KR100940617B1

KR100940617B1 - 용접 열영향부의 인성이 우수한 강

Info

Publication number: KR100940617B1
Application number: KR1020077019771A
Authority: KR
Inventors: 류우지 우에모리; 요시유끼 와따나베; 가즈히로 후꾸나가; 요시히데 나가이; 리끼오 지지이와
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2006-12-20
Filing date: 2006-12-20
Publication date: 2010-02-05
Also published as: EP2060643A4; CN100594250C; BRPI0607524B1; CA2602076A1; CN101292055A; EP2060643A1; WO2008075443A1; BRPI0607524A2; KR20080067957A; EP2060643B1; CA2602076C

Abstract

본 발명은 질량 ％로, C : 0.02 내지 0.06 ％, Si : 0.05 내지 0.30 ％, Mn : 1.7 내지 2.7 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.005 내지 0.015 ％, O : 0.0010 내지 0.0045, N : 0.0020 내지 0.0060 ％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 불순물로서의 혼입량이 Al : 0.004 ％ 이하, Nb : 0.003 ％ 이하, V : 0.030 ％ 이하로 제한되고, (A)식으로 나타내어지는 CeH가 0.04 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강이다.

CeH = C + 1/4Si - 1/24Mn + 1/48Cu + 1/32Ni + 1/0.4Nb + 1/2V … (A)

단, C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, V는, 각각 강 성분(질량 ％)을 나타냄.

불가피적 불순물, 용접 열영향부, 저합금강, 인성, 마이크로 조직

Description

용접 열영향부의 인성이 우수한 강 {A STEEL HAVING EXCELLENT TENACITY IN THE PORTION AFFECTED BY WELDING-HEAT}

본 발명은 소입열(小入熱) 용접으로부터 중입열(中入熱) 용접에 있어서의 용접 열영향부(HAZ)의 인성(靭性)이 우수한 강과 그 제조법에 관한 것이다.

저합금강의 HAZ 인성은, (1) 결정립의 사이즈, (2) 고탄소 마르텐사이트(M*), 상부 베이나이트(Bu) 및 페라이트 사이드 플레이트(FSP) 등의 경화 상(相)의 분산 상태, (3) 석출 경화 상태, (4) 입계 취화의 유무, (5) 원소의 마이크로 편석 등 다양한 요인에 지배된다. 이들 요인은 인성에 큰 영향을 미치는 것이 알려져 있고, HAZ 인성을 개선하기 위해 많은 기술이 실용화되고 있다.

이러한 인성 저해 요인은 첨가 원소에 의해 야기된다고 해도 틀린 것은 아니며, 합금 원소 함유량의 저감에 의해 인성은 향상된다. 그러나, 구조용 강에는 항상 고강도화가 요구되고 있고, 그것을 위해서는 합금 원소의 첨가가 필요하다. 즉, 강도와 인성의 요구는 합금 원소 함유량의 관점으로부터 상반되는 것이며, 합금 원소에 의존하지 않는 인성 향상 기술이 요구되어 왔다.

특히 우수한 기술로서, Al을 실질적으로 포함하지 않는 강에서 Ti 산화물을 이용하여 마이크로 조직을 미세화하고, 이에 더하여 Ti, O, N의 밸런스를 적정화하 여 TiC의 석출을 억제하여 석출 경화를 저감하고, 인성을 향상시키는 것이 알려져 있다(일본 특허 출원 공개 평5-247531호 공보). 이 경우, 용접 열영향부의 인성은 마이크로 조직의 영향과 M*을 포함하는 경화층의 영향의 밸런스에 의해 정해지게 되고, 종래의 기술에서는 Ni 등에 의한 모재 매트릭스의 인성 향상에 의해 해결이 도모되고 있었다. 그러나, 본 기술의 실현에 불가결한 Cu, Ni 등의 고가의 합금 원소의 대량의 첨가는 제조 비용의 증가를 초래하여, CTOD 특성이 우수한 고강도 강을 제조하기 위한 장해가 되고 있었다.

이 발명에 관한 강의, Al, Nb를 실질적으로 포함하지 않는 점은, 본원 발명에도 활용되어 있다. 그러나, 이 발명에 있어서는, C 함유량이 높기 때문에, Mn 함유량을 증가시킨 경우의 인성 저하라고 하는 과제가 해결되어 있지 않다. 또한, 불순물로서의 Nb, V가 인성에 악영향을 미치는 것이 우려되고 있었다.

또한, 일본 특허 출원 공개 제2003-147484호 공보에서는, 일본 특허 출원 공개 평5-247531호 공보의 사상을 답습하여 Ti 산화물을 이용하면서, Nb를 첨가하고 또한 Mn 함유량을 높인다. 이에 의해, 오스테나이트-페라이트 변태 개시 온도를 저하시켜 경화 상의 생성을 억제하고, 동시에 적정한 마이크로 조직을 얻어, - 10 ℃ CTOD 특성을 만족하는 것이다. 그러나, 이 일본 특허 출원 공개 제2003-147484호 공보의 발명에서는, 더욱 엄격한 레벨이 되는 - 40 ℃ 이하에서 용접 커플링의 요구 CTOD 특성을 충분히 만족시키는 것은 아니었다.

본 발명은, 소입열 내지 중입열의 다층 용접에 있어서 인성이 우수한 고강도의 강을 저렴하게 제조하는 기술을 제공하는 것이다. 본 발명에 의해 제조한 강은 용접 열영향부 인성 중 특히 소입열 내지 중입열의 다층 용접부의 CTOD 특성이 매우 양호하다. 본 발명의 요지는 다음과 같다.

(1) 질량 ％로, C : 0.02 내지 0.06 ％, Si : 0.05 내지 0.30 ％, Mn : 1.7 내지 2.7 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.005 내지 0.015 ％, O : 0.0010 내지 0.0045, N : 0.0020 내지 0.0060 ％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 불순물로서의 혼입량이 Al : 0.004 ％ 이하, Nb : 0.003 ％ 이하, V : 0.030 ％ 이하로 제한되고,

(A)식으로 나타내어지는 CeH가 0.04 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강.

CeH = C + 1/4Si - 1/24Mn + 1/48Cu + 1/32Ni + 1/0.4Nb + 1/2V … (A)

단, C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, V는, 각각 강 성분(질량 ％)을 나타냄.

(2) (1)에 기재된 강에 있어서, CeH가 0.01 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강.

(3) 질량 ％로, Cu : 0.25 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하의 1종 또는 2종을 더 함유한 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 용접 열영향부의 인성이 우수한 강.

(4) (1)에 기재된 강 성분과 CeH를 만족하는 강편을 1100 ℃ 이하의 온도로 가열 후, 가공 열 처리하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강의 제조 방법.

(5) (3)의 강 성분과 CeH를 만족하는 강편을 1100 ℃ 이하의 온도로 가열 후, 가공 열 처리하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강의 제조 방법.

도1은 800 ℃로부터 500 ℃의 냉각 시간과 M* 분율과의 관계를 나타낸 도면.

도2는 CeH와 CTOD 특성과의 관계를 나타낸 도면.

본 발명자들의 연구에 따르면, 소입열 내지 중입열(판 두께 50 mm에서 1.5 내지 6.0 kJ/mm) 용접시의 HAZ의 CTOD 특성(- 40 ℃ 이하의 온도에 있어서의 CTOD 특성)에 대해서는, 매우 국부적인 영역의 인성이 지배적이고, 이 부분의 마이크로 조직의 제어와 취화 원소의 저감이 중요하다. 환언하면, CTOD 특성은, 재료의 평균적 특성이 아닌 국소적인 취화 영역에 지배되고, 강재 중에 극히 일부분이라도 취화를 초래하는 영역이 있으면, 강판의 CTOD 특성은 현저하게 손상된다.

구체적으로는, CTOD 특성에 가장 큰 영향을 미치는 국소적인 영역은 M*, 페라이트 사이드 플레이트(FSP) 등의 경화 상이다. 이러한 경화 상의 생성을 억제하기 위해, 종래는 강의 켄칭성을 낮게 억제할 필요가 있어, 고강도화의 저해 요인이 되고 있었다.

본 발명의 특징은, 다음의 것을 발견하여 HAZ 인성이 높은 강으로 구현화한 것이다. 즉,

1) 소입열 내지 중입열 용접 HAZ에서는, 일반적으로 용접 후의 냉각 시간이 60초 정도 이내이다. 이러한 냉각 조건에서, C 함유량이 충분히 낮으면, 그 밖의 취화 원소를 적절하게 제어함으로써, Mn을 2.7 ％ 정도까지 첨가해도, 인성에 악영향을 미치는 M*이 생성되지 않게 되는 것을 발견하였다. 도1에 0.05 ％C - 0.15 ％Si에서 Mn을 1.7 ％로부터 2.7 ％로 변화시킨 경우의 M* 분율을 나타낸다. Mn량이 변화되어도 800 ℃로부터 500 ℃의 냉각 시간이 60초 정도 이내이면, M* 분율은 매우 적은 것을 알 수 있다. 이 결과, 종래 인성을 열화시키므로 다량의 첨가는 할 수 없을 것이라 생각되고 있던 Mn의 함유량을 높이는 것이 가능해졌다.

2) Al리스 베이스의 강에서 강 성분을 적정화할 수 있는 것을 발견하였다.

3) 강 중에 불순물로서 존재하는 Al, Nb, V를 일정 한계 이하로, 제한함으로써 예기치 않은 인성 저하 요인을 제거하였다.

즉, Al리스 베이스 강을 채용함으로써, TiO를 확실하게 생성시켜 효과적으로 인성을 향상시키는 것이 가능해졌다.

이 세 가지 점을 조합함으로써, 지금까지 달성할 수 없었던 소입열 내지 중입열 용접 HAZ에 있어서의 - 20 ℃ 이하의 엄격한 온도 조건하에서의 양호한 CTOD 특성을 실현하는 것이 가능해진 것이다.

M*의 생성이 매우 적은 경우라도, 취화 원소인 C, Si, Cu, Ni, Nb, V 등의 제어가 필수이다. 구체적으로는, C + 1/4Si - 1/24Mn + 1/48Cu + 1/32Ni + 1/0.4Nb + 1/2V의 값(CeH)을 소정의 범위로 제어하는 것이 필수이다.

도2는 0.05 ％C - 0.15 ％Si - 1.7 내지 2.7 ％Mn의 강 성분의 강을 20 kg의 진공 용해로 용제하고, 강판으로 한 것에 실제 용접 커플링의 3회의 열 이력을 재 현 열 사이클 장치로 부여하여 CTOD 시험을 실시한 것이다.

Tδc 0.1(670.9CeH - 67.6)은 각 시험 온도에서 3개의 CTOD 시험치의 최저치가 0.1 mm를 나타내는 온도이지만, CeH의 저하로 거의 직선적으로 Tδc 0.1(CTOD 특성)이 양호해지는 경향이 명료하다. CeH가 0.01 정도로 저하하면, Tδc 0.1이 - 60 ℃에 도달하는 것을 알 수 있다.

즉, 본 발명강의 요건을 만족하고, CeH를 제어함으로써 원하는 CTOD 특성이 얻어진다. 본 발명강에서는, CeH의 값을, 요구되는 CTOD 특성에 따라서 제어하는 것이 발명의 특징 중 하나이다. CeH의 값의 제어에 더하여, 그 밖의 합금 원소의 함유량을 적정화하는 것이, 고강도와 우수한 CTOD 특성을 겸비한 강의 구현화에 필요하다. 이하에 그 한정 범위와 이유를 서술한다.

C는 강도를 얻기 위해 0.02 ％ 이상은 필요하지만, 0.06 ％ 초과에서는 용접 HAZ의 인성을 열화시켜, 양호한 CTOD 특성을 만족시킬 수 없으므로 0.06 ％를 상한으로 한다.

Si는 HAZ 인성을 저해하므로, 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해서는 적은 쪽이 바람직하다. 그러나, 발명강에서는 Al을 첨가하지 않으므로, 탈산을 위해 0.05 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 함유량이 0.30 ％를 초과하면 HAZ 인성을 저해시키므로, 0.30 ％를 상한으로 한다.

Mn은 마이크로 조직을 적정화하는 효과가 크고 저렴한 원소인 것이나, CeH를 저하시키는 것으로부터 첨가에 의해 소입열 내지 중입열의 HAZ 인성을 저해시키지 않으므로, 고강도화를 위해 함유량을 많게 하는 것이 바람직하다. 그러나 2.7 ％ 초과에서는 슬라브의 편석을 조장하여, 인성에 유해한 Bu를 생성하기 용이하게 하므로, 함유량은 2.7 ％를 상한으로 하였다. 또한, 1.7 ％ 미만에서는 효과가 적으므로 하한을 1.7 ％로 하였다. 또한, 인성의 관점에서는 2.0 ％ 초과가 보다 바람직하다.

P, S는 모재 인성, HAZ 인성의 관점에서 모두 적은 쪽이 좋지만, 그 저감에는 공업 생산적인 제약도 있어, 각각 0.015 ％, 0.010 ％, 바람직하게는 0.008 ％, 0.005 ％를 상한으로 하였다.

Al은 본 발명에서는 의도적으로 첨가하는 것은 아니지만, 불순물로서 강 중에 혼입되는 것은 피할 수 없다. Al 산화물을 형성하여 Ti 산화물의 생성을 저해하므로 적은 쪽이 바람직하지만, 그 저감에는 공업 생산적으로 제약이 있어, 0.004 ％가 상한이다.

Ti는 Ti 산화물을 생성시켜 마이크로 조직을 미세화시킴으로써 인성 향상에 크게 기여하지만, 함유량이 지나치게 많으면 TiC를 생성하고, 이것이 HAZ 인성을 열화시키므로, 0.005 내지 0.015 ％가 적정 범위이다.

O는 Ti의 산화물의 대량 생성에 필요하며, 0.0010 ％ 미만에서는 효과가 적고, 한편 0.0045 ％ 초과에서는 조대(粗大)한 Ti 산화물을 생성하여 인성을 극단적으로 열화시키므로, 함유 범위를 0.0010 내지 0.0045 ％로 하였다.

N은 미세한 Ti 질화물을 형성하여 모재 인성이나 HAZ 인성을 개선하기 위해 필요하지만, 0.002 ％ 미만에서는 효과가 적고, 0.006 ％ 초과에서는 강편 제조시에 표면 흠집이 발생하므로 상한을 0.006 ％로 하였다.

또한, Nb, V는, 본질적으로 취화 원소이며, (A)식에 있어서의 큰 계수가 나타내는 바와 같이 그 존재에 의해 CeH를 크게 높여, HAZ 인성을 현저하게 저하시키므로, 본 발명에서는 의도적으로 첨가하지 않는다. 불순물로서 강 중에 혼입되는 경우도, 인성 확보를 위해 Nb는 0.003 ％ 이하로 제한할 필요가 있다. 또한, V는 0.030 ％ 이하, 바람직하게는 0.020 ％ 이하로 제한할 필요가 있다.

Cu, Ni는 첨가에 의한 HAZ 인성의 열화가 적고, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 있어 특성의 가일층의 향상에 유효하지만, 제조 비용을 증가시키므로, 첨가하는 경우의 함유량의 상한을 각각 Cu : 0.25 ％, Ni : 0.50 ％로 하였다.

강의 성분을 상기한 바와 같이 한정해도 적절한 제조법에 의해 적절한 조직을 형성하지 않으면, 목적으로 한 효과는 발휘할 수 없다. 이로 인해, 제조 조건에 대해서도 고려가 필요하다.

본 발명강은 공업적으로는 연속 주조법으로 제조하는 것이 바람직하다. 그 이유는 용강의 응고 냉각 속도가 빨라, 슬라브 중에 미세한 Ti 산화물과 Ti 질화물을 다량으로 생성하는 것이 가능하기 때문이다. 슬라브의 압연시에, 그 재가열 온도는 1100 ℃ 이하로 할 필요가 있다. 재가열 온도가 1100 ℃를 초과하면 Ti 질화물이 조대화되어 모재의 인성 열화나 HAZ 인성 개선 효과를 기대할 수 없기 때문이다.

다음에, 재가열 후의 제조법은 가공 열 처리가 필수이다. 그 이유는, 우수한 HAZ 인성이 얻어져도, 모재의 인성이 열화되어 있으면 강재로서는 불충분하기 때문이다. 가공 열 처리의 방법으로서는, 1) 제어 압연, 2) 제어 압연-가속 냉각, 3) 압연 후 직접 켄칭-템퍼링 등을 들 수 있지만, 바람직한 방법은 제어 압연-가속 냉각법 및 압연 후 직접 켄칭-템퍼링이다.

또한, 이 강을 제조 후, 탈수소 등의 목적으로 Ar₃ 변태점 이하의 온도로 재가열해도, 본 발명의 특징을 손상시키는 것은 아니다.

또한, 상기의 방법은 본 발명강의 제조 방법의 일예이며, 본 발명강의 제조 방법은 상기의 방법에 한정되는 것은 아니다.

전로(電爐)-연속 주조-후판 공정에서 다양한 강 성분의 후강판을 제조하여, 모재 강도나 용접 커플링의 CTOD 시험을 실시하였다. 용접은 일반적으로 시험 용접으로서 이용되고 있는 잠호 용접[潛弧溶接(SAW)]법이며, 용접 용입선(FL)이 수직이 되도록 K 개선(開先)에서 용접 입열은 4.5 내지 5.0 kJ/mm로 실시하였다. CTOD 시험은 t(판 두께) × 2t의 사이즈에서, 노치는 50 ％ 피로 균열을 FL 위치에 도입하여 실시하였다. 표1에 본 발명의 실시예 및 비교예를 나타낸다.

본 발명에서 제조한 강판(본 제1 내지 제20 발명강)은 항복 강도(YS)가 430 N/㎟ 이상이고, - 20 ℃, - 40 ℃, - 60 ℃의 CTOD치가 모두 0.27 mm 이상인 양호한 파괴 인성을 나타냈다.

이에 대해, 제21 내지 제26 비교강은, 강도나 CTOD치가 본 발명강에 비해 열화되어, 엄격한 환경하에서 사용되는 강판으로서 필요한 특성을 갖지 않는다. 제21 비교강은 Nb가 첨가되었기 때문에 강판의 Nb 함유량이 지나치게 많고, CeH의 값도 높아졌기 때문에 CTOD치가 낮은 값이었다. 제22 비교강은 C 함유량이 지나치게 많고, CeH의 값도 많으므로 CTOD치가 낮은 값이었다. 제23 및 제24 비교강은 CeH는 낮지만, Al 함유량이 지나치게 높아, Ti 산화물의 생성이 불충분해 마이크로 조직의 미세화가 불충분했다. 제25 비교강은 CeH는 발명강과 같은 정도이지만, C가 지나치게 낮고 O가 지나치게 많으므로, 모재 강도가 낮고 CTOD치도 낮은 값이었다. 제26 비교강은 불순물로서 혼입되는 Nb의 양이 과다했기 때문에 CeH가 낮음에도 불구하고, 모재 강도 및 CTOD치가 모두 낮은 값이었다.

[표1]

[표2]

본 발명에 의해 제조한 강은, 고강도이고 용접시에 가장 인성이 열화되는 FL부의 CTOD 특성이 매우 양호하여 우수한 인성을 나타낸다. 이에 의해, 해양 구조 물, 내진성 건축물 등의 엄격한 환경에서 사용되는 고강도의 강재의 제조를 가능하게 하였다.

Claims

질량 ％로, C : 0.02 내지 0.06 ％, Si : 0.05 내지 0.30 ％, Mn : 1.7 내지 2.7 ％, P : 0.015 ％ 이하, S : 0.010 ％ 이하, Ti : 0.005 내지 0.015 ％, O : 0.0010 내지 0.0045, N : 0.0020 내지 0.0060 ％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 불순물로서의 혼입량이 Al : 0.004 ％ 이하, Nb : 0.003 ％ 이하, V : 0.030 ％ 이하로 제한되고,

(A)식으로 나타내어지는 CeH가 0.04 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강.

CeH = C + 1/4Si - 1/24Mn + 1/48Cu + 1/32Ni + 1/0.4Nb + 1/2V … (A)

단, C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, V는, 각각 강 성분(질량 ％)을 나타냄.
제1항에 있어서, CeH가 0.01 이하의 범위인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량 ％로, Cu : 0% 초과 0.25 ％ 이하, Ni : 0 % 초과 0.50 ％ 이하의 1종 또는 2종을 더 함유한 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강.
제1항에 기재된 강 성분과 CeH를 만족하는 강편을 1100 ℃ 이하의 온도로 가 열 후, 가공 열 처리하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강의 제조 방법.
제3항에 기재된 강 성분과 CeH를 만족하는 강편을 1100 ℃ 이하의 온도로 가열 후, 가공 열 처리하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 강의 제조 방법.