KR101160028B1

KR101160028B1 - 용접용 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101160028B1
Application number: KR1020117009636A
Authority: KR
Inventors: 요시유끼 와따나베; 가즈히로 후꾸나가; 아끼히꼬 고지마; 류우지 우에모리; 리끼오오 지지이와
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2009-05-21
Filing date: 2010-05-21
Publication date: 2012-06-25
Also published as: CN102197154A; CA2757223C; BRPI1014830A2; WO2010134353A1; TW201100561A; US20120027637A1; RU2470085C1; RU2470085C9; BRPI1014830B1; JP4705696B2; KR20110060959A; JPWO2010134353A1; TWI365915B; EP2400041A4; EP2400041B1; EP2400041A1; US8920713B2; CA2757223A1

Abstract

이 용접용 강재는, [C]가, 0.010％ 이상 0.065％ 이하, [Si]가, 0.05％ 이상 0.20％이하, [Mn]이, 1.52％ 이상 2.70％이하, [Ni]가, 0.10％ 이상 1.50％ 이하, [Ti]가, 0.005％ 이상 0.015％ 이하, [O]가, 0.0010％ 이상 0.0045％ 이하, [N]이, 0.002％ 이상 0.006％ 이하, [Mg]가, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하, [Ca]가, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하의 요소를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, P_CTOD가, 0.065％ 이하이고, 또한, 강 성분 경도 파라미터 CeqH가 0.235％ 이하이다.

Description

용접용 강재 및 그 제조 방법 {STEEL MATERIAL FOR WELDING AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 소입열로부터 중입열까지의 용접에 있어서의 용접 열영향부(HAZ)의 CTOD 특성이 우수한 용접용 강재 및 그 제조법에 관한 것이다. 특히, 소입열로부터 중입열까지의 용접에 있어서 가장 인성(靭性)이 열화되는 FL부 및 IC부의 CTOD 특성이 극히 우수한 용접용 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2009년 5월 22일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2009?124614호, 2009년 5월 21일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2009?123428호 및 2009년 8월 21일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2009?192387호에 기초해 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 엄격한 환경에서 사용되는 강재가 요구되고 있다. 예를 들어, 북극권 등의 한랭지역에서 사용되는 해양 구조물이나 내진성 건축물 등의 강구조물에 적합한 고강도의 강재로서, 파괴 인성의 지표인 CTOD(Crack Tip Opening Displacement) 특성이 우수한 강재가 요구되고 있다. 특히, 강재의 용접부는, 우수한 CTOD 특성이 필요하게 된다.

용접 열영향부(HAZ)의 CTOD 특성은, FL부[Fusion Line : WM(용접 금속)과 HAZ(용접 열영향부)의 경계] 및 IC부[Intercritical HAZ : HAZ와 BM(모재)의 경계]의 2개소의 위치(노치부)의 시험 결과에 의해 평가된다. 그러나, 지금까지는 가장 낮은 CTOD 특성이 얻어진다고 생각되어 온 FL부만이 평가되고 있었다.

?20℃ 정도의 시험 온도가 그다지 엄격하지 않은 조건에서는, FL부의 CTOD 특성이 충분하면, IC부의 CTOD 특성도, 충분하므로, IC부의 CTOD 특성을 평가할 필요가 없었다.

그러나, ?60℃ 정도의 엄격한 시험 조건에서는, 강재의 IC부의 CTOD 값이 충분하지 않은 케이스가 많아, IC부의 CTOD 특성을 향상시킬 필요가 있었다.

예를 들어, 소입열로부터 중입열까지의 용접 후에 엄격한 시험 온도(예를 들어, ?60℃)에서 CTOD 특성이 양호한 용접 조인트를 개시하고 있는 기술이 있다(예를 들어, 특허 문헌 2 참조). 그러나, 이들 기술에는, IC부의 CTOD 특성이 개시되어 있지 않다.

또한, 예를 들어, 대입열 용접 후의 샤르피 흡수 에너지가 양호한 용접 조인트를 개시하고 있는 기술이 있다(예를 들어, 특허 문헌 3 내지 6 참조). 그러나, 이들 기술에는, 구조 재료로서 중요한 지표인 CTOD 특성(취성 균열의 발생 특성)이 개시되어 있지 않거나, 보다 높은 온도 조건(예를 들어 ?10℃)에 대해서 밖에 시험되어 있지 않다.

상술한 기술에서는, 예를 들어, FL부의 입자 내 변태 페라이트(IGF : Intragranular Ferrite) 생성을 위한 변태핵으로서의 Ti 산화물의 생성량을 충분히 확보하기 위해, 강 중에 비교적 많은 O를 함유시키고 있다. 또한, 예를 들어, 용접 후의 조직을 미세화하기 위해, 오스테나이트를 안정화시켜 켄칭성을 높이는 원소를 일정량 이상 첨가하고 있다. 그러나, 이들 방법에서는, 용접용 구조 재료로서 필요로 되는 특성(예를 들어, 모재의 강도나 인성, FL부의 CTOD 값)을 확보하면서, ?60℃ 정도의 엄격한 환경에 있어서의 강재의 IC부의 CTOD 값도 확보하는 것은 곤란하다.

일본 특허 출원 공개 제2007?002271호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008?169429호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002?030380호 공보 일본 특허 출원 공개 평5?171341호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004?162150호 공보 일본 특허 출원 공개 평11?279684호 공보

따라서, 본 발명은, 소입열로부터 중입열까지(예를 들어, 판 두께 50㎜이고 1.5 내지 6.0kJ／㎜)의 용접(예를 들어, 다층 용접)에 있어서 ?60℃의 FL부의 CTOD 특성에 더하여, IC부의 CTOD 특성도 충분하고 우수한 CTOD(파괴 인성) 특성을 갖는 고강도의 강재 및 그 제조 방법을 제공한다.

본 발명자들은, 소입열로부터 중입열까지의 용접에 의해 가장 인성이 열화되는 용접부의 FL부와 IC부 양쪽의 CTOD 특성을 향상시키는 방법에 대해 예의 연구하였다.

그 결과, 본 발명자들은, FL부와 IC부 양쪽의 CTOD 특성을 향상시키기 위해서는, 비금속 개재물의 저감이 가장 중요하고, 특히, O(강 중 산소)의 저감이 필수인 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자들은, O의 저감에 의해 입자 내 변태 페라이트(IGF)가 감소되므로, FL부의 CTOD 특성을 열화시키는 합금 원소를 저감할 필요가 있는 것을 발견하였다. 또한, 본 발명자들은, IC부의 CTOD 특성을 향상시키기 위해서는, 강 중 산소의 저감에 더하여, 경도의 저감이 유효한 것을 발견하였다. 본 발명자들은, 상기 지식에 의해, 본 발명을 완성하였다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 용접용 강재는, 질량％로, C 함유량 [C]가, 0.010％ 이상 0.065％ 이하의 C와, Si 함유량 [Si]가, 0.05％ 이상 0.20％ 이하의Si와, Mn 함유량 [Mn]이, 1.52％ 이상 2.70％ 이하의 Mn과, Ni 함유량 [Ni]가, 0.51％ 이상 1.50％ 이하의 Ni와, Ti 함유량 [Ti]가, 0.005％ 이상 0.015％ 이하의 Ti와, O 함유량 [O]가, 0.0010％ 이상 0.0032％ 이하의 O와, N 함유량 [N]이, 0.002％ 이상 0.006％ 이하의 N과, Mg 함유량 [Mg]가, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하의 Mg와, Ca 함유량 [Ca]가, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하의 Ca를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고, P 함유량 [P]를 0.008％ 이하, S 함유량 [S]를 0.005％ 이하, Al 함유량 [Al]을 0.004％ 이하, Nb 함유량 [Nb]를 0.004％ 이하, Cu 함유량 [Cu]를 0.03％ 이하, V 함유량 [V]를 0.020％ 이하로 제한하고, 강 성분 파라미터 P_CTOD가,

[화학식 1]

로 정의되고, 강 성분 경도 파라미터 CeqH가,

[화학식 2]

로 정의될 때, 상기 P_CTOD가 0.065％ 이하이고, 또한, 상기 CeqH가 0.235％ 이하이다.

삭제

(2) 상기 (1)에 기재된 용접용 강재에 있어서, Mg와 Ca의 합계 함유량을 0.0030％ 이하로 더 제한해도 좋다.

(3) 본 발명의 일 형태에 관한 용접용 강의 제조 방법은, 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 용접용 강재를 연속 주조에 의해 제조하고, 950 내지 1100℃의 온도로 가열하여 가공 열처리 한다.

본 발명에 따르면, 소입열로부터 중입열까지의 용접에 있어서의 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 특히, 소입열로부터 중입열까지의 다층 용접 등의 용접에 의해 가장 인성이 열화되는 FL부 및 IC부의 CTOD 특성(저온 인성)이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 따라서, 해양 구조물, 내진성 건축물 등의 엄격한 환경에서 사용되는 구조물에 대하여 고강도이고 또한 고인성의 강재를 제공할 수 있다.

도 1은 강 성분 파라미터 P_CTOD와 FL 상당 재현 열사이클 시험에서의 CTOD 특성[T_δc _0.1( _FL ₎]의 관계를 도시하는 도면이다.
도 2는 ICHAZ 상당 재현 열사이클 시험에서의 HAZ 경도와 CTOD 특성[T_{δc 0.1(ICHAZ)}]의 관계를 도시하는 도면이다.
도 3은 CeqH와 ICHAZ 상당 재현 열사이클 시험에서의 HAZ 경도의 관계를 도시하는 도면이다.
도 4a는 CTOD 시험의 FL 노치 위치를 도시하는 개략도이다.
도 4b는 CTOD 시험의 IC 노치 위치를 도시하는 개략도이다.
도 5는 강 성분 경도 파라미터 CeqH와 IC부에 있어서의 ?60℃에서의 CTOD(δc) 값의 관계를 도시하는 도면이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

본 발명자들의 연구에 따르면, 소입열로부터 중입열까지(예를 들어, 판 두께 50㎜이고 1.5 내지 6.0kJ／㎜)의 용접에 있어서의 ?60℃에서의 FL부 및 IC부의 CTOD 특성을 충분히 향상시키기 위해서는, 산화물계의 비금속 개재물의 저감이 가장 중요하고, O(강 중 산소)의 저감이 필수이다.

종래의 기술에서는, 우수한 FL부의 CTOD 특성을 갖는 강재를 얻기 위해, 입자 내 변태 페라이트(IGF : Intragranular Ferrite)의 변태핵으로서 Ti 산화물에 대표되는 산화물계의 비금속 개재물을 이용하고 있어, 어느 정도의 O를 첨가할 필요가 있었다. 본 발명자의 연구에 따르면, ?60℃의 FL부 및 IC부의 CTOD 특성을 향상시키기 위해서는, 산화물계의 비금속 개재물의 저감이 필요하다.

O의 저감에 의해 IGF가 감소되므로, FL부의 CTOD 특성을 열화시키는 합금 원소를 저감할 필요가 있다. 도 1에, FL 상당 재현 HAZ의 CTOD 특성[T_{δc 0.1(} _FL ₎]과 강 성분 파라미터 P_CTOD의 관계를 도시한다. 여기서, 화학식 1에 의해 나타내어지는 강 성분 파라미터 P_CTOD는, 실험실에 있어서 다수의 용해강을 시험하고, FL 상당 재현 HAZ의 CTOD 특성[T_{δc 0.1(} _FL ₎]과 강 성분을 해석하여 도출된 경험식이다.

[화학식 1]

여기서, [C], [V], [Cu], [Ni]는, 각각, 강 중의 C, V, Cu, Ni의 함유량(질량％)이다. 예를 들어, Cu가 함유되지 않는 경우에는, Cu 함유량은, 0％이다.

도 1에 도시하는 FL 상당 재현 HAZ에 대해, 다수의 실험에 의해 얻어진 지식으로부터 ?110℃ 이하의 CTOD 특성[T_{δc 0.1(} _FL ₎]이 구조물용 강재로서의 목표 레벨[(T_{δc 0.1(FL)}≤?110℃)이다. 이 목표 레벨에서는, 판 두께 50 내지 100㎜의 강판의 실제 조인트의 FL 노치 시험에 있어서, ?60℃에서 안정적으로 0.25㎜ 이상의 CTOD(δc) 값을 확보할 수 있다. 도 1로부터, FL 상당 재현 HAZ에 있어서, T_{δc 0.1(} _FL ₎을 ?110℃ 이하로 하기 위해서는, 강 성분 파라미터 P_CTOD를 0.065％ 이하로 제어할 필요가 있는 것을 알 수 있다. 또한, CTOD(δc) 값은, 클수록, 인성(예를 들어, 소성 변형에 의한 에너지 흡수)이 높다.

FL 상당 재현 HAZ는, 이하에 나타내는 FL 상당 재현 열사이클이 실시된 시험편의 FL부의 입열량에 대응되는 부분이다. 이 FL 상당 재현 열사이클 처리(Triple cycle)가, 단면 10㎜×20㎜의 시험편에 대하여 이하의 조건으로 실시되었다.

1회 사이클 : 최고 가열 온도 1400℃(800 내지 500℃ 사이를 22sec에 냉각)

2회 사이클 : 최고 가열 온도 760℃(760 내지 500℃ 사이를 22sec에 냉각)

3회 사이클 : 최고 가열 온도 500℃(500 내지 300℃ 사이를 60sec에 냉각)

도 4a 중에 도시하는 바와 같이, 용접부(2)에 있어서의 FL 노치(7)의 위치는, HAZ(4)와 WM(3)의 경계의 FL부(5)이다. FL 노치에 의한 이하의 CTOD 시험에서는, 하중과 이 FL부(5)의 개구 변위의 관계를 측정하였다.

이 시험편을 BS5762법(British Standards)의 CTOD 시험에 의해 평가하여, 도 1의 T_{δc 0.1(} _FL ₎이 얻어지고 있다. 여기서, T_{δc 0.1(} _FL ₎은, 각 시험 온도에서 3개의 시험편을 사용하여 얻어진 CTOD(δc) 값의 최저치가 0.1㎜를 초과하는 온도(℃)이다. 또한, CTOD 시험에 있어서의 판 두께의 영향을 고려하면, 판 두께 50 내지 100㎜인 강판의 실제 조인트의 FL 노치부(FL부)에 있어서, ?60℃로 안정되어 0.25㎜ 이상의 CTOD(δc) 값을 확보하기 위해서는, 상술한 바와 같이 T_{δc 0.1(} _FL ₎을 ?110℃ 이하로 할 필요가 있다.

또한, 본 발명자들은, IC부의 CTOD 특성의 향상에는, 강 중 산소의 저감에 더하여, 경도의 저감이 유효한 것을 발견하였다.

도 2에 후술하는 ICHAZ(Intercritical HAZ) 상당의 재현 열사이클을 받은 시험편의 CTOD 특성과 ICHAZ 상당의 재현 HAZ의 경도의 관계를 도시한다. 또한, 도 3에 강 성분 경도 파라미터 CeqH와 ICHAZ 상당의 재현 HAZ의 경도의 관계를 도시한다.

여기서, 도 2에 도시한 ICHAZ 상당의 재현 HAZ(단면 10㎜×20㎜)의 T_{δc 0.1(ICHAZ)}이 ?110℃ 이하이기 위해서는, HAZ 경도(10kgf 하중의 비커스 시험)를 Hv176 이하로 할 필요가 있다. 그로 인해, 도 3으로부터, 강 성분 경도 파라미터 CeqH를 0.235％ 이하로 제어할 필요가 있는 것을 알 수 있다. 보다 경도를 낮게 하기 위해서는, 강 성분 경도 파라미터 CeqH는, 0.225％ 이하인 것이 바람직하다.

또한, 인성의 시험 방법으로서, BS5762법(British Standards)의 CTOD 시험을 적용하였다. 또한, ICHAZ 상당 재현 열사이클 조건(Triple cycle)은, 이하와 같다.

1회 사이클 : 최고 가열 온도 950℃(800 내지 500℃ 사이를 20sec에 냉각)

2회 사이클 : 최고 가열 온도 770℃(770 내지 500℃ 사이를 22sec에 냉각)

3회 사이클 : 최고 가열 온도 450℃(450 내지 300℃ 사이를 65sec에 냉각)

도 4b 중에 도시하는 바와 같이, 용접부(2)에 있어서의 IC 노치(8)의 위치는, 모재(1)와 HAZ(4)의 경계의 IC부(ICHAZ부)(6)이다. IC 노치에 의한 CTOD 시험에서는, 하중과 이 IC부(6)의 개구 변위의 관계를 측정하였다.

여기서, 강 성분 경도 파라미터 CeqH는, 강의 특성(경도)과 성분의 중회귀에 의해 얻어진 경험식이다.

[화학식 2]

로 정의된다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Nb], [V]는, 강 중의 C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, V의 함유량(질량％)이다. 예를 들어, Cu가 함유되지 않는 경우에는, Cu 함유량은, 0％이다.

상술한 바와 같이 P_CTOD 및 CeqH를 제한해도, 강 중의 각각의 합금 원소의 양을 적정하게 조절하지 않으면, 고강도와 우수한 CTOD 특성을 겸비한 강재를 제조할 수 없다.

이하에, 강 성분의 한정 범위와 강 성분의 한정 이유를 서술한다. 여기서, 기재한 ％는, 질량％이다.

C : 0.010 내지 0.065％

충분한 강도를 얻기 위해, 0.010％ 이상의 C를 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.065％ 초과의 C 함유량 [C]에서는, 용접 HAZ의 특성이 열화되고, ?60℃의 CTOD 특성이 충분하지 않다. 그로 인해, C 함유량 [C]의 상한은, 0.065％이다. 따라서, C 함유량 [C]는, 0.015％ 이상 0.065％ 이하이다.

Si : 0.05 내지 0.20％

양호한 HAZ 인성을 얻기 위해, Si 함유량 [Si]는, 적을수록 바람직하다. 그러나, 후술하는 바와 같이 Al 함유량 [Al]을 제한하고 있으므로, 탈산 상 0.05％ 이상의 Si 함유량 [Si]가 필요하다. 그러나, 0.20％ 초과의 Si 함유량 [Si]에서는, HAZ 인성을 저해하므로, Si 함유량 [Si]의 상한은, 0.20％이다. 따라서, Si 함유량 [Si]는, 0.05％ 이상 0.20％ 이하이다. 보다 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해, Si 함유량 [Si]는, 0.15％ 이하 또는 0.13％ 이하인 것이 바람직하다.

Mn : 1.52 내지 2.70％

Mn은, 마이크로 조직을 적정화하는 효과가 큰 저렴한 원소이다. 또한, Mn의 첨가에 의해, HAZ 인성을 저해할 가능성은 적다. 이들 점으로부터는, Mn의 첨가량이 많은 것이 바람직하다. 그러나, 2.70％ 초과의 Mn 함유량에서는, ICHAZ의 경도가 증가해, 인성이 열화된다. 그로 인해, Mn 함유량 [Mn]의 상한은, 2.70％이다. 또한, Mn 함유량 [Mn]이 1.52％ 미만에서는, 마이크로 조직을 향상하는 효과가 적으므로, Mn 함유량 [Mn]의 하한은, 1.52％이다. 따라서, Mn 함유량 [Mn]은, 1.52％ 이상 2.70％ 이하이다. 보다 HAZ 인성을 개선하기 위해서는, Mn 함유량 [Mn]은, 1.55％ 또는 1.6％ 이상인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는, 1.7％ 이상이다.

Ni : 0.10 내지 1.50％

Ni는, HAZ 인성을 그다지 열화시키지 않고, 모재의 강도 및 인성을 향상시키며, ICHAZ의 경도를 그다지 증가시키지 않는 원소이다. 그러나, Ni는, 고가인 합금 원소로, 강 중에 과잉으로 포함되면 표면 흠집을 발생시킬 경우가 있다. 그로 인해, Ni 함유량 [Ni]의 상한은, 1.50％이다. 한편, 상술한 Ni 첨가의 효과를 충분히 향수하기 위해서는, 적어도 0.10％의 Ni를 함유할 필요가 있다. 따라서, Ni 함유량 [Ni]는, 0.10％ 이상 1.50％ 이하이다. ICHAZ의 경도를 그다지 증가시키는 일 없이, 모재의 강도 및 인성을 보다 향상시키기 위해, Ni 함유량 [Ni]는, 0.20％ 이상인 것이 바람직하고, 0.30％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 강재에 내후성을 부여하기 위해서는, Ni 함유량 [Ni]는, 0.40％ 이상인 것이 바람직하고, 0.50％ 이상인 것이 더욱 바람직하다. 또한, 표면 흠집을 보다 확실하게 방지하기 위해서는, Ni 함유량 [Ni]는, 1.20％ 이하인 것이 바람직하고, 1.0％ 이하인 것이 보다 바람직하다. 타원소의 첨가에 의해 모재의 강도 및 인성을 충분히 확보할 수 있는 경우에는, 보다 경제성을 확보하기 위해, Ni 함유량 [Ni]는, 0.80％ 이하인 것이 가장 바람직하다. 또한, 후술하는 바와 같이, Cu를 필요에 따라 첨가하는 경우에는, 주조편의 Cu 균열을 억제하기 위해, Ni 함유량 [Ni]는, Cu 함유량 [Cu]의 1／2 이상인 것이 바람직하다.

또한, ICHAZ 인성을 확실하게 확보한 후에 모재의 강도ㆍ인성을 확보하기 위해서는, Mn 함유량 [Mn]과 Ni 함유량 [Ni]의 합계량을 조정하는 것이 더욱 바람직하다. 보다 확실하게 ICHAZ 인성을 확보하기 위해서는, Mn이 1.52 내지 2.0％인 경우는, Ni를 0.5 내지 1.50％로 제한하는 것이 바람직하다. 마찬가지로, Mn이 2.0 내지 2.7％의 경우는, Ni를 0.10 내지 0.50％로 제한하는 것이 바람직하다.

P : 0.008％ 이하(0％를 포함)

S : 0.005％ 이하(0％를 포함)

P 및 S는, 인성을 저하시키고, 불가피적 불순물로서 함유되는 원소이다. 그로 인해, P 함유량 [P] 및 S 함유량 [S]는, 모재 인성 및 HAZ 인성을 확보하기 위해 함께 저하시킬 필요가 있다. 그러나, 공업 생산적인 제약이 있으므로, P 함유량 [P]의 상한 및 S 함유량 [S]의 상한은, 각각 0.008％ 및 0.005％이다. 보다 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해, P 함유량 [P]를 0.005％ 이하로 제한하는 것이 바람직하고, S 함유량 [S]를 0.003％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Al : 0.004％ 이하(0％를 포함하지 않음)

Al 함유량 [Al]은, Ti 산화물을 생성시킬 필요가 있으므로, 적을수록 바람직하다. 그러나, 공업 생산적으로 제약이 있으므로, Al 함유량 [Al]의 상한은, 0.004％이다.

Ti : 0.005 내지 0.015％

Ti는, Ti 산화물을 생성시켜 마이크로 조직을 미세화시킨다. 그러나, Ti 함유량 [Ti]가 지나치게 많으면, Ti는, TiC를 생성하여 HAZ 인성을 열화시킨다. 그로 인해, Ti 함유량 [Ti]는, 0.005％ 이상 0.015％ 이하가 적정한 범위이다. 보다 HAZ 인성을 개선하기 위해, Ti 함유량 [Ti]는, 0.013％ 이하인 것이 바람직하다.

Nb : 0.010％ 이하(0％를 포함)

Nb는, 불순물로서 함유될 경우가 있고, 모재의 강도 및 인성을 향상시키지만, HAZ 인성을 저하시킨다. HAZ 인성이 현저하게 저하되지 않는 Nb 함유량 [Nb]의 범위는, 0.010％ 이하이다. 그로 인해, Nb 함유량 [Nb]를 0.010％ 이하로 제한한다. 보다 HAZ 인성을 개선시키기 위해서는, 0.002％ 이하(0％를 포함)로 제한하는 것이 바람직하다.

O : 0.0010 내지 0.0045％

O 함유량 [O]는, FL부의 IGF 생성핵으로서의 Ti 산화물의 생성량을 확보하기 위해, 0.0010％ 이상인 것이 필수이다. 그러나, O 함유량 [O]가 지나치게 많으면, 산화물의 사이즈 및 개수가 과대해지므로 IC부의 CTOD 특성이 열화된다. 그로 인해, O 함유량 [O]를 0.0015％ 이상 0.0045％ 이하의 범위로 제한하였다. 보다 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해, O 함유량 [O]는, 0.0030％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0028％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

N : 0.002 내지 0.006％

N은, Ti 질화물을 생성시키기 위해 필요하다. 그러나, N 함유량 [N]이 0.002％ 미만에서는, Ti 질화물을 생성시키는 효과가 적다. 또한, N 함유량 [N]이 0.006％ 초과에서는, 강편 제조시에 표면 흠집이 발생하므로, N 함유량 [N]의 상한은, 0.006％이다. 따라서, N 함유량 [N]은, 0.002％ 이상 0.006％ 이하이다. 보다 양호한 HAZ 인성을 얻기 위해, N 함유량 [N]은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하다.

Mg : 0.0003 내지 0.003％

Mg는 본 발명의 중요한 합금 원소로, 주로 탈산제 혹은 황화물 생성 원소로서 첨가된다. Mg 함유량 [Mg]가 0.003％ 이하가 되도록 첨가되면, 조대한 산화물 혹은 황화물이 생성되지 않아, 바람직한 모재 및 HAZ 인성이 얻어진다. 또한, 피닝 입자로서 필요한 산화물의 생성을 충분히 기대하기 위해, 0.0003％ 이상의 첨가가 필요하다. 따라서, Mg 함유량 [Mg]의 범위를 0.0003 내지 0.003％로 한다.

Ca : 0.0003 내지 0.003％

Ca는 황화물을 생성함으로써 신장 MnS의 생성을 억제하여, 강재의 판 두께 방향의 특성, 특히 내 라멜라 티어성을 개선한다. 또한, Ca는 Mg와 마찬가지인 효과를 갖고 있으므로, 본 발명의 중요한 원소이다. 상기의 효과를 충분히 얻기 위해, 0.0003％ 이상의 첨가가 필요하다. 또한, Ca 함유량 [Ca]를 0.003％ 이하로 제한하면, Ca의 조대 산화물 개수가 억제되어, 초미세한 산화물 혹은 황화물의 개수가 충분히 얻어진다.

이상의 Mg와 Ca는 동시에 첨가되지만, 모두 강력한 탈산 원소이다. Mg와 Ca의 합계 함유량을 0.0030％ 이하로 한 경우, 조대한 개재물의 생성을 보다 효과적으로 억제할 수 있어, 여유를 가지고 충분한 인성을 얻을 수 있다.

Cu : 0.50％ 이하(0％를 포함)

Cu는, HAZ 인성을 그다지 열화시키지 않고, 모재의 강도 및 인성을 향상시키고, ICHAZ의 경도도 그다지 증가시키지 않는 원소이다. C나 Mn, Ni 등의 원소에 의해 강재의 강도를 충분히 확보하면, Cu를 반드시 첨가할 필요는 없다. 강도 등의 요청에 따라, Cu를 첨가해도 된다. 그러나, Cu는, 비교적 고가인 합금 원소로, Ni에 비교하면 상술한 효과가 작고, 지나치게 많은 첨가에 의해 주조편의 Cu 균열이 발생할 위험성을 높인다. 그로 인해, Cu 함유량 [Cu]를 0.50％ 이하로 제한한다. 필요에 따라, 0.24％ 이하 또는 0.10％ 이하로 제한해도 된다. 추가하여, 강 중에 Cu를 첨가하거나, 불순물로서 Cu를 포함하거나 하는 경우에는, 주조편의 Cu 균열을 방지하기 위해, Cu 함유량 [Cu]를 Ni 함유량 [Ni]의 2배 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, Cu의 페라이트(αFe) 중에의 고용한(固溶限)이 작으므로, 용접의 열이력에 따라서는 용접 HAZ 중에 εCu가 석출되어, 저온 인성을 저하시킬 가능성이 있다. Cu 함유량 [Cu]를 0.03％ 이하로 하면, 제품의 저온 인성을 보다 확실하게 담보할 수 있다. 특히 대열량의 용접 방법을 사용하는 경우 등은, Cu 함유량 [Cu]를 0.01％ 이하로 하면, 더욱 확실하게 저온 인성을 확보할 수 있다.

V : 0.020％ 이하(0％를 포함)

V는, 모재 강도를 향상시키기 위해 유효하다. 그로 인해, 필요에 따라, V를 첨가해도 된다. 그러나, 0.020％를 초과하는 V를 첨가하면, HAZ 인성이 크게 저하된다. 그로 인해, V 함유량 [V]를, 0.020％ 이하로 제한한다. HAZ 인성의 저하를 충분히 억제하기 위해서는, V 함유량 [V]를 0.010％로 제한하는 것이 바람직하다. C나 Mn, Ni 등의 원소에 의해 강재의 강도를 충분히 확보하면, V를 반드시 첨가할 필요는 없다. 강도 상의 이유로부터 선택적으로 V를 첨가하는 경우라도, V 함유량 [V]를 최대한 적게 억제하는 것이 바람직하다. 따라서, V 함유량 [V]는, 0.005％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 용접용 강재는, 상기 성분을 함유 또는 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함한다. 그러나, 본 발명의 강판에는, 상기 성분 이외에, 강판 자체의 내식성 및 열간 가공성을 한층 더 개선할 목적으로, 혹은 스크랩 등의 부원료로부터의 불가피적 불순물로서, 다른 합금 원소를 함유해도 된다. 단, 상기 성분(Ni 등)의 상기 효과(모재의 인성 향상 등)를 충분히 발휘시키기 위해, 다른 각 합금 원소(Cr, Mo, B, Ca, Mg, Sb, Sn, As, REM)를 이하와 같이 제한하는 것이 바람직하다. 이들 각 원소의 함유량은, 0％를 포함한다.

Cr은 HAZ 인성을 저하시키므로, Cr 함유량 [Cr]은, 0.1％ 이하인 것이 바람직하고, 0.05％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.02％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

Mo는 HAZ 인성을 저하시키므로, Mo 함유량 [Mo]는, 0.05％ 이하인 것이 바람직하고, 0.03％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.01％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

B는 HAZ 경도를 높이고, HAZ 인성을 저하시키므로, B 함유량 [B]는, 0.0005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.0003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.0002％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

Sb는 HAZ 인성을 손상시키므로, Sb 함유량 [Sb]는, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

Sn은 HAZ 인성을 손상시키므로, Sn 함유량 [Sn]은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

As는 HAZ 인성을 손상시키므로, As 함유량 [As]는, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

REM은 Ti 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있으므로, REM 함유량 [REM]은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.

상술한 바와 같이, 본 발명의 용접용 강재는, 강 성분으로서 상기 성분을 함유 또는 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 그러나, 본 발명의 용접용 강재는, 구조 재료로서 사용되므로, 강재의 최소 치수(예를 들어, 판 두께)는, 6㎜ 이상인 것이 바람직하다. 구조 재료로서의 용도를 고려하면, 강재의 최소 치수(예를 들어, 판 두께)는, 100㎜ 이하이어도 된다.

본 발명의 용접용 강재 강의 제조 방법에서는, 상기와 같이 각 원소의 함유량 및 각 파라미터(P_CTOD 및 CeqH)를 한정한 강을 사용한다.

본 발명의 용접용 강재의 제조 방법에서는, 연속 주조법에 의해 상술한 강(용강)으로부터 슬래브(주조편)를 제조한다. 연속 주조법에서는, 용강의 냉각 속도(응고 속도)가 빨라, 슬래브 중에 미세한 Ti 산화물과 Ti 질화물을 다량으로 생성하는 것이 가능하다.

슬래브를 압연할 때에는, 슬래브의 재가열 온도를 950℃ 이상 1100℃ 이하로 할 필요가 있다. 1100℃를 초과하는 재가열 온도에서는, Ti 질화물이 조대화되어 모재의 인성이 열화되어, HAZ 인성을 개선하는 것이 어렵다.

또한, 950℃ 미만의 재가열 온도에서는, 압연의 부하가 커, 생산성이 저해된다. 그로 인해, 재가열 온도의 하한은, 950℃이다. 따라서, 950℃ 이상 1100℃ 이하의 온도에서 압연을 행할 필요가 있다.

다음에, 재가열 후에는, 가공 열처리를 행한다. 가공 열처리에서는, 강 성분에 따른 좁은 범위로 압연 온도를 제어한 후, 필요에 따라 수냉을 실시한다. 이 가공 열처리에 의해, 오스테나이트 입자의 미세화 및 마이크로 조직의 미세화를 행할 수 있어, 강재의 강도 및 인성을 개선시킬 수 있다. 압연에 의해, 최종적인 강재(예를 들어, 후강판)의 두께(최소 치수)가 6㎜ 이상으로 되도록 제어되는 것이 바람직하다.

이 가공 열처리에 의해, 용접시의 HAZ 인성뿐만 아니라, 모재의 인성이 충분한 강재를 제조할 수 있다.

가공 열처리의 방법으로서는, 예를 들어, 제어 압연에 의한 방법, 제어 압연과 가속 냉각을 조합하는 방법(제어 압연?가속 냉각), 압연 후 직접 켄칭해 템퍼링하는 방법(압연 직후 켄칭?템퍼링)을 들 수 있다. 이 가공 열처리의 방법은, 제어 압연과 가속 냉각을 조합하는 방법인 것이 바람직하다. 또한, 이 강재를 제조 후, 탈수소나 강도 최적화 등의 목적으로 Ar₃ 변태점 이하의 온도로 재가열해도, 강재의 특성은, 손상되지 않는다.

[실시예]

이하, 실시예 및 비교예에 기초하여 본 발명을 설명한다.

전로, 연속 주조, 후판(압연)의 공정을 거쳐, 다양한 강 성분의 후강판을 제조하고, 이들 후강판에 대해 모재 강도의 인장 시험 및 용접 조인트의 CTOD 시험을 실시하였다.

CTOD 시험에 사용하는 용접 조인트는, 일반적인 시험 용접으로서 사용되고 있는 잠호 용접(SAW)법에 의해, 4.5 내지 5.0kJ／㎜의 용접 입열로 제작되었다. 도 4a 및 4b에 도시하는 바와 같이, 이 용접 조인트의 FL부(5)는, 용접 용입선(FL)(9)이 후강판의 단부면에 대해 대략 수직이 되도록 K 개선(開先)을 사용하여 형성되어 있다.

CTOD 시험에 있어서, t(판 두께)×2t의 단면 사이즈의 시험편을 사용하여, 이 시험편에 50％ 피로 균열에 대응하는 노치를 형성하였다. 노치 위치[FL 노치(7) 및 IC 노치(8)]는, 도 4a 및 4b에 도시하는 바와 같이, FL부[WM(3)과 HAZ(4)의 경계](5) 또는 IC부[HAZ(4)와 BM(1)의 경계](6)이다. CTOD 시험에서는, FL 노치(7)와 IC 노치(8)의 각각에 대해, ?60℃로 5개의 시험(합계 10회)을 실시하였다.

표 1 및 표 2에 강의 화학 성분을 나타내고, 표 3 및 4에 후강판(모재)의 제조 조건과 모재(BM)의 특성과 용접 조인트의 특성을 나타낸다.

또한, 표 3 및 4 중의 열처리법의 기호를 이하에 나타낸다.

CR : 제어 압연(강재의 강도 및 인성을 개선하기 위해 최적인 온도 영역에서의 압연)

ACC : 제어 압연?가속 냉각(제어 압연 후 400℃ 내지 600℃의 온도 영역까지 강재를 수냉하여, 방랭)

DQ : 압연 직후 켄칭?템퍼링(압연 직후에 200℃ 이하의 온도까지 강재를 수냉한 후, 템퍼링)

또한, 표 3 및 4 중의 용접 조인트의 CTOD 시험 결과에 있어서, δc(av)는, 5개 시험의 CTOD 값의 평균치를, δc(min)는, 5개의 시험 중 CTOD 값의 최저치를 나타낸다.

제1 실시예 내지 제7 실시예 및 제15 실시예 내지 제29 실시예에서는, 항복 강도(YS)가 430N／㎟(MPa) 이상, 인장 강도가 502N／㎟(MPa) 이상으로, 모재 강도가 충분하였다. 또한, ?60℃의 CTOD 값(δc)에 대해, FL 노치에 있어서의 CTOD 값의 최소치 δc(min)가 0.42㎜ 이상, IC 노치에 있어서의 CTOD 값의 최소치 δc(min)가 0.60㎜ 이상으로, 파괴 인성이 우수하였다.

이에 대해, 비교예에서는, 실시예와 동등한 강도를 갖지만, 실시예에 비해 CTOD 값이 떨어지고, 엄격한 환경 하에서 사용되는 강재로서 적절하지 않다.

제8 비교예 및 제30 비교예에서는, 강 중의 C 함유량이 높아, 강 성분 파라미터 P_CTOD 및 강 성분 경도 파라미터 CeqH도 높았다. 그로 인해, FL 노치의 CTOD 값과 IC 노치의 CTOD 값의 양쪽이 낮았다.

제9 비교예, 제12 비교예 내지 제14 비교예 및 제30, 31, 34, 35 비교예에서는, 강 성분 경도 파라미터 CeqH가 높았다. 그로 인해, 특히 IC 노치의 CTOD 값이 낮았다.

제10 비교예 및 제32 비교예에서는, 강 중의 Al 함유량이 높았다. 그로 인해, 특히 FL부의 조직 제어가 불충분하여, FL 노치의 CTOD 값이 낮았다.

제13 비교예 및 제36 비교예에서는, 강 중의 Nb 함유량이 높았다. 그로 인해, 특히 IC 노치의 CTOD 값이 낮았다.

제12 비교예 및 제34 비교예에서는, 강 중의 Si 함유량이 높아, 강 성분 경도 파라미터 CeqH가 높았다. 그로 인해, 특히 IC 노치의 CTOD 값이 낮았다.

제14 비교예 및 제35 비교예에서는, 강 중의 V 함유량이 높아, 강 성분 파라미터 P_CTOD 및 강 성분 경도 파라미터 CeqH도 높았다. 그로 인해, FL 노치의 CTOD 값과 IC 노치의 CTOD 값의 양쪽이 낮았다.

비교강 10은 Al량이 높기 때문에, 비교강 11은 Mg, Ca가 무첨가이기 때문에, 비교강 12는 Si량이 높기 때문에, 비교강 13은 Mg＋Ca량이 과잉이고 또한 Nb량도 과잉이기 때문에 CeqH도 높으므로, 비교강 14는 Ca가 과잉이고 또한 V량이 과잉이기 때문에 P_CTOD 및 CeqH가 높으므로, 모두 CTOD 값이 낮은 값으로 되어 있다.

비교강 31은, Mn량이 과잉이고 CeqH 값이 높기 때문에, IC 노치의 CTOD 값이 낮은 값으로 되어 있다.

비교강 32는 Al량이 높기 때문에, P_CTOD 및 CeqH 값은 적정하지만, FL 근방의 조직 제어가 불충분하게 되어 FL 노치의 CTOD 값이 낮다.

비교강 33은 Mg＋Ca량이 과잉이고, 또한 P_CTOD 및 CeqH값도 높기 때문에, FL, IC 노치 모두 CTOD 값이 낮은 값이다.

비교강 34는 Si량이 과잉이고, Mg, Ca도 무첨가이며, CeqH 값도 높기 때문에, FL, IC 노치 모두 CTOD 값이 낮은 값이다.

비교강 35는 V량이 과잉이기 때문에, 비교강 22는 Nb량이 과잉이기 때문에, CeqH가 높아져, 특히 IC 노치의 CTOD 값이 낮은 값으로 되어 있다.

상술한 제8 비교예 내지 제14 비교예 및 제30 비교예 내지 제38 비교예에서는, ?60℃의 CTOD 값(δc)에 대해, FL 노치에 있어서의 CTOD 값의 최소치 δc(min)가 0.43㎜ 미만, IC 노치에 있어서의 CTOD 값의 최소치 δc(min)가 0.60㎜ 미만으로, 파괴 인성이 충분하지 않았다.

표 1 내지 표 4 중의 강 성분 경도 파라미터 CeqH와 IC부에 있어서의?60℃에서의 CTOD(δc) 값의 관계를 정리한 결과를 도 5에 도시한다. 도 5 도시하는 바와 같이, 강 중의 각 성분 및 강 성분 파라미터 P_CTOD가 상기 조건을 만족하는 경우에는, 강 성분 경도 파라미터 CeqH를 0.235％ 이하로 억제함으로써, IC 노치에 있어서의 CTOD 값의 최소치 δc(min)가 0.25㎜ 이상인 강재를 제조할 수 있었다. 또한, 강 성분 경도 파라미터 CeqH가 0.235％ 이하이어도, 강 중의 각 성분 및 강 성분 파라미터 P_CTOD가 상기 조건을 만족하지 않는 경우에는, CTOD 값의 최소치 δc(min)가 0.25㎜ 이상인 강재를 제조할 수 없었다(예를 들어, 제8 비교예 및 제37 비교예).

본 발명에 따르면, 소입열로부터 중입열까지의 용접에 있어서의 용접 열영향부의 CTOD 특성이 우수한 용접용 강재 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

질량％로, C 함유량 [C]가, 0.010％ 이상 0.065％ 이하의 C와,
Si 함유량 [Si]가, 0.05％ 이상 0.20％ 이하의 Si와,
Mn 함유량 [Mn]이, 1.52％ 이상 2.70％ 이하의 Mn과,
Ni 함유량 [Ni]가, 0.51％ 이상 1.50％ 이하의 Ni와,
Ti 함유량 [Ti]가, 0.005％ 이상 0.015％ 이하의 Ti와,
O 함유량 [O]가, 0.0010％ 이상 0.0032％ 이하의 O와,
N 함유량 [N]이, 0.002％ 이상 0.006％ 이하의 N과,
Mg 함유량 [Mg]가, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하의 Mg와,
Ca 함유량 [Ca]가, 0.0003％ 이상 0.003％ 이하의 Ca를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물을 포함하고,
P 함유량 [P]를 0.008％ 이하,
S 함유량 [S]를 0.005％ 이하,
Al 함유량 [Al]을 0.004％ 이하,
Nb 함유량 [Nb]를 0.004％ 이하,
Cu 함유량 [Cu]를 0.03％ 이하,
V 함유량 [V]를 0.020％ 이하로 제한하고,
강 성분 파라미터 P_CTOD가,
[화학식 1]

로 정의되고,
강 성분 경도 파라미터 CeqH가,
[화학식 2]

로 정의될 때,
상기 P_CTOD가 0.065％ 이하이고, 또한, 상기 CeqH가 0.235％ 이하인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
제1항에 있어서, Mg와 Ca의 합계 함유량을 0.0030％ 이하로 더욱 제한하는 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.
제1항 또는 제2항에 기재된 성분의 슬래브를 연속 주조에 의해 제조하고, 950 내지 1100℃의 온도로 가열하여 가공 열처리하는 것을 특징으로 하는, 용접용 강의 제조 방법.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량%로, 상기 Ni 함유량 [Ni]가, 0.58% 이상 1.50% 이하인 것을 특징으로 하는, 용접용 강재.