KR100833048B1 - 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부 - Google Patents

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Abstract

건축, 조선, 교량, 해양구조물, 강관 및 라인파이프 등의 용접구조물에 주로 사용되고, 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부가 제공된다.
이 용접이음부는 중량%로, C: 0.01-0.2%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 1.0-3.0%, Ni: 0.5-3.0%, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.01-0.1%, B: 0.0003-0.01%, Al: 0.005-0.05%, N: 0.004-0.008%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.03% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti, O, N, B, Mn, S는 1.3≤Ti/O≤3.0, 7≤Ti/N≤12, 0.8≤N/B≤1.5, 220≤Mn/S≤400, 11≤(Ti+4B)/N≤16를 만족하며, 침상 페라이트(acicular ferrite)의 분율이 85% 이상이다.
본 발명에 따르면, 용접입열량이 500kJ/cm 이상의 초대입열 용접시 고인성을 확보할 수 있는 용접이음부를 제공할 수 있는 것이다.　
대입열 용접, 용접이음부, 인성, 침상 페라이트, Ti산화물

Description

대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부{Welding joint having excellent in toughness of high heat input welded zone}
일본 공개특허공보 평10-180488호
일본 공개특허공보 평11-170085호
일본 공개특허공보 2005-171300호
본 발명은 건축, 교량, 조선, 해양구조물, 강관 및 라인파이프 등의 용접구조물에 주로 사용되는 용접이음부에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 미세한 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물을 이용하여 대입열 용접부의 인성을 개선한 용접이음부에 관한 것이다.
최근, 선박의 대형화 및 건축 구조물의 고층화 추세에 따라 구조물이 더욱 대형화되고, 사용되는 강재가 두꺼운 후물강재로 대체되고 있다. 이러한 후물재를 용접하여 구조물을 주어진 공기내에 제작하기 위해서는 고능률 용접이 불가피한데, 후육화된 강재를 용접하는 기술로는, 1패스 용접이 가능한 일렉트로 가스 및 일렉 트로 슬래그 용접법 등이 광범위하게 사용되고 있는 실정이다. 또한, 선박 및 건축분야에 있어서 판 두께 50mm 이상의 강판을 용접하는 경우에도 용접생산성을 향상시키기 위하여 1패스 용접이 가능한 대입열 용접법을 크게 적용하고 있다.
일반적으로 용접입열량이 크면 클수록 용착량이 커서 용접패스수가 감소하기 때문에, 대입열 용접이 소입열 용접보다 용접생산성 측면에서 훨씬 유리하다. 즉, 용접에서 입열량을 증가시키면 그 사용범위를 넓힐 수 있게 되는 것이다. 현재 사용되고 있는 대입열의 범위는 대략 200-500kJ/cm에 해당되는데 좀더 후육화 된 판두께 80mm 이상의 강재를 용접하기 위해서는 500-600kJ/cm의 초대입열 범위가 되어야 가능하다. 　
　
초대입열 용접시 형성되는 용접금속(Weld Metal)은 응고하면서 조대한 주상정 조직이 형성되고 조재한 결정입내에 오스테나이트 결정입계를 따라서 조대한 입계 페라이트 및 비드맨슈태텐 페라이트(Widmanstatten ferrite) 등이 형성되어 용접이음부가 대입열 용접부 중 인성이 가장 열화되는 부위이다.
　
따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접이음부의 미세조직을 제어하여 용접이음부의 충격인성을 확보할 필요가 있다. 이를 해결하기 위한 수단으로 용접재료의 성분을 규정한 종래기술로는 일본 특허공개공보 평11-170085호가 있다. 그러나, 상기 종래기술은 용접금속의 미세조직, 입경 등을 제어하는 것이 아니고 이것의 용접재료에서는 충분한 용접이음부 인성을 얻기가 어렵다.
또한 일본 공개특허공보 2005-171300호에서는 C: 0.07% 이하, Si: 0.3% 이하, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.02% 이하, S: 0.1% 이하 sol.Al: 0.04~0.1%, N: 0.0020~0.01%, Ti: 0.005~0.02%, B: 0.005~0.005%로 구성되는 조성에서 ARM=197-1457C-1140sol.Al+11850N-316(Pcm-C)로 정의되는 ARM:40~80인 것을 특징으로 한다. 그러나, 입열량이 150kJ/cm 수준의 낮은 입열량으로 500kJ/cm이상의 대입열 용접이음부의 충격인성을 확보하기 어렵다.
또한 일본 특허공개공보 평10-180488호에서는 슬래그 생성제: 0.5~3.0%, C: 0.04~0.2%, Si≤0.1%, Mn: 1.2~3.5%, Mg: 0.05~0.3%, Ni: 0.5~4.0%, Mo: 0.05~1.0%, B: 0.002~0.015%를 포함하여 양호한 충격인성을 확보하고 있다. 하지만, 사용입열량이 500kJ/cm 미만의 입열량을 확보하여 500kJ/cm 이상의 초대입열 용접이음부의 충격인성을 확보하기 어렵다.
본 발명은 상기한 종래의 문제점을 개선하기 위한 것으로, 미세한 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물을 이용하여 입내 침상 페라이트 변태를 촉진시켜 500kJ/cm 이상의 초대입열 용접부에서 고인성을 확보할 수 있는 용접이음부를 제공하는데, 그 목적이 있다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.01-0.2%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 1.0-3.0%, Ni: 0.5-3.0%, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.01-0.1%, B: 0.0003-0.01%, Al: 0.005-0.05%, N: 0.004-0.008%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.03% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti, O, N, B, Mn, S는 3≤Ti/O≤3.0, 7≤Ti/N≤12, 0.8≤N/B≤1.5, 220≤Mn/S≤400, 11≤(Ti+4B)/N≤16를 만족하며, 침상 페라이트(acicular ferrite)의 분율이 85% 이상인 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접이음부에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.
본 발명자들은 용접이음부의 인성에 효과적이라고 알려진 침상 페라이트에 미치는 산화물의 종류 및 크기 등에 대해 조사한 결과, TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물의 크기 및 개수 등에 따라 용접이음부 침상 페라이트의 양이 변화하고 이에 따라 대입열 용접이음부의 인성이 변화한다는 사실을 알게 되었다.
　
이러한 관점에서 본 발명자들은 대입열 용접이음부의 고인성을 확보하기 위한 다음 방안을 도출할 수 있었다.
[1] 용접금속에 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물을 이용하는 것이다.
[2] 상기 산화물의 개수가 1.0×107~4.6×108개/㎟이고, 그 크기가 0.01~0.1㎛인 용접이음부에서 침상 페라이트를 85% 이상 변태시켜 인성을 향상시킨다.
[3] TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물 및 고용B(soluble B)을 확보하여 침상 페라이트 변태를 촉진하는 것이다.
이하, [1],[2],[3]을 보다 구체적으로 설명한다. 　
[1] TiO 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물 관리　
본 발명자들은 용접 금속내에 Ti/O, Ti/N의 비를 적절히 유지하면, TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS의 복합산화물의 개수가 적절히 분포되어 응곡과정에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하고 침상 페라이트 변태를 촉진한다는 결과를 밝혀내었다. TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물이 오스테나이트 결정입내에 적절히 분포하면 오스테나이트보다 더 낮은 온도에서 형성되는 침상 페라이트 변태를 불균일 핵생성 자리의 역할로서 결정입계에 형성되는 입계 페라이트보다 우선적으로 형성시킬 수 있다는 사실을 알게 되었다.
또한 MnS가 형성되는 경우 Mn이 복합산화물에 석출되는 과정에서 Mn의 확산에 따른 Mn원소 결핍층이 일어나 복합산화물주위에 Mn감소에 따른 경화성이 감소되어 침상페라이트 변태에 효과적으로 기여하며, 이로 인해 용접이음부 인성을 획기적으로 개선할 수 있는 것이다.
이를 위해서는 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS의 복합산화물을 미세하고 균일하게 분포시키는 것이 중요하다. 또한 본 발명자들은 Ti/O, Ti/N 그리고 Mn/S의 비에 따른 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS의 복합산화물의 크기와 양 그리고, 분포를 조사한 결과, Ti/O가 1.3~3.0, Ti/N이 7∼12, Mn/S의 비가 220~400일 때 0.01-0.1㎛ 크기의 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS의 복합산화물이 1.0×107~4.6×108개/㎟ 으로 얻어지는 것을 확인할 수 있었다.
[2] 용접이음부 미세조직　
상기한 바와 같이, TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS의 복합산화물이 용접 금속내에 적절히 분포되면 용접이음부의 냉각과정에서 결정입계보다는 우선적으로 결정입내에 침상페라이트 변태를 촉진시켜 용접이음부의 침상페라이트의 구성비를 85%이상을 확보할 수 있다는 것이다.
　
[3] 용접이음부내 고용B(free boron) 역할
본 발명의 연구에서 밝혀진 사실은, 대입열 용접이음부에 균일 분산되어 있는 산화물과는 별도로 고용되어 있는 보론은 결정입계로 확산되어 결정립계의 에너지를 낮게하여 결정립계에서 입계 페라이트 변태를 억제하는 역할을 한다는 것이다. 이렇게 결정립계에서 입계 페라이트 변태를 억제하여 결정립내에서는 침상 페라이트 변태 촉진을 통하여 대입열 용접이음부의 인성 향상에 기여한다.
이하, 본 발명의 용접이음부 성분의 조성범위를 설명한다.
탄소(C)의 함량은 0.01~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.　
상기 C는 용접금속의 강도를 확보하고 용접경화성을 확보하기 위하여 0.01% 이상 첨가한다. 그러나 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 용접성이 크게 저하하고 용접금속부 저온균열이 발생하기 쉽고 대입열 충격인성이 크게 저하한다.
　
실리콘(Si)의 함량은 0.1~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 Si의 함량이 0.1% 미만인 경우에 용접금속내의 탈산효과가 불충분하고 용접금속의 유동성을 저하시키는 반면, 0.5%를 초과하는 경우에는 용접금속내의 도상 마르텐사이트(M-A constituent)의 변태를 촉진시켜 저온 충격인성을 저하시키고 용접 균열감수성에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
　
망간(Mn)의 함량은 1.0~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 Mn은 강중에서 탈산작용 및 강도를 향상시키는 유효한 작용과 함께, TiO 산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 Ti복합산화물로 하여금 용접금속부 인성개선에 유리한 침상 페라이트의 생성을 촉진시키는 역할을 한다. 이러한 Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용 강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이를 위해서는 1.0%이상 함유되는 것이 바람직하다. 그러나, 3.0%를 초과할 경우 저온변태조직을 생성시키기 때문에 바람직하지 못하다.
니켈(Ni)의 함량은 0.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 Ni은 고용강화에 의해 매트릭스(matrix)의 강도와 인성을 향상시키는 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni함유량이 0.5%이상 함유되는 것이 바람직한 반면, 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성을 크게 증가시키고 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.　
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 Mo는 소입성을 증가시키고 동시에 강도를 향상시키는 원소로, 용접이음부의 경화 및 용접 저온균열 발생을 억제하기 위해서는 그 상한을 0.5%로 한다.　
티타늄(Ti)의 함량은 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.　
상기 Ti는 O와 결합하여 미세한 Ti산화물을 형성시킬 뿐만 아니라 미세 TiN석출물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiO 산화물 및 TiN 복합석출물 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.01%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1%를 초과하면 조대한 TiO산화물 및 조대한 TiN석출물이 형성되어 바람직하지 못하다.
붕소(보론, B)의 함량은 0.0003-0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 B은 소입성 향상시키는 원소로서 입계에 편석되어 입계 페라이트 변태를 억제하기 위해서는 0.0003%이상은 필요하지만, 0.01% 이상을 초과하면 그 효과가 포화되고 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온 균열 발생 및 인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.005-0.05%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 Al은 탈산제로서 용접금속내에 산소량을 감소시키기 때문에 필요한 원소이다. 또한 고용질소와 결합하여 미세한 AlN석출물을 형성시키기 위해서는 Al함유량을 0.005%이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 0.05%를 초과하면 조대한 Al2O3키를 형성시켜 인성개선에 필요한 TiO산화물의 형성을 방해할 수 있다.
질소(N)의 함량은 0.004-0.008%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 N은 TiN 석출물 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로, 미세 TiN 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN 석출물 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.004%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 하지만, 질소함량이 0.008%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접금속내에 존재하는 고용질소량의 증가로 인해 인성저하를 초래할 수 있다. 　
인(P)의 함량은 0.030% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 P는 용접시 고온균열을 조장하는 불순원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 인성 향상 및 균열 저감을 위해서는 0.03%이하로 관리 하는 것이 좋다.
황(S)의 함량은 0.030% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 S는 MnS 형성을 위하여 필요한 원소이다. MnS의 복합석출물의 석출을 위해서는 0.03%이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이상이 존재하는 경우 FeS 등의 저융점화합물을 형성시켜 고온균열을 유발시킬 수 있기 때문에 바람직하디 못하다.
　
산소(O)의 함량은 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 산소(O)는 용접이음부 응고중에서 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는 원소로, 이 Ti산화물은 용접금속내에서 침상페라이트의 변태를 촉진시킨다. 산소(O)함유량이 0.03%를 초과하면 조대한 Ti산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성되어 용접이음부에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다. 　
본 발명은 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.
이하, 본 발명에서 상기 Ti, O, N, B, Mn, S의 관계식에 대하여 상세하게 설명한다.
Ti/O의 비는 1.3~3.0으로 제한하는 것이 바람직하다.　
상기 Ti/O 비가 1.3 미만의 경우에는 용접금속내에 오스테나이트 결정립 성 장억제 및 침상 페라이트변태에 요구되는 TiO산화물 개수가 불충분하며, TiO 산화물내의 함유하는 Ti비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부의 인성개선에 유효한 침상 페라이트 상분율이 저하된다. 반면, Ti/O의 비가 3.0을 초과의 경우에는 용접금속내 오스테나이트 결정립성장억제 효과가 포화되며, 산화물내에 함유되는 Mn 등의 성분의 비율이 오히려 작아져서 침상 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.
Ti/N의 비는 7~12로 제한하는 것이 바람직하다.　
상기 Ti/N 비가 7 미만인 경우 TiO 산화물에 형성되는 TiN 석출물양이 감소하여 인성개선에 효과적인 침상 페라이트 변태에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하며 12를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고 고용질소양이 증가하여 충격인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
　
N/B의 비는 0.8~1.5로 제한하는 것이 바람직하다.　
상기 N/B 비가 0.8 미만이면 용접후 냉각과정중에 오스테나이트 결정립계에 확산되어 입계 페라이트 변태를 억제하는 고용 B의 양이 불충분하며, N/B비가 1.5초과의 경우에는 그 효과가 포화되며 고용질소량이 증가하여 용접열영향부의 인성을 저하시킬 수 있다.
　
Mn/S의 비는 220~400으로 제한하는 것이 바람직하다.
MnS는 (Mg,Ti)O산화물에 핵생성되어 복합 산화물을 형성하여 Mn결핍층(Mn-depleted zone)을 형성함으로써 경화성을 낮게 하여 침상 페라이트 형성을 촉진하는 역할을 한다. 이러한 MnS의 형성을 위하여 Mn/S의 비가 220 미만일 경우 S함량이 증가하여 용접부 고온균열에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하고, 400을 초과하는 경우에는 용접부 인성 및 저온균열에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
(Ti+4B)/N의 비는 11~16로 하는 것이 바람직하다.　
상기 (Ti+4B)/N의 비가 11 미만의 경우 고용질소량이 증가하여 용접이음부의 인성개선에 효과적이지 못하고 16을 초과할 경우 TiN, BN 석출물의 개수가 불충분하기 때문에 바람직하지 못하다.
상기와 같이 조성되는 강에 본 발명에서는 기계적 성질을 보다 향상시키기 위해, Nb, V, Cu, Cr, W, Zr 중의 적어도 1종을 추가로 첨가할 수 있다.
Nb의 함량은 0.0001-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 Nb는 소입성을 향상시키기 위한 필수원소로서 특히 Ar3온도를 낮추고 냉각속도가 낮은 범위에서도 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있어 베이나이트 조직을 얻기 위하여 필요하다. 강도 향상 효과를 기대하기 위해서는 0.0001%이 상이 필요하다. 그러나 0.1%를 초과하면 용접시 용접이음부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접이음부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
V의 함량은 0.005-0.1%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 V는 VN석출물을 형성시켜 페라이트 변태를 촉진하는 원소로서 0.005%이상이 필요하나 0.1%를 초과하면 용접이음부에 카바이드(Carbide)와 같은 경화상을 형성시켜 용접이음부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
구리(Cu)의 함량은 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 　
상기 Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 강도 및 인성을 확보하기 위해서 유효한 원소이다. 이를 위해서는 Cu 함량이 0.1%이상 함유되어야 하지만, 2.0%를 초과하는 경우에는 용접이음부에서 경화성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다.
　
또한 Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우 이들의 합계는 3.5% 미만으로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 3.5%미만의 경우에 소입성이 커져서 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.
크롬(Cr)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다. 　
상기 Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는데, 그 함량이 0.05%미만에서는 목표로 하는 강도를 얻을 수 없고 1.0%를 초과하는 경우 용접이음부 인성열화를 초래한다.
텅스텐(W)은 0.05~0.5%로 하는 것이 바람직하다.
상기 W은 고온강도를 향상시키고 석출강화에 효과적인 원소이다. 그러나 0.05%미만에서는 강도상승효과가 미약하기 때문에 바람직하지 못하고 0.5%을 초과하는 경우에는 용접이음부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
Zr의 함량은 0.005-0.5%로 제한하는 것이 바람직하다
상기 Zr은 강도상승에 효과가 있기 때문에 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하며 0.5%를 초과할 경우 용접이음부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위해 Ca, REM 중의 적어도 1종을 추가로 첨가할 수 있다.
(여기서, 구오스테나이트란 용어는 강재(모재)에 대입열용접이 적용될 때 용접이음부에 형성되는 오스테나이트를 칭하는 것으로, 강재의 제조과정(열간압연공정)에서 형성되는 오스테나이트와 구별하기 위해 편의상 사용하는 것이다.)
　
상기 Ca 및 REM은 용접시 아크를 안정시키고 용접이음부에서 산화물을 형성시키기 때문에 바람직한 원소이다. 또한 냉각과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 입내 페라이트변태를 촉진시켜 용접이음부의 인성을 향상시킨다. 이를 위해, 칼슘(Ca)은 0.0005%이상, REM은 0.005%이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca이 0.005%, REM이 0.05%를 초과하는 경우 대형 산화물을 형성하여 인성에 나쁜 영향을 미칠 수 있다. REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf등의 1종 또는 2종 이상을 사용하여도 무방하고 어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.　
　
이하, 본 발명에서의 미세조직 및 산화물에 대하여 상세하게 설명한다.
본 발명에서 대입열 용접후 형성되는 용접이음부의 미세조직은 침상 페라이트이고, 그 상분율은 85% 이상인 것이 바람직하다. 그 이유는 침상 페라이트 조직은 고강도와 고인성을 동시에 얻을 수 있는 조직이며, 본 발명에서 목표로 하는 인성 및 강도를 확보하기 위하여 그 분율을 85% 이상이 바람직하다. 페라이트와 베이나이트 조직이 혼합되어 있는 경우는 충격인성에는 유리하지만 용접이음부 강도가 낮고, 미세조직이 마르텐사이트와 베이나이트 혼합조직인 경우는 용접이음부의 강도는 높지만 용접이음부의 인성 등의 기계적 성질이 저하하고 균열감수성이 증가하기 때문에 바람직하지 못하다.
본 발명에서 용접이음부에 존재하는 산화물은 용접후 용접이음부의 미세조직 변태에 큰 영향을 미친다. 즉 분포하는 산화물의 종류, 크기 및 그 개수에 크게 영향을 받게 된다. 특히 대입열 용접이음부의 경우 용접이음부의 냉각속도가 늦기 때문에 결정립이 조대화되고 결정입계로부터 조대한 입계 페라이트, 비드맨슈태텐 페라이트(Widmanstatten ferrite), 베이나이트 등의 조직이 형성되어 용접이음부의 물성이 저하된다. 이를 방지하기 위해서는 용접금속내에 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물을 0.5㎛ 이하의 간격으로 균일하게 분산시키는 것이 중요하다. 또한, TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물의 입경 및 임계 갯수를 0.01~0.1㎛ 및 1mm2당 1.0×107~4.6×108개/㎟ 으로 한정하는 것이 바람직하다. 그 이유는 0.01㎛ 미만에서는 대입열 용접이음부에서 침상페라이트의 변태를 촉진시키는 역할을 하지 못하며, 또한 0.1㎛을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제)효과가 적어지고 조대한 비금속개재물과 같은 거동을 하여 대입열 용접금속부 기계적 성질에 좋지 않은 영향을 미치기 때문이다.
산화물 개수가 1.0×107개 미만일 경우에는 인성에 유효한 침상페라이트를 85%이상으로 충분히 핵생성시키기에 부족하기 때문에 바람직하지 못하다.
상기와 같은 조성, 관계식 및 미세조직을 만족하는 용접이음부는 대입열 강재와 용접재료 및 용접조건 등의 조합으로 당업자에 의해 제조가 가능한 것으로 이해되어질 수 있다.
본 발명에서는 대입열 용접 프로세스가 적용될 수 있는 용접방법이면 어느 것이든 가능한 것이다. 그 일례로 일렉트로 가스 용접(EGW) 등이 있다. 이때 대입열 용접금속부의 냉각속도가 빠르면 산화물을 미세분산시키고 조직이 미세하기 때문에 냉각속도가 빠른 대입열 용접 프로세스가 바람직하다. 또한 같은 이유로 용접부의 냉각속도를 향상시키기 위하여 강재 냉각 및 Cu-백킹(backing) 방법도 유리할 수 있다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 본 발명의 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위내라고 해석하는 것은 당연하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.
[실시예]
하기 표 1과 같은 성분 조성을 갖는 용접이음부를 550kJ/cm 이상의 대입열 용접입열량을 적용하여 탠덤 일렉트로 가스 용접(Tandem EGW)에 의해 제조하였으며, 이때 본 발명의 효과를 보이기 위한 용접이음부 합금성분 원소간의 구성비를 하기 표 2에 나타내었다.　
대입열 탠덤 일렉트로 가스 용접에 사용한 모재는 제강-연주-후판압연 및 가속냉각의 통상적인 제조과정을 거친 TMCP강재이며 기본 성분계는 중량%로 탄소 0.03-0.17%, 실리콘 0.01-0.5%, 망간 0.4-2.0%, 티타늄 0.005-0.2%, 알루미늄 0.0005-0.1%, 질소 0.03% 이하, 보론 0.01% 이하, 황 0.005-0.1%, 인 0.03% 이하, 산소 0.005% 이하이다. 용접와이어와 플럭스는 중량%로 탄소 0.01~0.2%, 실리콘 0.01~1.5%, 망간 0.5~3.0%, 몰리브덴 0.005~0.5%, 니켈 0.1~0.5%, 티타늄 0.005~0.5%, 알루미늄 0.01~0.5%, 마그네슘 0.05~0.5%, 보론 0.005~0.02%, 인 0.02% 이하, 황 0.02% 이하로 구성된다. 용접재료의 제조과정은 일반적인 플럭스 코어드 와이어의 제조과정으로 냉연코일을 슬리팅(slitting)하여 U성형후 제조된 플럭스를 충전하여 O성형을 하고 신선 및 권취하여 제조하였다.
상기와 같이 용접된 용접이음부의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 용접이음부의 중앙부에서 채취하였으며 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/mim에서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였다. 　
용접이음부의 인성에 중요한 영향을 미치는 산화물 및 복합산화물의 크기와 갯수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이때, 피검면은 100mm2을 기준으로 하여 평가하였다.　
대입열 용접이음부의 충격인성 평가는 충격시험편으로 가공하여 -20℃에서 샤피충격시험을 통하여 평가하였다. 　
화학조성(중량%)
C Si Mn P S Ni Mo Ti B (ppm) N(ppm) Cu Al Cr Nb V Ca REM O (ppm)
발명강1 0.06 0.19 1.54 0.010 0.005 1.54 0.14 0.057 56 52 - 0.001 - - - - - 200
발명강2 0.07 0.32 1.50 0.012 0.005 1.44 0.15 0.046 45 54 - 0.005 - - - - - 240
발명강3 0.08 0.25 1.48 0.011 0.004 1.65 0.15 0.063 52 53 0.05 0.004 - - - - - 280
발명강4 0.08 0.22 1.48 0.008 0.005 1.54 0.12 0.040 50 50 - 0.003 - - - - - 280
발명강5 0.07 0.16 1.60 0.011 0.004 1.50 0.10 0.045 45 50 - 0.001 - - - - - 250
발명강6 0.07 0.14 1.50 0.09 0.005 1.65 0.12 0.050 42 54 - 0.002 - 0.1 - - - 280
발명강7 0.1 1 0.35 1.52 0.012 0.006 1.55 0.18 0.060 46 65 - 0.0 01 - - 0.001 - - 240
발명강8 0.09 0.28 1.50 0.010 0.005 1.48 0.20 0.044 40 52 - 0.001 0.1 - - 0.001 - 250
발명강9 0.07 0.18 1.55 0.009 0.006 1.50 0.25 0.046 43 55 - 0.001 - - - - 0.005 260
비교강1 0.03 0.06 1.25 0.011 0.006 2.60 0.19 0.01 29 92 0.02 0.005 - - - - - 350
비교강2 0.05 0.13 1.93 0.011 0.004 1.71 0.20 0.025 69 110 0.04 0.001 - - - - - 320
비교강3 0.06 0.06 1.25 0.010 0.007 1.61 0.010 0.014 21 74 - 0.007 - - - - - 350
비교강4 0.04 0.19 2.0 0.008 0.004 1.75 0.15 0.02 105 56 0.02 - - - - - - 300
비교강5 0.06 0.28 1.56 0.013 0.008 1.46 0.14 0.058 58 71 0.012 - - - - - - 170
비교강6 0.06 0.26 1.53 0.012 0.007 1.50 0.16 0.057 52 140 0.03 0.012 - - - - - 240
비교강7 0.05 0.22 1.58 0.015 0.008 1.51 0.12 0.04 41 270 0.03 0.01 - - - - - 260
비교강8 0.07 0.14 1.56 0.011 0.006 1.52 0.11 0.024 42 180 0.32 0.03 - - 0.013 - - 200
비교강9 0.06 0.37 1.74 0.015 0.010 1.44 0.17 0.081 11 100 0.03 0.02 - - - - - 140
비교강10 0.05 0.26 1.66 0.009 0.004 0.05 0.15 0.042 45 130 - 0.006 - - - - - 250
비교강11 0.06 0.23 1.72 0.008 0.004 1.30 0.14 0.03 52 230 0.05 0.01 - - - - - 290
본 발명의 효과를 보이기 위한 합금원소 구성비
Ti/O Ti/N N/B Mn/S (Ti+4B)/N
발명강1 2.9 11.0 0.9 308 15.3
발명강2 1.9 8.5 1.2 300 11.9
발명강3 2.3 11.9 1.0 370 15.8
발명강4 1.4 8.0 1.0 296 12.0
발명강5 1.8 9.0 1.1 400 12.6
발명강6 1.8 9.3 1.1 300 12.4
발명강7 2.5 9.2 1.4 253 12.1
발명강8 1.8 8.5 1.4 300 11.5
발명강9 1.8 8.4 1.3 258 11.5
비교강1 0.3 1.1 3.2 208 2.3
비교강2 0.8 2.3 1.6 483 4.8
비교강3 0.4 1.9 3.5 178 3.0
비교강4 0.7 3.6 0.5 500 11.1
비교강5 3.4 8.2 1.2 195 11.4
비교강6 2.4 4.1 2.7 218 5.6
비교강7 1.5 1.5 6.6 198 2.1
비교강8 1.2 1.3 4.3 260 2.3
비교강9 5.8 8.1 9.1 174 8.5
비교강10 1.6 3.2 2.9 415 4.6
비교강11 1.0 1.3 4.4 430 2.2
구분 용접프로세스 및 입열량 TiO+MnS+TiN 대입열 용접이음부 침상페라이트 분율(%) 용접이음부 기계적 성질
용접프로세스 용접입열량 (kJ/cm) 개수 (개/mm2) 평균크기 (㎛) 인장강도 (MPa) -20℃ 충격인성 (J)
발명강1 Tandem EGW 620 2.3×108 0.016 89 580 145
발명강2 Tandem EGW 590 3.1×106 0.017 89 570 168
발명강3 Tandem EGW 620 2.5×108 0.012 87 580 179
발명강4 Tandem EGW 620 4.3×108 0.016 88 560 167
발명강5 Tandem EGW 580 5.4×108 0.018 87 570 169
발명강6 Tandem EGW 590 3.2×108 0.025 89 610 139
발명강7 Tandem EGW 630 3.3×108 0.026 91 560 158
발명강8 Tandem EGW 630 4.6×108 0.024 88 565 149
발명강9 Tandem EGW 610 4.3×108 0.014 85 600 158
비교강1 Tandem EGW 620 3.0×106 0.045 46 610 34.2
비교강2 Tandem EGW 620 4.3×106 0.051 52 540 54.5
비교강3 Tandem EGW 620 2.5×106 0.054 44 550 38.4
비교강4 Tandem EGW 620 3.0×106 0.064 45 560 48.3
비교강5 Tandem EGW 620 2.5×106 0.037 37 570 51.0
비교강6 Tandem EGW 630 2.5×106 0.056 42 580 42.0
비교강7 Tandem EGW 630 3.0×106 0.043 44 565 26.9
비교강8 Tandem EGW 630 4.1×106 0.046 52 600 36.9
비교강9 Tandem EGW 630 2.8×106 0.041 59 590 38.0
비교강10 Tandem EGW 630 3.4×106 0.046 52 590 46.7
비교강11 Tandem EGW 630 2.6×106 0.043 41 570 51.5
상기 표 3에서 나타난 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 대입열 용접이음부의 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물의 개수는 2.3×108개/mm2 이상의 범위를 가지고 있는데 반해, 비교강(1-11)의 경우는 4.3×10 6개/mm2 이하의 범위를 보이고 있어 비교강 대비 발명강이 상당히 균일하면서도 미세한 복합석출물 크기를 가지면서 그 개수 또한 현저히 증가되었음을 잘 알 수 있다.
한편, 본 발명강(1-9)의 미세조직의 경우 침상페라이트 상분율도 87% 이상의 높은 분율로 구성되어 있다.　따라서 500kJ/cm 이상의 초대입열 용접시 본 발명강(1-9)은 인장강도 560MPa 이상, 충격인성 145~187J로 용접이음부의 우수한 특성을 나타내었다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 용접입열량이 500kJ/cm 이상의 초대입열 용접시 고인성을 확보할 수 있는 용접이음부를 제공할 수 있는 것이다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.01-0.2%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 1.0-3.0%, Ni: 0.5-3.0%, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.01-0.1%, B: 0.0003-0.01%, Al: 0.005-0.05%, N: 0.004-0.008%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.03% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 상기 Ti, O, N, B, Mn, S는 1.3≤Ti/O≤3.0, 7≤Ti/N≤12, 0.8≤N/B≤1.5, 220≤Mn/S≤400, 11≤(Ti+4B)/N≤16를 만족하며, 침상 페라이트(acicular ferrite)의 분율이 85% 이상인 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 이음부에는 Nb: 0.0001~0.1%, V: 0.005~0.1%, Cu: 0.01~2.0%, Cr: 0.05~1.0%, W: 0.05∼0.5%, Zr: 0.005~0.5% 중의 적어도 1종이 추가로 포함되는 것을 특징으로 하는 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서, 상기 이음부에는 Ca: 0.0005~0.005%, REM: 0.005~0.05% 중의 적어도 1종이 추가로 포함되는 것을 특징으로 하는 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 이음부에는 0.01~0.1㎛의 TiO 산화물 및 TiO-TiN-MnS 복합산화물이 1.0×107~4.6×108개/㎟ 분포됨을 특징으로 하는 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부.
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110072608A (ko) * 2009-12-23 2011-06-29 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부
KR101143132B1 (ko) 2010-08-09 2012-05-08 주식회사 포스코 플럭스 코어드 아크 용접이음부
KR101351266B1 (ko) 2011-10-21 2014-01-15 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 900ＭＰａ급 고강도 용접부
CN104903046A (zh) * 2012-12-27 2015-09-09 Posco公司 冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头及用于制造该焊接接头的焊丝
JP2016508877A (ja) * 2012-12-27 2016-03-24 ポスコ 衝撃靱性に優れた超高強度フラックスコアードアーク溶接継手及びこれを製造するための溶接ワイヤ
KR20160077293A (ko) * 2014-12-22 2016-07-04 주식회사 포스코 확산성수소량 저감특성이 우수한 용접 금속부 및 그 제조 방법
KR20160077292A (ko) * 2014-12-22 2016-07-04 주식회사 포스코 확산성수소량 저감특성이 우수한 용접 금속부 및 그 제조 방법
EP2660002A4 (en) * 2010-12-27 2016-10-19 Posco FIREWIRE ARC WELDING YARN TO PROVIDE HIGHER TENACITY AND ABILITY TO WELD TO A LOW TEMPERATURE WELDED SEAL, AND WELDED SEAL USING THE SAME

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60184663A (ja) 1984-02-29 1985-09-20 Kawasaki Steel Corp 大入熱溶接用低温用高張力鋼
JPS6357741A (ja) 1986-08-27 1988-03-12 Kobe Steel Ltd 大入熱溶接用高強度低温用鋼
JPH09324238A (ja) * 1996-06-04 1997-12-16 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板
KR20010057541A (ko) * 1999-12-27 2001-07-04 이구택 초 대 입열 용접부 충격 인성이 우수한 조선용 탄소강 및그 제조 방법
KR20040058582A (ko) * 2002-12-27 2004-07-05 주식회사 포스코 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법
JP2006009070A (ja) 2004-06-24 2006-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐低温割れ性にすぐれた溶接継手および溶接材料用鋼材

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60184663A (ja) 1984-02-29 1985-09-20 Kawasaki Steel Corp 大入熱溶接用低温用高張力鋼
JPS6357741A (ja) 1986-08-27 1988-03-12 Kobe Steel Ltd 大入熱溶接用高強度低温用鋼
JPH09324238A (ja) * 1996-06-04 1997-12-16 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板
KR20010057541A (ko) * 1999-12-27 2001-07-04 이구택 초 대 입열 용접부 충격 인성이 우수한 조선용 탄소강 및그 제조 방법
KR20040058582A (ko) * 2002-12-27 2004-07-05 주식회사 포스코 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법
JP2006009070A (ja) 2004-06-24 2006-01-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐低温割れ性にすぐれた溶接継手および溶接材料用鋼材

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110072608A (ko) * 2009-12-23 2011-06-29 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부
KR101695982B1 (ko) 2009-12-23 2017-01-12 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부
KR101143132B1 (ko) 2010-08-09 2012-05-08 주식회사 포스코 플럭스 코어드 아크 용접이음부
EP2660002A4 (en) * 2010-12-27 2016-10-19 Posco FIREWIRE ARC WELDING YARN TO PROVIDE HIGHER TENACITY AND ABILITY TO WELD TO A LOW TEMPERATURE WELDED SEAL, AND WELDED SEAL USING THE SAME
US9492894B2 (en) 2010-12-27 2016-11-15 Posco Flux-cored arc welding wire for providing superior toughness and weldability to a welded joint at a low temperature, and welded joint using same
KR101351266B1 (ko) 2011-10-21 2014-01-15 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 900ＭＰａ급 고강도 용접부
CN104903046A (zh) * 2012-12-27 2015-09-09 Posco公司 冲击韧性优异的超高强度药芯焊丝电弧焊接接头及用于制造该焊接接头的焊丝
JP2016508877A (ja) * 2012-12-27 2016-03-24 ポスコ 衝撃靱性に優れた超高強度フラックスコアードアーク溶接継手及びこれを製造するための溶接ワイヤ
US10065272B2 (en) 2012-12-27 2018-09-04 Posco Super high-strength flux cored arc welded joint having excellent impact toughness, and welding wire for manufacturing same
KR101657807B1 (ko) * 2014-12-22 2016-09-20 주식회사 포스코 확산성수소량 저감특성이 우수한 용접 금속부 및 그 제조 방법
KR101657806B1 (ko) * 2014-12-22 2016-09-20 주식회사 포스코 확산성수소량 저감특성이 우수한 용접 금속부 및 그 제조 방법
KR20160077292A (ko) * 2014-12-22 2016-07-04 주식회사 포스코 확산성수소량 저감특성이 우수한 용접 금속부 및 그 제조 방법
KR20160077293A (ko) * 2014-12-22 2016-07-04 주식회사 포스코 확산성수소량 저감특성이 우수한 용접 금속부 및 그 제조 방법

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