 특히, 기존에 주로 사용되던 페라이트 혹은 마르텐사이트를 주조직으로 하는 탄소강이 그 특성에 한계를 나타냄에 따라 이들의 단점을 극복하는 대체재로 그 적용이 증가하고 있는 추세이다.
오스테나이트계 강재의 적용분야로서는 리니어 모터카 궤도, 핵융합로 등의 초전도 응용 기기 및 일반 전기기기의 비자성 구조용 재료, 광산 산업의 채굴, 수송 등 강재의 연성 및 내마모성이 중요시 되는 산업 기계 분야, 확관용 파이프용 강재, 슬러리 파이프용 강재, 내 사우어(sour) 강재 등 연성, 내마모성 및 내수소 취성 등이 필요한 오일 및 가스 산업(Oil and Gas Industries)에서 채굴, 수송, 저장 분야 등이 있으며, 이러한 산업분야에서 오스테나이트계 강재의 수요가 꾸준히 증가하고 있다.
종래의 대표적인 오스테나이트계 강재로는 오스테나이트계 스테인레스강인 AISI304(18Cr-8Ni계)가 있다. 그러나, 상기 강재는 항복강도가 낮아 구조 재료로 적용하기에는 문제점이 있으며 고가의 원소인 Cr, Ni을 다량 함유하여 비경제적이기 때문에 그 용도 및 적용에 한계가 존재한다.
한편, 상기와 같이 오스테나이트계 강재의 조직을 오스테나이트로 유지하기 위해서는 망간 함량과 탄소 함량이 높아지게 되며, 특히 고강도를 유지하기 위해서는 탄소의 함량과 더불어 Cr이 매우 높아지게 된다. 이 경우 오스테나이트 입계를 따라 네트워크 형태의 탄화물이 고온에서 형성되어 강재의 물성, 특히 연성을 급격히 저하시킨다. 뿐만 아니라, 상기 탄화물은 모재에서 뿐만 아니라, 고온으로 가열되었다가 냉각되는 열영향부에서도 더욱 심하게 형성되어 용접부의 인성을 현저히 떨어뜨리게 된다.
이러한 네트워크 형태의 탄화물 석출을 억제하기 위해, 고온에서 용체화 처리를 하거나 혹은 열간가공 후 상온으로 급냉시켜 고망간강을 제조하는 방법 등이 제시되었다. 그러나 강재의 두께가 두꺼운 경우에는 급냉에 의한 탄화물 억제의 효과가 충분하지 않을 뿐만 아니라, 새로운 열이력을 받는 용접 열영향부에서의 탄화물 석출을 방지할 수는 없다는 단점이 있다.
본 발명은 용접 열영향부에서 발생하는 인성 저하의 문제가 해소되고, 뿐만 아니라 내식성 또한 향상된 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.8~1.5%, Mn: 15~22%, Cr: 5%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 (a) 및 (b) 중 하나 이상을 추가로 포함하며, 용접열영향부의 미세조직이 체적 분율로 90%이상의 오스테나이트를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재를 제공한다.
(a) Mo: 0.1~1% 및 B: 0.001~0.02%
(b) Ti: 0.01~0.3% 및 N: 0.003~0.1%
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.8~1.5%, Mn: 15~22%, Cr: 5%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 (a) 및 (b) 중 하나 이상을 추가로 포함하는 강 슬라브를 1050~1120℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 950℃이상에서 열간 마무리압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및 상기 열연강재를 10℃/s이상의 속도로 500℃이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재의 제조방법을 제공한다.
(a) Mo: 0.1~1% 및 B: 0.001~0.02%
(b) Ti: 0.01~0.3% 및 N: 0.003~0.1%
본 발명에 따르면, 합금성분 및 조성범위를 효과적으로 제어함으로써, 용접 부의 오스테나이트 결정립 크기를 제어하고 오스테나이트 결정립계 안정도를 향상시켜 탄화물의 석출을 제어함으로써 네트워크 형태의 탄화물 형성이 억제된 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재를 제공할 수 있다.
또한, 상기 오스테나이트계 강재는 Cr 첨가를 통해 내식성을 향상시킴으로써 부식환경에서도 장시간 사용이 가능하다.
도 1은 플럭스코어드아크용접(FCAW)을 이용하여 강재를 용접한 경우의 HAZ부의 열 사이클에 대하여 모사한 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 발명예 2의 용접열영향부를 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 발명예 6의 용접열영향부를 광학현미경으로 관찰한 사진이다.
본 발명의 발명자들은 강재의 조직을 오스테나이트계로 제어하기 위하여 망간, 탄소 및 크롬 등을 다량 첨가하더라도 네트워크 형태의 탄화물에 의한 용접부 인성 저하의 문제를 일으키지 않기 위해서는 강재의 성분을 적절히 제어할 필요가 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
즉, 본 발명은 오스테나이트 조직을 확보하기 위하여, 망간, 탄소 및 크롬을 첨가하고, 이 때, 강재가 용접과 같은 열싸이클을 받을 때 탄소에 의해 탄화물이 형성되는 것을 최소화하기 위하여, 망간의 함량에 따른 탄소 함량을 조절함으로써 용접열영향부를 포함하는 용접부의 인성을 충분히 확보할 수 있음을 확인하였다. 또한, 추가적인 원소 첨가에 의하여 오스테나이트 결정립계의 안정도를 향상시키거나 용접부의 오스테나이트 결정립 크기를 제어함으로써 탄화물 형성을 적극 억제하여 모재 및 용접부의 인성을 충분히 확보할 수 있다는 식견에 근거하여 본 발명을 완성하게 되었다.
이하, 본 발명을 설명한다. 먼저, 본 발명 강재의 합금조성에 대하여 설명한다. 단, 이하 %는 특별히 언급되지 않은 한 중량%임에 유의할 필요가 있다.
탄소(C): 0.8~1.5%
탄소는 오스테나이트를 안정화시켜 상온에서 오스테나이트 조직을 얻을 수 있도록 하는 원소로서, 강재의 항복강도를 증가시키며, 특히 오스테나이트 내부에 고용되어 가공 경화를 증가시켜 높은 인장강도를 확보하거나 오스테나이트 상에 기인하는 비자성을 확보하기 위한 중요한 원소이다. 이러한 효과를 확보하기 위해서는 상기 탄소의 함량이 0.8% 이상인 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.8%미만일 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하고 고용 탄소의 부족으로 높은 강도를 얻기 어렵다. 반대로 탄소의 함량이 과다할 경우에는 특히 용접 열영향부에 탄화물이 형성되는 것을 억제하기 어려우며 낮은 융점으로 인해 생산성이 저하되는 단점이 있으므로, 상기 탄소의 함량은 1.5%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량이 0.8~1.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하며, 고강도를 위해서는 1.0~1.5%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
망간(Mn): 15~22%
망간은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 원소로서, 본 발명과 같은 고망간강에 첨가되는 가장 중요한 원소이다. 본 발명은 주조직으로 오스테나이트를 얻고자 하며, 이를 위해서는 상기 망간이 15%이상 포함되는 것이 바람직하다. 상기 망간의 함량이 15%미만인 경우에는 오스테나이트의 안정성이 감소하여 충분한 저온인성을 확보할 수 없다. 한편, 망간의 함량이 22%를 초과하는 경우에는 망간 첨가로 인한 내식성 저하, 제조 공정상의 어려움, 제조단가 상승 등의 문제점이 있으며 가공 경화를 감소시켜 인장 강도가 감소되는 단점이 있다.
크롬(Cr): 5%이하(0% 제외)
크롬은 내식성과 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서는 오스테나이트를 안정화시키기 위하여, 전술한 범위의 망간을 포함하는데, 일반적으로 망간은 강재의 내식성을 저하시키고, 특히 상기 범위의 망간 함량에서는 일반 탄소강에 비해서도 내식성이 낮다는 단점이 있다. 이를 해결하기 위하여, 본 발명에서는 5%이하의 크롬을 첨가함으로써 내식성과 강도를 모두 향상시킨다. 다만, 상기 크롬 함량이 5중량%를 초과하는 경우 제조원가의 상승을 가져올 뿐 아니라 재료 내 고용된 탄소와 함께 입계를 따라 탄화물을 형성하여 연성, 특히 유화물 응력유기 균열 저항성을 감소시키게 되며, 페라이트가 생성되어 오스테나이트를 주조직으로 확보하기 곤란하므로, 상기 크롬의 함량은 5중량%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 특히, 내식성 향상 효과를 극대화하기 위해서는 상기 크롬을 2중량%이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 이와 같이, 크롬의 첨가로 내식성을 향상시킴으로써, 내부식성이 필요한 분야 등에도 널리 적용할 수 있다.
Mo: 0.1~1% 및 B: 0.001~0.02%
몰리브덴 및 보론은 오스테나이트 결정립계에 편석되어 결정립계의 낮은 안정도를 높여주는 원소로써, 일반적으로 낮은 결정립계 안정도로 인해 탄화물이 오스테나이트 결정립계에서 다량 석출되는 현상을 제어하는 역할을 한다. 몰리브덴의 함량이 0.1%미만일 경우 결정립계 안정도가 충분히 높아지지 못해 탄화물 석출 제어에 큰 영향을 미치지 못하게 되며, 1%를 초과하는 경우에는 제조원가 상승 및 고강도화에 따른 인성 저하가 발생할 수 있으므로, 상기 몰리브덴의 함량은 0.1~1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 이와 더불어, 보론의 경우 0.001%미만으로 첨가될 경우 결정립계 안정도가 충분히 높아지지 못해 탄화물 석출 제어에 큰 영향을 미치지 못하게 되며 0.02%를 초과할 경우 고강도화에 따른 인성 저하 및 BN 석출에 의한 취성이 발생할 수 있으므로 상기 보롬의 함량은 0.01~0.02%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.01~0.3% 및 질소(N): 0.003~0.1%
타이타늄 및 질소는 고온에서 TiN을 형성하는 원소로써, 오스테나이트 결정립이 성장시 결정립 이동을 막아주는 역할을 한다. 일반적으로 Ti:N 의 비율이 3:1 보다 작을 경우 조대한 TiN 이 정출됨으로써 결정립 미세화에 악영향을 주게 되므로 Ti:N 비율을 3:1 에서 N 의 양을 늘리는 방향으로 첨가하는 것이 바람직하다. Ti을 0.01%미만으로 첨가할 경우 TiN의 양이 감소함으로써 결정립 성장 방해에 큰 영향을 미치지 못하므로 0.01%이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.3%를 초과할 경우 제강시 산화물을 형성함으로써 생산성을 떨어뜨리게 되므로 그 함량을 0.3%이하로 제어하는 것이 바람직하다. 이와 더불어 N의 경우 0.003%미만으로 첨가할 경우 TiN 의 양이 감소함으로써 결정립 성장 방해에 큰 영향을 미치지 못하므로 0.003%이상 첨가하는 것이 바람직하며, 0.1%를 초과하여 첨가할 경우 강도는 상승하게 되나 모재의 연성이 저하되는 단점이 있으므로 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명 강재의 나머지 성분은 Fe이며, 제조공정상 불가피한 혼입되는 불순물을 포함할 수 있다. 한편, 본 발명 강재는 전술한 바와 같은 합금조성을 가짐으로써 우수한 강도와 저온인성을 확보할 수 있으나, 탄화물의 형성을 보다 억제함으로써 상기 효과를 보다 향상시키기 위해서, 2%이상의 Cu를 추가적으로 포함할 수 있다.
구리(Cu): 2%이하
구리는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 탄화물을 억제하는 효과가 있다. 하지만 2%를 초과하여 첨가될 경우 제조원가의 상승을 가져올 뿐 아니라 제조 시 판재의 균열을 발생시키는 원인(hot shortness)이 될 수 있으므로, 그 함량을 2%이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강재는 모재의 미세조직이 오스테나이트로 이루어지는 강재로서, 용접열영향부 또한 오스테나이트가 체적 분율로 90%이상 포함되는 강재이다. 상기 용접열영향부에 오스테나이트 분율이 90체적%미만으로 형성되는 경우에는 내마모성과 충격인성이 저하될 수 있다. 한편, 상기 오스테나이트 분율은 탄화물을 미세조직의 한 종류로 포함시켰을 때를 의미한다. 즉, 탄화물을 미세조직의 함량 범위에 포함시키지 않는 경우에는 본 발명 강재는 오스테나이트 단상조직을 갖는다. 한편, 본 발명의 강재는 단순히 강재 그 자체의 재료만을 의미하는 것이 아니라, 용접된 상태로 최종제품에 적용된 강재까지도 포함한다.
또한, 본 발명의 강재는 상기 오스테나이트 결정립의 크기가 100㎛이하(0은 제외)인 것이 바람직하다. 상기와 같이 오스테나이트 결정립의 크기를 미세화함으로써 탄화물의 석출이 될 수 있는 장소를 다량으로 제공하여 네트워크 형태의 탄화물이 아닌 분산된 탄화물을 형성시킬 수 있고, 이를 통해 인성을 향상시킬 수 있다. 상기 오스테나이트 결정립 크기는 미세할수록 본 발명 효과 확보에 유리하므로, 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
또한, 본 발명이 제공하는 강재는 용접열영향부에 형성되는 탄화물이 10체적%이하로 제어되는 것이 바람직하다. 상기 탄화물의 분율이 10체적%를 초과하는 경우에는 탄화물에 의해 용접열영향부 인성이 저하되는 문제를 야기할 수 있다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 강재는 -40℃에서 용접 열영향부의 샤르피 충격값이 50J이상이며, 항복강도가 450MPa이상으로서, 우수한 용접열영향부 인성과 고강도를 갖는다.
이하, 본 발명 오스테나이트계 강재 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 바와 같은 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1050~1120℃에서 재가열한다. 상기 재가열온도가 1120℃를 초과하는 경우에는 강재가 부분적으로 용융될 수 있으며, 1050℃미만일 경우에는 카바이드가 융해되지 않아 충격인성이 저하될 수 있다.
상기와 같이 재가열된 강 슬라브를 950℃이상에서 열간 마무리압연하여 열연강재를 얻는다. 상기 열간 마무리압연온도가 950℃미만인 경우에는 부분재결정이 일어나 비균질한 결정립이 형성될 수 있다. 한편, 본 발명의 강재는 오스테나이트계 강재로서 상기 열간 마무리압연이 재가열온도 범위 내에서도 이루어지더라도 목표로 하는 조직이나 물성 확보에는 큰 문제가 없다. 따라서, 상기 열간 마무리압연온도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 결국, 상기 열간 마무리압연은 950~1120℃의 범위에서 이루어질 수 있다.
이후, 상기 열연강재를 10℃/s이상의 속도로 500℃이하까지 냉각한다. 상기 냉각 속도가 10℃/s미만이거나 500℃를 초과하는 경우에는 카바이드의 석출로 인해 충격인성이 저하될 수 있다. 상기 냉각 속도는 10℃/s이상이기만 하면 본 발명이 목표하는 조직 및 물성 확보에 문제가 없으므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 설비의 문제로 인해 100℃/s를 초과하기는 곤란한다. 냉각정지 또한 500℃이하의 온도범위에서 이루어지게 되면 본 발명이 목표로 하는 조직이나 물성을 용이하게 확보할 수 있으므로, 그 하한에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면 상온까지 냉각이 정지되어도 무방하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하게 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지 않는다.
(실시예 1)
하기 표 1에 기재된 화학조성을 갖는 강 슬라브를 1120℃에서 재가열한 후, 1100℃에서 조압연을 시작하였고, 950℃에서 마무리압연한 뒤, 20℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하여 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 도 1에 나타난 바와 같은 조건으로 용접을 모사하였다. 도 1은 플럭스코어드아크용접(FCAW)을 이용하여 20KJ/cm의 입열량으로 40mm의 두께를 가지는 강재를 용접할 경우의 CG(Coarse Grain) HAZ부의 열 사이클에 대하여 모사한 것이다. 상기와 같이 얻어진 용접 열영향부(HAZ)에 대하여 미세조직과 기계적 물성 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
표 1
구분 화학조성(중량%)
C Mn Cr Mo B Cu
발명예1 1.21 19.1 3.2 0.3 0.005 -
발명예2 1.41 21.4 4.2 0.8 0.012 1.0
발명예3 1.07 16.9 2.1 0.5 0.008 -
발명예4 1.18 17.2 1.7 0.9 0.016 -
발명예5 1.34 20.6 3.8 0.7 0.007 -
비교예1 1.28 19.2 2.4 0.02 0.008 -
비교예2 1.12 17.8 3.1 0.4 0.0002 -
표 2
구분 모재항복강도(MPa) 모재인장강도(MPa) HAZ오스테나이트 분율(체적%) HAZ탄화물 분율(체적%) HAZ충격인성(J, @-40℃)
발명예1 531 1084 94.2 5.8 143
발명예2 580 1101 92.1 7.9 115
발명예3 485 997 98 2 168
발명예4 512 1035 97.3 2.7 171
발명예5 568 1094 93.5 6.5 104
비교예1 521 1021 82.7 17.3 12
비교예2 503 1002 85.2 14.8 25
상기 표 1 및 2에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 용접열영향부의 오스테나이트의 분율을 90%이상 확보함으로써 -40℃에서 100J이상의 우수한 충격인성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
도 2는 발명예 2를 광학현미경으로 관찰한 사진인데, 도 2에 나타난 바와 같이, 발명예 2의 용접 열영향부는 90% 이상의 오스테나이트를 포함하고 있음을 확인할 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 못하는 비교예 1 및 2의 경우에는 본 발명이 제안하는 결정립계에 10%이상의 탄화물이 석출됨에 따라 적정량의 오스테나이트 분율을 확보하지 못하였고, 이로 인해 충격인성이 50J미만으로 저하됨을 알 수 있다.
(실시예 2)
하기 표 3에 기재된 화학조성을 갖는 강 슬라브를 1120℃에서 재가열한 후, 1100℃에서 조압연을 시작하였고, 950℃에서 마무리압연한 뒤, 20℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하여 열연강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 도 1에 나타난 바와 같은 조건으로 용접을 모사하였다. 상기와 같이 얻어진 용접 열영향부(HAZ)에 대하여 미세조직과 결정립 크기, 기계적 물성 등을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
표 3
구분 화학조성(중량%)
C Mn Cr Ti N Cu
발명예6 0.87 19.3 2.3 0.05 0.009 -
발명예7 1.23 20.5 3.5 0.12 0.03 -
발명예8 1.35 18.7 1.6 0.21 0.06 0.5
발명예9 0.99 17.6 4.2 0.18 0.04 -
발명예10 1.12 21.1 3.1 0.09 0.02 -
비교예3 1.33 20.3 1.8 0.002 0.06 -
비교예4 1.02 18.2 3.6 0.23 0.001 -
표 4
구분 모재항복강도(MPa) 모재인장강도(MPa) HAZ오스테나이트분율(체적%) 오스테나이트결정립크기(㎛) HAZ탄화물분율(체적%) HAZ충격인성(J, @-40℃)
발명예6 458 923 97.1 82 2.9 133
발명예7 533 1067 93.5 71 6.5 147
발명예8 562 1103 95.5 62 4.5 165
발명예9 488 1055 93.7 68 6.3 174
발명예10 502 1044 96.7 82 3.3 121
비교예3 544 1070 85.4 207 14.6 33
비교예4 496 1008 83.1 175 16.9 42
상기 표 3 및 4에서 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하는 발명예 6 내지 10의 경우에는 용접열영향부의 오스테나이트의 분율을 90%이상 확보함으로써 100㎛이하의 미세한 결정립을 가지고 있음을 알 수 있고, 이를 통해 -40℃에서 100J이상의 우수한 충격인성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
도 3은 발명예 6을 광학현미경으로 관찰한 사진인데, 도 3에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 용접 열영향부는 90% 이상의 오스테나이트를 포함하고 있음을 확인할 수 있다.
그러나, 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하지 못하는 비교예 3 및 4의 경우에는 본 발명이 제안하는 오스테나이트 분율을 확보하지 못하였고, 또한 오스테나이트 결정립이 100㎛를 초과하여 성장함에 따라, 결정립계에 10%이상의 탄화물이 석출됨에 따라, 충격인성이 50J미만으로 저하됨을 알 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.8~1.5%, Mn: 15~22%, Cr: 5%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 (a) 및 (b) 중 하나 이상을 추가로 포함하며,
    용접열영향부의 미세조직이 체적 분율로 90%이상의 오스테나이트를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재.
    (a) Mo: 0.1~1% 및 B: 0.001~0.02%
    (b) Ti: 0.01~0.3% 및 N: 0.003~0.1%
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 Cu: 2%이하를 추가로 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트는 결정립의 크기가 100㎛이하인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 용접열영향부는 탄화물이 체적 분율로 10%이하로 형성된 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 용접열영향부는 -40℃에서의 샤르피 충격값이 50J이상인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 항복강도가 450MPa이상인 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재.
  7. 중량%로, C: 0.8~1.5%, Mn: 15~22%, Cr: 5%이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 (a) 및 (b) 중 하나 이상을 추가로 포함하는 강 슬라브를 1050~1120℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 950℃이상에서 열간 마무리압연하여 열연강재를 얻는 단계; 및
    상기 열연강재를 10℃/s이상의 속도로 500℃이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재의 제조방법.
    (a) Mo: 0.1~1% 및 B: 0.001~0.02%
    (b) Ti: 0.01~0.3% 및 N: 0.003~0.1%
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