KR101425761B1

KR101425761B1 - 전자빔 용접 조인트 및 전자빔 용접용 강재와 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101425761B1
Application number: KR1020137013616A
Authority: KR
Inventors: 류이치 혼마; 류지 우에모리; 다다시 이시카와; 아키히코 고지마; 마나부 호시노
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-11-22
Filing date: 2011-10-27
Publication date: 2014-08-01
Also published as: JPWO2012070353A1; EP2644733A1; JP5135559B2; WO2012070353A1; EP2644733B1; CN103221563B; KR20140022370A; CN103221563A; EP2644733A4

Abstract

이 전자빔 용접 조인트는, 강재의 조성이, 질량％ 로, C : 0.02 ％ ∼ 0.10 ％, Si : 0.03 ％ ∼ 0.30 ％, Mn : 1.5 ％ ∼ 2.5 ％, Ti : 0.005 ％ ∼ 0.015 ％, N : 0.0020 ％ ∼ 0.0060 ％, O : 0.0010 ％ ∼ 0.0035 ％, Nb : 0 ％ ∼ 0.020 ％, V : 0 ％ ∼ 0.030 ％, Cr : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Mo : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Cu : 0 ％ ∼ 0.25 ％, Ni : 0 ％ ∼ 0.50 ％ 및 B : 0 ％ ∼ 0.0030 ％, S : 0.010 ％ 이하, P : 0.015 ％ 이하, Al : 0.004 ％ 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 전자빔 용접 ?칭성 지표값 CeEB 가 0.49 ％ ∼ 0.60 ％ 로서, 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물의 수가 20 개/㎟ 이하, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 이다.

Description

전자빔 용접 조인트 및 전자빔 용접용 강재와 그 제조 방법{ELECTRON-BEAM WELDED JOINT, STEEL MATERIAL FOR ELECTRON-BEAM WELDING, AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은, 전자빔이 피용접부에 조사되어, 용접되는 전자빔 용접용 강재와 그 제조 방법, 또한 그 강재의 피용접부에 전자빔을 조사하여 형성된 전자빔 용접 조인트에 관한 것이다.

본원은, 2010년 11월 22일에, 일본에 출원된 일본 특허출원 2010-260485호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 지구 환경의 온난화의 한 요인인 CO₂ 가스의 삭감이나, 석유 등의 화석 연료의 장래적인 고갈에 대처하기 위해, 재생 가능한 자연 에너지의 이용이 적극적으로 시도되고 있다. 풍력 발전도, 유망시되고 있는 재생 가능 에너지 중 하나이며, 대규모의 풍력 발전 플랜트가 건설되고 있다.

풍력 발전에 가장 적합한 지역은, 끊임없이 강풍을 기대할 수 있는 지역이다. 그 때문에, 해상 풍력 발전이, 세계적 규모로 계획되고, 실현되고 있다 (특허문헌 1 ∼ 4 참조).

해상에 풍력 발전용 철탑을 건설하기 위해서는, 해저의 지반에, 철탑의 기초 부분을 타입할 필요가 있다. 해수면으로부터, 풍력 발전용의 터빈 날개 높이를 충분히 확보하기 위해서는, 기초 부분도 충분한 길이를 가질 필요가 있다.

그 때문에, 철탑의 기초 부분의 구조는, 판 두께가 50 ㎜ 초과, 예를 들어, 100 ㎜ 정도, 직경이 4 m 정도의 대단면을 갖는 강관 구조가 된다. 철탑의 높이는 80 m 이상에 달한다. 그리고, 최근, 풍력 발전용 철탑과 같은 거대한 강 구조물을, 건설 현장 근처의 해안에서, 전자빔 용접으로, 간단하고 쉽게, 또한, 고능률로 조립하는 것이 요구되고 있다.

즉, 판 두께 100 ㎜ 에나 미치는 극후강판을, 건설 현장에서, 또한, 고능률로 용접한다는, 종래에 없는 기술적 요청이 이루어지고 있다.

일반적으로, 전자빔 용접, 레이저빔 용접 등의 고에너지 밀도 빔 용접은, 효율적인 용접이다. 그러나, 레이저빔으로 용접할 수 있는 판 두께에는 한도가 있다. 또, 종래의 전자빔 용접은 진공 챔버 내에서 고진공 상태를 유지하여 용접을 실시할 필요가 있었다. 그 때문에, 종래, 고에너지 밀도 빔 용접으로 용접할 수 있는 강판의 판 두께나 크기는, 용접 장치의 능력이나 진공 챔버의 크기에 따라 제한되고 있었다.

이에 대하여, 최근, 피용접부의 근방을 감압하고, 판 두께 100 ㎜ 정도의 극후강판을, 효율적으로, 건설 현지에서 용접할 수 있는 전자빔 용접 방법이 제안되어 있다. 예를 들어, 영국의 용접 연구소에서는, 저진공하에서 시공이 가능한 용접 방법 (RPEBW : Reduced Pressured Electron Beam Welding : 감압 전자빔 용접) 이 개발되고 있다 (특허문헌 5 참조).

이 RPEBW 법을 사용하면, 풍력 발전용 철탑과 같은 대형 강 구조물을 건설하는 경우에도, 용접하는 부분을, 국소적으로 진공 상태에 두고, 효율적으로 용접할 수 있다. RPEBW 법은, 진공 챔버 내에서 용접하는 방법에 비해, 진공도가 낮은 상태로 용접하는 용접 방법이다.

일반적으로, 용접 구조물의 안전성을 정량적으로 평가하는 지표로서, 파괴 역학에 기초하는, 파괴 인성값 (δc) 이 알려져 있다. 파괴 인성값 (δc) 은, CTOD (Crack Tip Opening Displacement : 균열단부 개구 변위) 시험으로 구해진다. 파괴 인성에는 시험편의 사이즈가 영향을 미치므로, 종래의 V 노치 샤르피 충격 시험과 같은 소형 시험에서 양호한 결과가 얻어져도, 대형 강 구조물의 용접 조인트에 대한 CTOD 시험에서, 양호한 파괴 인성값 (δc) 이 얻어진다고는 한정되지 않는다.

또, 전자빔 용접법은, 전자빔이 갖는 에너지에 의해, 용접부의 모재를 일단 용융하고, 응고시켜 용접하는 방법이다. 통상, 전자빔 용접법에 의한 용융 금속부의 성분 조성은 모재 (강재) 와 거의 동등하다. 한편, 일렉트로 가스 용접 등의 대입열 아크 용접법에서는, 용접 와이어 등에 의해, 용접 금속의 경도나, 파괴 인성값 (δc) 등의 기계 특성을 조정한다. 전자빔 용접법에서 이 수법을 이용하는 것은 어렵다.

그래서, 전자빔 용접 조인트의 파괴 인성값 (δc) 을 향상시키기 위해서, 용접 금속 (WM) 의 경도나 청정도를 적정화하는 방법이 제안되어 있다 (예를 들어, 특허문헌 6, 7 참조). 특허문헌 6 에는, 용접 금속의 경도를, 모재 경도의 110 ％ 초과 220 ％ 이하로 하고, 또한, 용접 금속의 폭을 강재의 판 두께의 20 ％ 이하로 하는 것이 제안되어 있다. 또, 특허문헌 7 에는, 용접 금속 중의 O 의 양을 20 ppm 이상으로 하고, 입경 2.0 ㎛ 이상의 산화물의 양을 10 개/㎟ 이하로 하는 것이 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2008-111406호 일본 공개특허공보 2007-092406호 일본 공개특허공보 2006-322400호 일본 공개특허공보 2006-037397호 국제 공개 99/16101호 팜플렛 일본 공개특허공보 2007-21532호 일본 공개특허공보 2008-88504호

해상 풍력 발전용 철탑의 건설에 있어서는, 강재를 맞대어 용접한 후, 용접부에 열처리를 실시하지 않고, 그대로 사용한다. 이 때문에, 용접 금속 (WM) 및 용접열 영향부 (HAZ : Heat-Affected Zone. 이하, 간단히 「열 영향부」라고 한다) 에는, 우수한 인성이 요구된다. 전자빔 용접의 경우, 통상 용접 와이어를 사용하지 않기 때문에, 모재의 성분 조성을 조정하여, 용접 금속 및 열 영향부의 인성을 제어한다.

종래, 용접 금속에 있어서의 개재물, 용접 금속의 경도와 모재 경도의 관계, 또는, 용접 금속의 폭을 제어하는 방법이 제안되어 있지만, 열 영향부의 인성이 불충분하면, 용접 조인트부의 전체로서의 파괴 인성은 저하된다.

또한, 판상 또는 박상의 Ni 박 등 (인서트 메탈) 을 용접면 (개선면) 에 붙여 전자빔 용접을 실시하여, 용접 금속 (WM) 의 인성을, 모재의 인성 이상으로 높일 수 있다. 그러나, 이 경우에도 모재의 성분 조성이 적정하지 않으면, 용접 금속의 경도와 열 영향부의 경도의 차이가 현저해진다. 그러면, 경도의 차이가 매우 커진 부분인 열 영향부의 파괴 인성값 (δc) 이 크게 저하하게 된다.

또, 본 발명자들의 검토에 의하면, 전자빔 용접 조인트에 있어서, 인성 향상을 위해서 적절한 성분 조성이, 용접 금속과 열 영향부 (모재) 에서, 반드시 일치하는 것은 아니다. 그 때문에, 종래의 아크 용접용 고 HAZ 인성 강에, 그대로, 전자빔 용접을 실시해도, 용접 금속에서, 높은 인성은 얻어지지 않는다. 한편, 전자빔 용접에 의해 형성된 용접 금속의 인성을 고려하여, 아크 용접용 강재의 성분 조성을 최적화해도, 열 영향부에서 고인성은 얻어지지 않는다.

즉, 전자빔 용접과 아크 용접은, 용접 수법 및 형성되는 조인트 구조 면에서 기본적으로 상이하기 때문에, 전자빔 용접에 관한 과제는, 아크 용접에 관한 과제 해결 수법으로 해결할 수는 없다.

본 발명은, 이와 같은 실정을 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 목적은, 해상 풍력 발전용 철탑의 기초 부분을 구성하는, 판 두께 45 ㎜ 이상의 전자빔 용접용 강재로서, 고강도이며, 또한, 용접 금속 (WM), 열 영향부 (HAZ) 및 모재 (BM : Base Metal) 의 파괴 인성이 적당히 밸런스를 맞춘 전자빔 용접 조인트를 형성할 수 있는 강재와 그 제조 방법이다. 본 발명의 다른 목적은, 상기 강재의 피용접부에 전자빔을 조사하여 형성된 파괴 인성이 우수한 전자빔 용접 조인트를 제공하는 것이다.

본 발명에 있어서는, 상기 과제를 해결하기 위해, Mn 을 1.5 질량％ 이상 첨가하여, ?칭성을 확보함과 함께, 탈산 원소인 Al 을 최대한 저감시키고, 적당량의 Ti 를 첨가하여, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 미세한 산화물 입자 (이하, 간단히 Ti 함유 산화물이라고 한다) 를 강 중에 분산시킨다. 이 Ti 함유 산화물을, 입성장을 억제하는 피닝 입자 및 입내 변태의 생성핵으로서 이용하고, 용접 금속 (WM), 열 영향부 (HAZ) 및 모재 (BM) 의 파괴 인성을 적당히 밸런스를 맞춘다.

특히, WM 폭 및 HAZ 폭이 좁고, 입열량이 낮은 전자빔 용접에 있어서는, Ti 함유 산화물이, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 입내 변태의 생성핵으로서 매우 유용하고, 마이크로 조직의 조대화의 억제에 현저하게 공헌한다.

그리고, 본 발명에 있어서는, 새롭게 도입한 전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB 를 제어하여, 강재 (BM), 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 파괴 인성을, 적당히 밸런스 맞추어, 용접부 전체로서 필요로 하는 파괴 인성을 확보한다. 또한, 본 발명에 있어서는, ?칭성을 높이기 위해, Mn 량을 증대시키는 한편, Cr, Mo, Cu, Ni, 및/또는, Nb 의 각 양을 저감시켜, 전자빔 용접용 강재의 제조 비용을 저감시킨다.

전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB 는, 전자빔 용접 조인트의 파괴 인성의 향상을 위해, 본 발명자들이, 신규로 도입한 지표이다. 지표 CeEB 의 기술적 의의에 대해서는 후술한다.

본 발명의 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 전자빔 용접 조인트는, 강재가 전자빔으로 용접된 전자빔 용접 조인트로서, 상기 강재의 조성이, 질량％ 로, C : 0.02 ％ ∼ 0.10 ％, Si : 0.03 ％ ∼ 0.30 ％, Mn : 1.5 ％ ∼ 2.5 ％, Ti : 0.005 ％ ∼ 0.015 ％, N : 0.0020 ％ ∼ 0.0060 ％, O : 0.0010 ％ ∼ 0.0035 ％, Nb : 0 ％ ∼ 0.020 ％, V : 0 ％ ∼ 0.030 ％, Cr : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Mo : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Cu : 0 ％ ∼ 0.25 ％, Ni : 0 ％ ∼ 0.50 ％ 및 B : 0 ％ ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고, S : 0.010 ％ 이하로 제한하고, P : 0.015 ％ 이하로 제한하고, Al : 0.004 ％ 이하로 제한하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 강재의 조성을 하기의 식 1 에 대입하여 구할 수 있는 지표값 CeEB 가 0.49 ％ ∼ 0.60 ％ 이며, 상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물의 수가 20 개/㎟ 이하이며, 상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 이다.

전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB=C＋9/40 Mn＋1/15 Cu＋1/15 Ni＋1/5 Cr＋1/5 Mo＋1/5 V … (식 1)

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는, 각각, 소정 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％.

(2) 상기 (1) 의 전자빔 용접 조인트로, 상기 강재의 상기 지표값 CeEB 에 대한 질량％ 로 나타낸 상기 강재의 C 량의 비인 C/CeEB 가, 0.04 ∼ 0.18 이어도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2) 의 전자빔 용접 조인트로, 상기 강재의 두께가 45 ∼ 150 ㎜ 여도 된다.

(4) 상기 (1) ∼ (3) 중 어느 하나의 전자빔 용접 조인트로, 용접 금속의 CTOD 값을 δ_WM, 열 영향부의 CTOD 값을 δ_HAZ및모재의 CTOD 값을 δ_BM 으로 정의하면, 0.5≤δ_WM/δ_BM≤1.1, 및 0.5≤δ_HAZ/δ_BM≤1.1 을 만족해도 된다.

(5) 본 발명의 다른 일 형태에 관한 전자빔 용접용의 강재는, 그 조성이, 질량％ 로, C : 0.02 ％ ∼ 0.10 ％, Si : 0.03 ％ ∼ 0.30 ％, Mn : 1.5 ％ ∼ 2.5 ％, Ti : 0.005 ％ ∼ 0.015 ％, N : 0.0020 ％ ∼ 0.0060 ％, O : 0.0010 ％ ∼ 0.0035 ％, Nb : 0 ％ ∼ 0.020 ％, V : 0 ％ ∼ 0.030 ％, Cr : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Mo : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Cu : 0 ％ ∼ 0.25 ％, Ni : 0 ％ ∼ 0.50 ％ 및 B : 0 ％ ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고, S : 0.010 ％ 이하로 제한하고, P : 0.015 ％ 이하로 제한하고, Al : 0.004 ％ 이하로 제한하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 강재의 조성을 하기의 식 1 에 대입하여 구할 수 있는 지표값 CeEB 가 0.49 ％ ∼ 0.60 ％ 이며, 상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물의 수가 20 개/㎟ 이하이고, 상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 인 것을 특징으로 하는 전자빔 용접용 강재.

(6) 상기 (5) 의 전자빔 용접용의 강재로, 상기 강재의 상기 지표값 CeEB 에 대한 질량％ 로 나타낸 상기 강재의 C 량의 비인 C/CeEB 가, 0.04 ∼ 0.18 이어도 된다.

(7) 상기 (5) 또는 (6) 의 전자빔 용접용의 강재로, 상기 강재의 두께가 45 ∼ 150 ㎜ 여도 된다.

(8) 본 발명의 다른 일 형태에 관한 전자빔 용접용 강재의 제조 방법은, 상기 (5) ∼ (7) 중 어느 하나의 전자빔 용접용 강재를 제조하는 방법으로서, 상기 강재를 주조할 때, 상기 강재를, 1300 ∼ 1100 ℃ 의 온도역에서의 냉각 속도가 9 ℃/min 이상이 되도록 냉각하는 공정과, 상기 주조 공정 후, 상기 강재를 950 ∼ 1150 ℃ 로 가열하고, 그 후, 가공 열처리를 실시하는 공정을 갖는다.

전자빔 용접 조인트에 있어서, 소정의 CTOD 값 (파괴 인성값) 을 확보하기 위해서는, 강재 (BM), 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 파괴 인성값을, 적당히 밸런스 맞추는 것이 중요하다.

즉, 강재 (모재) 의 파괴 인성과 열 영향부의 파괴 인성이 우수해도, 용접 금속의 파괴 인성이 뒤떨어지면, 용접 금속이 파괴의 기점이 된다. 용접 금속의 파괴 인성이 우수해도, 열 영향부의 파괴 인성이 뒤떨어지면, 열 영향부를 기점으로 하여 파괴가 진행된다. 이와 같이, 용접 조인트의 각 부에서 파괴 인성에 편차가 있으면, 용접 조인트 전체로서의 파괴 인성은 열화된다.

전자빔 용접을 적용한 항복 강도 355 ㎫ 급의 강재의 용접부 (용접 금속 및 열 영향부) 에서의 취성 파괴는, 구오스테나이트립에서 생성되는 조대한 입계 페라이트, 상부 베이나이트나 페라이트 사이드 플레이트 등으로부터 발생한다.

그리고, 상기 마이크로 조직이 기점이 되어 취성 파괴될 때의 파면 단위는, 구오스테나이트의 입경에 의존한다. 따라서, 석출물에 의한 피닝 효과나 입내 변태를 이용하여, 용접 금속 및 열 영향부에 있어서의 마이크로 조직의 입경을 작게 함으로써, 용접부의 파괴 인성을 개선할 수 있다.

그래서, 본 발명에 있어서는, Al 량을 저감시키고, Ti 를 첨가하여, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 에, 적절한 입경의 미세한 Ti 함유 산화물을, 적당량 생성시키는 것을 기본 사상으로 한다. 미세한 Ti 함유 산화물은, 입성장을 억제하는 피닝 입자로서 기능하고, 또, 입내 변태의 생성핵이 된다. 이 결과, 용접 금속과 열 영향부에, 입내 페라이트가 생성된다. 또한, 이 Ti 함유 산화물은, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 산화물이고, 예를 들어 TiO 또는 Ti₂O₃ 이다. 이 Ti 함유 산화물에는, Ti 나 산소 이외의 원소를 포함해도 전혀 상관없다.

그 결과, 용접 금속 및 열 영향부의 조직이 미세해져, 강재 (모재), 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성이 향상됨과 함께, 이들 3 개의 파괴 인성의 밸런스가 향상된다.

본 발명에 의하면, 항복 강도 355 ㎫ 급의 강재의 전자빔 용접 조인트에 있어서, 용접 금속 및 열 영향부에 있어서의 파괴 인성의 열화를 억제할 수 있다. 또, 강재 (모재), 열 영향부, 용접 금속의 파괴 인성이 적당히 밸런스잡힌 전자빔 용접 조인트를 제공하고, 또한, 그 용접 조인트를 형성할 수 있는 강재를 저비용으로 제공할 수 있다.

도 1 은 강재의 강도 및 인성과 금속 조직의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 2a 는 ?칭성과 용접 금속의 결정입경의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 2b 는 ?칭성과 열 영향부의 고탄소 마텐자이트량의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 3 은 강재 (모재) 의 경도에 대한 용접 금속의 경도의 비와, 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 4 는 CeEB 와 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성값 (δc) 의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 5a 는 용접 금속의 파괴 인성값과 C/CeEB 의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 5b 는 열 영향부의 파괴 인성값과 C/CeEB 의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 6 은 노치를 도입한 시험편을 나타내는 도면이다.
도 7 은 용접 조인트의 CTOD 시험 결과와, 강재에 포함되는 산화물의 개수의 관계를 나타내는 도면이다.
도 8a 는 주편의 냉각 속도와, 강재에 포함되는 미소한 Ti 함유 산화물 입자 수의 상관을 나타내는 도면이다.
도 8b 는 주편의 냉각 속도와, 강재에 포함되는 조대한 산화물 입자 수의 상관을 나타내는 도면이다.
도 9 는 강재 중의 전체 산소량과, 강재에 포함되는 미소한 Ti 함유 산화물 입자 수의 상관을 나타내는 도면이다.

해상 풍력 발전용 철탑의 건설에 있어서는, 강재를 용접한 후, 조인트부에 열처리를 실시하지 않고, 그대로 사용한다. 이 때문에, 용접 금속 및 열 영향부에는, 우수한 인성이 요구된다. 전자빔 용접의 경우, 통상 용접 와이어를 사용하지 않기 때문에, 모재의 성분 조성을 조정하고, 용접 금속 및 열 영향부의 인성을 제어한다.

종래, 전자빔 용접은, Cr 이나 Mo 를 다량으로 함유하는 강 (이른바 Cr-Mo 강) 이나 스테인리스강 또는 고 Ni 강 등, 용접 금속의 산화물의 생성을 필요로 하지 않는 강재에 적용되어 왔다. 스테인리스강의 경우, 열 영향부에는 취화상이 생성되지 않는다. 또, Cr-Mo 강의 경우, 열 영향부의 조직은, 도 1 에 정성적으로 나타낸 바와 같이 인성이 우수한 하부 베이나이트가 되어, 매우 높은 인성이 얻어진다.

본 발명의 실시형태에 관한 전자빔 용접 조인트에 사용하는 강재의 판 두께나 강도는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어, 해상 풍력 발전용 철탑 등에 사용되는, 판 두께가 45 ∼ 150 ㎜, YP (항복점) 가 약 315 ㎫ ∼ 550 ㎫, TS (인장 강도) 가 약 450 ㎫ ∼ 690 ㎫ 의 구조용 강을 바람직하게 사용할 수 있다. 필요에 따라, 판 두께 상한을 120 ㎜ 또는 130 ㎜ 로 해도 된다. YP 하한을 340 ㎫ 또는 355 ㎫ 로, YP 상한을 500 ㎫, 460 ㎫ 또는 420 ㎫ 로 해도 된다. TS 하한을 470 ㎫ 또는 490 ㎫ 로, TS 상한을 600 ㎫, 570 ㎫ 또는 550 ㎫ 로 해도 된다. 이러한 종류의 강재는, Cr-Mo 고강도 강에 비해 강도가 낮고, 열 영향부의 조직은, 도 1 에 정성적으로 나타낸 바와 같이 인성이 낮은 상부 베이나이트가 된다. 이와 같은 강재를 전자빔 용접하면, 특히, 열 영향부에서는, 입계 페라이트나 상부 베이나이트 등의 조대한 조직이 발달하고, 고탄소 마텐자이트 (섬상 마텐자이트 또는 M-A constituent 라고도 한다) 가 생성되기 쉽다. 따라서, 구조용 강을 전자빔 용접하는 경우, 열 영향부의 인성의 확보는 용이하지 않다.

조직과 인성의 관계에 대해서는, 결정입경의 미세화가 특히 용접 금속의 인성 향상에 유효한 것, 고탄소 마텐자이트가 특히 열 영향부의 인성을 저하시키는 것이 알려져 있다. 또, 성분과 조직의 관계에 대해서는, ?칭성 지표 Ceq 를 크게 하면, 도 2a 에 나타내는 바와 같이 용접 금속의 입경이 미세해지는 것, 도 2b 에 나타내는 바와 같이 열 영향부의 고탄소 마텐자이트가 증가하는 것이 알려져 있다.

또, 용접 금속 및 열 영향부의 인성을 높이기 위해서는, 용접 금속의 경도와 강재 (모재) 의 경도의 밸런스가 중요하다. 즉, 도 3 에 나타낸 바와 같이, 강재 (모재) 의 경도에 대해, 용접 금속의 경도를 높이면, 용접 금속의 인성은 향상된다. 그러나, 용접 금속의 경화의 영향에 의해 열 영향부에 변형이 집중되기 때문에, 열 영향부의 인성은 저하된다. 따라서, 인성이 떨어지는 상부 베이나이트의 생성을 방지하기 위해서 ?칭성을 높이면, 용접 금속의 경화가 일어나고, 이 영향에 의해, 열 영향부의 인성이 손상된다는 문제가 발생한다.

이와 같이, 강의 ?칭성과 WM 의 결정입경이나 HAZ 의 고탄소 마텐자이트의 관계, 강재 (모재) 의 경도에 대한 WM 의 경도의 비와 용접 조인트의 인성의 관계는, 정성적으로는 공지였다. 그러나, 종래, 강재의 성분에 의해 용접 조인트의 파괴 인성의 밸런스를 제어한다는 생각은 존재하지 않았다. 그 때문에, 예를 들어, ?칭성을 높인 강재 (모재) 를 전자빔 용접하면, WM 의 인성은 향상되지만, HAZ 의 인성이 현저하게 저하되는 등의 문제가 발생하였다.

그래서, 본 발명자들은, 전자빔 용접 조인트에 있어서, 필요로 하는 인성을 확보하기 위해, 전자빔 용접에 적절한 ?칭성을 표시하는 지표를 검토하고, 새롭게 "CeEB" 를 고안하여 도입하였다. 즉, 하기 (식 1) 로 정의하는 "전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB" 는, 전자빔 용접 조인트의 파괴 인성을 보다 높이기 위해서, 강재의 조직 형성에 크게 영향을 미치는 ?칭성에 착목하여, 필요로 하는 조직의 생성을 확실하게 확보하는 것을 고려한 새로운 지표이다.

CeEB=C＋9/40 Mn＋1/15 Cu＋1/15 Ni＋1/5 Cr＋1/5 Mo＋1/5 V … (식 1)

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는, 각각, 전자빔 용접 조인트의 모재, 요컨대, 전자빔 용접 조인트에 사용하는 강재에 있어서의 각 성분의 함유량 (질량％) 이다.

상기 (식 1) 에서 정의하는 CeEB 는, 경도와 상관있는 공지된 탄소당량 Ceq (=C＋1/6 Mn＋1/15 Cu＋1/15 Ni＋1/5 Cr＋1/5 Mo＋1/5 V) 를 기초로, Mn 이, 전자빔 용접시에 증발하고 감소되어 ?칭성이 저하되는 것을 고려하여 작성된 지표이다. 또한, 경험적으로 얻어진 ?칭성 저하의 정도에 기초하여, Mn 의 계수를 9/40 으로 하였다.

지표 CeEB 는, (1) 전자빔 용접 전의 강재 (모재) 에 있어서 ?칭성을 필요로 하는 범위 내에서 확보하고, (2) 용접 금속에 있어서, 미세한 페라이트의 생성을 촉진시키고, 또한, (3) 열 영향부에 있어서, 인성을 저하시키는 상부 베이나이트나 고탄소 마텐자이트 등의 생성을 억제하기 위한 지표이다.

도 4 에, 전자빔 용접 조인트에 있어서의 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 파괴 인성값 (δc) 과 CeEB 의 관계를 정성적으로 나타낸다. 실선은 용접 금속의 파괴 인성값 (δcwm) 이며, 파선은 열 영향부의 파괴 인성값 (δcha) 이다. 이점쇄선은, 가상적으로 WM 의 경도의 영향을 무시했을 경우의 열 영향부의 파괴 인성값 (HAZ 인성의 예측값) 이다. 이 HAZ 인성의 예측값은, HAZ 의 열이력을 모의한 열처리를 실시한 시험편의 파괴 인성 시험에 의해 측정할 수 있다.

지표 CeEB 가 커지면, WM 의 조직이 미세해져 δcwm 이 향상된다. 한편, HAZ 에서는 고탄소 마텐자이트의 증가와 HAZ 의 경화에 의해 HAZ 인성의 예측값이 저하된다. 또, CeEB 가 커지면 WM 이 경화되고, 그 영향을 받아, δcha 는 HAZ 인성의 예측값보다 저하된다.

이와 같이, 지표 CeEB 에 의해 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성을 종합적으로 조정하는 것이 가능해진다. CeEB 를 적정 범위로 정하면, 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성값을 양쪽 모두, 일점쇄선으로 나타내는 목표값 이상으로 할 수 있다. 후술하는 피닝 입자나 입내 변태를 활용하는 경우에는, 피닝이나 입내 변태의 효과에 따라, δcwm 및 δcha 가 향상되게 된다.

다음으로, 본 발명자들은, 강재 (모재) 의 C 량 및 CeEB 와, 모재, 용접 금속 및 열 영향부의 인성의 관계에 대해 검토하였다. 그 결과, 모재의 C 량과 CeEB 의 비 "C/CeEB" 를 특정 범위로 조정하는 것이 바람직한 것을 알았다. 이하에, 비 "C/CeEB" 의 기술적 의의에 대해 설명한다.

비 "C/CeEB" 는, 용접 금속부의 ?칭성과, 열 영향부의 ?칭성이 극단적으로 치우치지 않게 하기 위한 지표이다. 도 5a 에 CeEB 와 용접 금속의 파괴 인성값의 관계를 나타내고, 도 5b 에 CeEB 와 열 영향부의 파괴 인성값의 관계를 나타낸다.

CeEB 는 ?칭성의 지표이다. CeEB 가 커지면, 용접 금속에서는 입경이 미세해지기 때문에 파괴 인성값이 높아지고, 열 영향부에서는 고탄소 마텐자이트의 생성이 촉진되어 파괴 인성값이 저하된다. 또, 전자빔 용접에서는, 용접 금속의 Mn 의 일부가 증발되어, Mn 량이 감소한다.

그 때문에, 도 5a 에 나타내는 바와 같이, 용접 금속의 파괴 인성을 향상시키기 위해서는, C/CeEB 를 높여 ?칭성을 확보하는 것이 바람직하다. 한편, 열 영향부에서는, C 량의 증가에 따라 고탄소 마텐자이트의 생성이 촉진된다. 그 때문에, 도 5b 에 나타내는 바와 같이, 파괴 인성값을 확보하기 위해서는, C/CeEB 를 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명자들은, 용접 금속의 파괴 인성값과 열 영향부의 파괴 인성값의 밸런스를 개선하는 수법에 대해 검토하였다. 그 결과, Ti 함유 산화물이 피닝 입자로서 기능하면, 열 영향부에 있어서의 입성장이 억제되고, 열 영향부 및 용접 금속의 인성이 향상되는 것을 알았다. 또, Ti 함유 산화물을 생성핵으로 하는 입내 변태를 이용하여, 입내 페라이트를 생성시키면, 열 영향부 및 용접 금속의 인성이 향상되는 것을 알았다.

본 발명자들은, 또한, Ti 함유 산화물을 포함하는 강 중 산화물 입자의 사이즈나 개수가, 전자빔 용접 조인트의 파괴 인성값에 대해 미치는 영향에 대해, 예비 실험을 실시하여 검증하였다. 이하에 상세히 서술하는 바와 같이, 이 예비 실험에서는, 강 중의 전체 산소량이나 주편의 냉각 속도를 변화시킴으로써, 상이한 개수나 사이즈의 산화물 입자를 갖는 복수의 강재를 작성하였다. 이들 강재를 사용하여 전자빔 용접 조인트를 제작하고, 파괴 인성값을 검사하였다.

이 예비 시험에 있어서, 산화물 입자의 계측, 파괴 인성값의 계측은, 강판의 판 두께 방향 중심부를 대상으로 하여 실시하였다. 이 이유는 이하와 같다. 제 1 이유는, CTOD 시험에서 검증되는 바와 같이, 전자빔 용접 조인트에 있어서, 역학적으로 가장 구속력이 높고, 파괴의 기점이 되기 쉬운 것은 판 두께 중심부이기 때문이다. 또한, 강판의 판 두께 방향 중심부에서는, 연속 주조에 있어서의 응고편석 (중심편석) 에 의해, 용질 원소가 농화되어 조직이 경화되기 쉽다. 이 때문에, 판 두께 방향 중심부는, 판 두께 방향의 표층에 가까운 부분에 비하여 야금학적으로 취성 파괴가 발생하기 쉬운 상태가 되어 있는 것이, 제 2 이유이다. 또한, 본 발명의 대상인 전자빔 용접 조인트는, 통상의 아크 용접 조인트와는 달리, 융합면이 판 두께 방향으로 거의 평행한 평면 형상이기 때문에, 상기 서술한 판 두께 방향의 역학적·야금적인 영향을 받아, 조대한 산화물 입자가 취성 파괴의 기점이 되기 쉽다. 즉, 전자빔 용접 조인트의 열 영향부 및 용접 금속의 파괴 인성값은, 통상의 아크 용접 조인트와 비교하여, 판 두께 중심부에 존재하는 산화물 입자의 사이즈나 개수에 큰 영향을 받기 쉬운 것이, 제 ３ 이유이다.

후술하는 예비 실험에 의해 산화물 입자 수와 파괴 인성값의 관계를 조사한 결과, 이하의 지식이 얻어졌다. Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 산화물 입자는, 그 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상일 때, 높은 효율로 피닝 작용 및 입내 변태 촉진 작용을 나타내고, 결정립의 세입자화에 크게 공헌한다. 한편, 입경이 비교적 큰 산화물 (Ti 함유 산화물을 포함하는 전체 산화물) 의 입자는, 취성 파괴의 기점이 되기도 한다. 개재물 입자의 원 상당 직경이 0.5 ㎛ 를 초과하면, 취성 파괴의 기점이 되는 경향이 나타나기 시작하고, 특히, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상이면, 파괴의 기점이 되는 경향이 특히 높기 때문에, 그 개수를 가능한 한 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인, Ti 함유 산화물 입자를 강재에 적당량 함유시키면, 취성 파괴를 발생시키지 않고, 효과적으로 결정립을 세입자할 수 있는 것을 알았다.

이 예비 실험에서는, 강재 내의 산화물 입자 중, (1) 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만이고, Ti 를 10 ％ 이상 포함하는 산화물 입자 (이하 간단히 「미소한 Ti 함유 산화물」이라고 칭하는 경우가 있다), (2) 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 전체 산화물 (이하 간단히, 「조대한 산화물」이라고 칭하는 경우가 있다) 의 2 클래스에 대해 그 수량을 측정하였다. 또한, 강재 내의 각 클래스의 산화물 입자의 수량과, 이 강재를 사용한 전자빔 용접 후의 조인트의 인성값의 관계를 정량적으로 검증하였다.

예비 실험에서는, 소형 실험로를 사용하여, 질량％ 로, C : 0.07 ％, Si : 0.06 ％, Mn : 2.0 ％, P : 0.007 ％, S : 0.002 ％, Ti : 0.009 ％, Al : 0.002 ％, N : 0.006 ％ 를 목표로 한 주편을 제조하였다. 주편을 제조할 때, 각 클래스의 산화물의 개수를 제어하기 위해서, 이하 2 개의 공정을 제어하였다. (i) 용탕의 진공 탈가스 처리의 처리 시간을 변화시킴으로써 주편의 전체 산소량을 조정하였다. (ii) 주조시에, 주편을 냉각하기 위한 냉각수량을 조정함으로써, 1300 ∼ 1100 ℃ 의 온도역의 주편의 냉각 속도를 1 ∼ 30 ℃/min 의 범위에서 제어하였다. 이 예비 실험에서 제조된 각 주편의 성분 조성은, 상기의 성분 조성의 목표값과 거의 일치하였다. 또, 제조된 각 주편의 전체 산소량은 10 ppm ∼ 41 ppm 이었다. 얻어진 주편을 사용하여, 후술하는 ACC 에 의해 판 두께 50 ㎜ 의 강판을 제조하였다.

상기 강재의 산화물 입자의 개수 측정 방법은, 후술하는 실시예에서 사용한 방법에 준한다.

또한, 이들 강재에 대해 후술하는 실시예에서 사용한 전자빔 용접을 실시하고, I 개선의 맞댐 용접 조인트를 제작하였다. 이 용접 방법의 상세는, 후술하는 실시예에 준한다. 이들 용접 조인트의 융합부 (FL : Fusion Line) 부분에 노치가 형성된 CTOD 시험편을 작성하고, 시험 온도 0 ℃ 에서 CTOD 시험을 실시하였다. 이 결과 얻어진 HAZ 의 파괴 인성값, δ_HAZ 가 0.5 ㎜ 이상인 경우에는, 그 샘플을 합격으로 하고, 이외의 경우에는 불합격으로 하였다. 이 예비 실험 결과를 도 7 ∼ 9 에 나타낸다. 도 7 ∼ 9 에 있어서, CTOD 시험에 합격한 샘플은 중공의 플롯으로, 불합격 샘플은 전부 칠해진 플롯으로 나타냈다. 또, 강 중의 산소량이 0.0035 ％ 이하인 샘플은 능형, 0.0035 ％ 초과의 샘플은 삼각형의 플롯으로 나타냈다.

도 7 은, CTOD 시험 결과와, 상기 미소한 Ti 함유 산화물 및 상기 조대한 산화물의 개수의 관계를 나타낸다. 도 7 상에서, CTOD 시험에 합격한 용접 조인트의 플롯 (중공의 능형) 은 모두, 「본 발명의 범위」로서 나타낸 파선의 사각의 범위 내에 있다. 즉, HAZ 의 CTOD 값, δ_HAZ 가 0.5 ㎜ 이상이 되는 조건은, (1) 강재의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물 (상기 조대한 산화물) 이 20 개/㎟ 이하이고, 또한, (2) 판 두께 중심부에 있어서, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물 (상기 미소한 Ti 함유 산화물) 이 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 인 것이었다.

다음으로, 주편의 1300 ∼ 1100 ℃ 의 온도역에서의 냉각 속도와, 상기 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수량의 상관을 검토하였다. 도 8a 에 나타내는 바와 같이, 냉각 속도가 상승하면, 판 두께 중심부에 있어서의 미소한 Ti 함유 산화물의 수량이 증가하는 경향이 있었다. 특히 진공 탈가스 공정에 의해 강 중의 전체 산소량을 0.0035 ％ 이하로 한 샘플 (능형의 플롯) 에서는, 주편의 냉각 속도가 9 ℃/min 이상인 경우에, 냉각 속도에 의존하여 산화물의 수량이 증가하는 경향이 명확해졌다. 이 결과, 상기 전체 산소량 및 냉각 속도의 범위에 있어서, 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수량을 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 의 범위로 제어할 수 있었다. 도 8a 상에서, 이 냉각 속도 범위를 「본 발명의 범위」로 하여 파선과 화살표로 나타낸다. 또, 상기 전체 산소량 및 냉각 속도의 범위를 만족하는 전체샘플에서, HAZ 의 CTOD 값, δ_HAZ 는 0.5 ㎜ 이상이었다 (능형의 중공 플롯).

다음으로, 주편의 1300 ∼ 1100 ℃ 의 온도역에서의 냉각 속도와, 상기 조대한 산화물 입자의 수량의 상관을 검토하였다. 도 8b 에 나타내는 바와 같이, 냉각 속도가 상승하면, 판 두께 중심부에 있어서의 조대한 산화물의 수량이 감소하는 경향이 있었다. 특히 탈가스 처리에 의해 강 중의 전체 산소량을 0.0035 ％ 이하로 한 샘플 (능형의 플롯) 에서는, 주편의 냉각 속도가 9 ℃/min 이상인 경우, 상기 조대한 Ti 함유 산화물의 수량은 20 개/㎟ 이하의 범위에 있었다. 도 8b 상에서, 이 냉각 속도 범위를 「본 발명의 범위」로 하여 파선과 화살표로 나타낸다.

다음으로, 강 중의 전체 산소량과, 상기 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수량의 상관을 검토하였다. 도 9 에 나타내는 바와 같이, 전체 산소량이 상승하면, 판 두께 중심부에 있어서의 상기 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수량은 증가하는 경향이 있었다. 전체 산소량이 0.0035 ％ 초과이면, 주편의 냉각 속도를 9 ℃/min 이상으로 해도, 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수량을 1×10⁵ 개/㎟ 이하로 제어할 수 없는 경우가 있다. 이 경우, 과잉의 산화물 입자가 취성 파괴의 기점이 되어, CTOD 시험값을 악화시키고 있다고 생각된다. 도 9 상에서는, 전체 산소량이 0.0035 ％ (35 ppm) 이하의 범위를 「본 발명의 범위」로 하여 파선과 화살표로 나타낸다. 이 산소량의 범위 내에서는, 주편의 냉각 속도를 9 ℃/min 이상으로 한 모든 샘플이, 0.5 ㎜ 이상의 δ_HAZ 값을 나타냈다 (능형의 중공 플롯).

상기 예비 실험의 결과를 종합하여, 발명자들은, 이하의 지식을 얻었다. (1) 판 두께 중심부에 존재하는 조대한 산화물 입자를 적게 하여, (2) 입내 변태의 변태핵이 되는 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 양을 적절히 제어함으로써, 전자빔 용접 조인트의 열 영향부 및 용접 금속의 파괴 인성을 향상시킬 수 있다. 또, 산화물 입자의 사이즈나 개수를 제어하기 위해서는, (3) 강재 중의 전체 산소 농도를 적절한 범위로 제어하는 것, 및 (4) 강재의 주조시의 냉각 속도를 적절한 범위로 제어하는 것이 효과적인 것을 알 수 있었다. 또한, 예비 실험에서 얻어진 주편의 필요 냉각 속도 9 ℃/min 는, 강의 용제 및 주조를 실시하는 제강 공장의 취과정련 설비나 주조 설비의 조건 등 (예를 들어, 진공 탈가스의 진공도, 주조시의 둑의 형상 등) 에 의해, 변화되는 것이라고 생각된다. 이 때문에, CTOD 시험 결과의 향상을 위해서는, 소정의 성분 범위에서 소정의 산화물의 수가 얻어지면 되고, 반드시 주조시의 냉각 속도를 9 ℃/min 이상으로 한정할 필요는 없다.

상기 예비 실험의 결과를 감안하여, 본 발명에서는, 강재 (모재) 의 C 량, O 량, CeEB, C/CeEB 및, 산화물 입자의 사이즈나 개수를 적정한 범위 내로 제어하고, Al 의 함유량을 저감시켜, 적당량의 Ti 를 첨가한다. 이 결과, 용접시에, 미세한 Ti 함유 산화물이 피닝 입자 및 입내 변태의 생성핵으로서 이용되고, 모재의 파괴 인성값에 대한 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성값의 비를 적절한 범위로 하여, 파괴 인성값 δc 의 편차를 최대한 억제할 수 있다.

본 발명의 실시형태에 관한 강재의 조성은, 질량％ 로, 적어도, C : 0.02 ％ ∼ 0.10 ％, Si : 0.03 ％ ∼ 0.30 ％, Mn : 1.5 ％ ∼ 2.5 ％, Ti : 0.005 ％ ∼ 0.015 ％, N : 0.0020 ％ ∼ 0.0060 ％, O : 0.0010 ％ ∼ 0.0035 ％ 를 함유한다. 또, 상기 강재의 조성에 포함되는 불가피적 불순물 중, S : 0.010 ％ 이하, P : 0.015 ％ 이하, Al : 0.004 ％ 이하로 제한할 필요가 있다. 또, 필요에 따라, Nb : 0 ％ ∼ 0.020 ％, V : 0 ％ ∼ 0.030 ％, Cr : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Mo : 0 ％ ∼ 0.50 ％, Cu : 0 ％ ∼ 0.25 ％, Ni : 0 ％ ∼ 0.50 ％ 및 B : 0 ％ ∼ 0.0030 ％ 를 함유해도 된다. 상기 강재 조성의 잔부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

이하, 각 원소의 첨가 이유 및 첨가량에 대해 설명한다. 또한, ％ 는 질량％ 를 의미한다.

C 는, 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 용접 구조체로서의 강도를 확보하기 위해, 0.02 ％ 이상 첨가한다. C 량이 적으면, 용접 금속의 ?칭성이 부족하여, 인성을 저해시키는 경우가 있다. 바람직한 하한은 0.03 ％ 이고, 보다 바람직한 하한은 0.04 ％ 이다. 한편, C 량이 0.10 ％ 를 초과하면 ?칭성이 지나치게 증대되고, 특히 용접 금속 및 열 영향부의 인성이 저하되므로, C 량의 상한은 0.10 ％ 로 한다. 바람직한 상한은 0.08 ％ 또는 0.07 ％ 이며, 보다 바람직하게는 0.06 ％ 이다.

Si 는, 탈산 원소이며, 강판의 강도를 확보하기 위해서도 유효한 원소이다. 그 때문에, 0.03 ％ 이상 첨가한다. 그러나, Si 를 과잉으로 첨가하면, 특히 열 영향부에 고탄소 마텐자이트가 다량으로 생성되어, 인성이 저하된다. 이 때문에 Si 량의 상한을 0.30 ％ 로 한다. 바람직한 상한은 0.25 ％ 또는 0.20 ％ 이며, 보다 바람직한 상한은 0.15 ％ 이다.

Mn 은, 인성을 확보하고, 또한, ?칭성을 높여 강판의 강도를 확보하는 데에 유효한 원소이다. Mn 량이 1.5 ％ 미만에서는, 강재의 인성, 강도 및 ?칭성을 충분히 확보할 수 없다. 또, 전자빔 용접시, Mn 은 용접 금속으로부터 증발하여 없어진다. 따라서, 강재의 인성, 강도 및 ?칭성, 또한 용접 금속의 ?칭성을 높여 인성을 확보하기 위해, 1.5 ％ 이상의 Mn 을 첨가한다.

Mn 량의 바람직한 하한은 1.6 ％ 또는 1.7 ％, 보다 바람직하게는 1.8 ％ 이다. 단, Mn 량이 2.5 ％ 를 초과하면, ?칭성이 과대하게 증대되고, 특히 열 영향부의 인성이 저하되므로, Mn 량의 상한을 2.5 ％ 로 한다. 바람직한 상한은 2.4 ％ 이며, 보다 바람직한 상한은 2.3 ％ 이다.

P 는, 불가피적 불순물이며, 강재 (BM), 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 인성에 악영향을 미친다. 특히, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 인성을 확보하기 위해서는, P 는 적은 것이 바람직하고, 0.015 ％ 이하로 제한한다. 바람직한 P 량은, 0.010 ％ 이하 또는 0.006 ％ 이하이다. P 량의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, 그 하한은 0 ％ 여도 된다. 그러나, 제조 비용의 관점에서, 0.001 ％ 이하의 극저 P 화는 불필요하고, P 량은 0.001 ％ 이상으로 해도 된다.

S 는, 불가피적 불순물이며, MnS 를 형성한다. MnS 는, 미세한 Ti 함유 산화물을 핵으로 하여 석출하고, Mn 희박 영역을 형성하여, 입내 페라이트의 생성 (입내 변태) 을 촉진한다. 입내 변태를 촉진하기 위해서는, S 를 0.0001 ％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 바람직한 S 량의 하한은 0.001 ％ 이다. 필요에 따라, S 량의 하한을 0.002 ％ 로 해도 된다. 또, S 량의 하한을 한정하지 않고, 하한을 0 ％ 로 해도 된다. 한편, S 를 과잉으로 함유하면, 특히, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 인성이 저하된다. 이 때문에, S 량을 0.010 ％ 이하로 제한한다. 바람직한 S 량의 상한은 0.007 ％ 또는 0.005 ％ 이다.

Al 은, 강력한 탈산 원소이며, Ti 함유 산화물의 생성을 방해한다. 본 발명의 실시형태에서는, Ti 함유 산화물의 생성을 촉진하기 위해, Al 량을 0.004 ％ 이하로 제한한다. 필요에 따라, Al 량의 상한을 0.003 ％ 또는 0.0025 ％ 로 제한해도 된다. Al 량은 적을수록 바람직하기 때문에 그 하한을 규정할 필요는 없고, 하한을 0 ％ 로 해도 된다. 한편, Al 량의 하한을, 0.0005 ％ 또는 0.001 ％ 로 해도 된다.

Ti 는, 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소이며, 강의 탈산에 사용한다. 용접시에, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 에, 입내 변태의 생성핵으로서 기능하는 Ti 함유 산화물을 생성시켜, 인성을 높이기 때문에, Ti 를 0.005 ％ 이상 첨가한다. Ti 량은, 0.007 ％ 이상이 바람직하지만, 과잉이면, 조대한 TiN 이 생성되어, 인성이 열화되므로, 상한은 0.015 ％ 로 한다. 바람직한 Ti 량의 상한은 0.012 ％ 이다.

N 은, Ti 와 결합하여, TiN 을 형성한다. TiN 에 의한 결정립의 조대화를 억제하기 위해, N 을 0.0020 ％ 이상 첨가한다. 바람직한 N 량의 하한은 0.0030 ％ 이다. 한편, N 량이 과잉이면, 용접 금속 및 열 영향부의 인성에 악영향을 미치므로, N 량의 상한을 0.0060 ％ 로 한다. 바람직한 N 량의 상한은 0.0050 ％ 이다.

O 는, Ti 와 결합하여, 피닝 입자 및 입내 변태의 생성핵으로서 기능하는 Ti 함유 산화물을 형성하고, 용접 금속 및 열 영향부의 인성을 향상시킨다. O 량이 적으면, 충분한 Ti 함유 산화물 입자가 얻어지지 않기 때문에, 하한을 0.0010 ％ 로 한다. 한편, O 량이 과잉이면, 과잉으로 산화물이 생성되어 취성 파괴의 기점이 되는 등, 강재 및 열 영향부의 인성에 악영향을 미친다. 이 때문에, 강재의 O 량의 상한을 0.0035 ％ 로 한다. 조성이나 제조 공정 등의 조건으로 강재에 과잉된 산화물이 생성되기 쉬운 경우, 강재의 O 량의 상한을 0.0032 ％, 0.0029 ％, 또는 0.0025 ％ 로 해도 된다. 또, 미세한 Ti 함유 산화물 입자량을 보다 많이 요구하는 경우에는, 강재의 O 량의 하한을 0.0020 ％ 로 해도 된다.

또한, 본 발명의 실시형태에 따라 일반적인 조건으로 전자빔 용접을 실시하면, 그 과정에 있어서, 용접 금속부에서는, 강재의 O 량 중, 약 절반 정도가 없어지는 경우가 많다. 따라서, 강재의 O 량이 0.0035 ％ 이하일 때, 용접 후의 조인트에 있어서, 용접 금속 중의 O 량은 약 0.0020 ％ 이하가 되는 경우가 많다. 용접 금속의 O 량을, 20 ppm 미만, 18 ppm 이하 또는 17 ppm 이하로 해도 된다. 용접 금속의 O 량의 하한을 마련할 필요는 없지만, 8 ppm 이상, 10 ppm 이상 또는 12 ppm 이상으로 해도 상관없다.

본 발명의 실시형태에 관한 강판에서는, Mg 또는 Ca 를 첨가할 필요는 없고, 불가피적 불순물 중의, Mg 량, Ca 량을 각각 0.0002 ％ 이하로 제한해도 된다.

본 발명의 실시형태에 관한 강판은, 추가로 Nb 및/또는 V 를, 이하의 이유로, 일정한 한도 내에서 함유해도 된다.

Nb 는, 모재의 ?칭성을 향상시키고, 강도를 높이는 데에 유효한 원소이며, 첨가는 필수는 아니지만, 필요에 따라 첨가해도 된다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Nb 를 0.001 ％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 Nb 를 0.003 ％ 이상 첨가한다. 단, 과잉으로 첨가하면, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 인성이 저하되므로, Nb 량의 상한을 0.020 ％ 로 한다. 바람직한 상한은 0.012 ％ 이며, 보다 바람직한 상한은 0.010 ％ 이다. Nb 의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, Nb 량이 0 ％ 여도 된다.

V 는, 소량의 첨가로, ?칭성 및 템퍼링 연화 저항을 높이는 작용을 이루는 원소이며, 첨가는 필수는 아니지만, 필요에 따라 첨가해도 된다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, V 를 0.005 ％ 이상 첨가한다. 바람직하게는 V 를 0.010 ％ 이상 첨가한다. 단, 과잉으로 첨가하면, 용접 금속 (WM) 및 열 영향부 (HAZ) 의 인성이 저하되므로, V 량의 상한을 0.030 ％ 로 한다. 바람직한 상한은 0.025 ％ 이며, 보다 바람직한 상한은 0.020 ％ 이다. V 의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, V 량이 0 ％ 여도 된다.

본 발명의 실시형태에 관한 강판은, 필요에 따라, 추가로 Cr, Mo, Cu, Ni 및, B 의 1 종 또는 2 종 이상을 함유해도 된다. 이들 원소의 첨가는 필수는 아니지만, 첨가하면 인성 및 강도의 향상에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr, Mo, Cu, 및/또는, Ni 를 각각, 0.05 ％ 이상 첨가한다. B 는, 소량 첨가로 ?칭성을 크게 향상시키는 원소이기 때문에, 냉각 속도를 확보하는 것이 곤란한 경우 등 필요에 따라, 0.0030 ％ 를 상한으로 첨가해도 된다. ?칭성 향상 효과를 얻기 위해서는, 0.0002 ％ 이상 첨가한다.

그러나, Cr, Mo, Cu 및 Ni 는 고가이기 때문에, 경제적 관점에서, Cr : 0.50 ％ 이하, Mo : 0.50 ％ 이하, Cu : 0.25 ％ 이하, Ni : 0.50 ％ 이하의 첨가량으로 한다. 특히, Mn 량을 높인 본 발명의 강재에서는, 이들 원소를 과잉으로 첨가하면, ?칭성이 지나치게 높아져, 인성의 밸런스를 저해시키는 경우가 있다. 따라서, 바람직하게는, Cr, Mo, Cu, 및/또는, Ni 의 합계량을 0.70 ％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 이 합계량을 0.50 ％ 이하로 한다. 필요에 따라, 이 합계량을 0.40 ％, 0.30 ％ 또는 0.20 ％ 로 제한해도 된다. B 첨가에 의한 강재의 균열 등을 회피하기 위해서, B 량의 상한을 0.0020 ％, 0.0017 ％ 또는 0.0014 ％ 로 제한해도 된다. Cr, Mo, Cu, Ni 및, B 의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, 각각의 첨가량이 0 ％ 여도 된다.

또, 본 발명의 실시형태에 관한 강재에 있어서는, 상기 성분 조성을 기초로, 하기 (식 1) 에서 정의하는 전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB 를 0.49 ∼ 0.60 ％ 로 한다.

CeEB=C＋9/40 Mn＋1/15 Cu＋1/15 Ni＋1/5 Cr＋1/5 Mo＋1/5 V … (식 1)

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는, 각각, 강재 성분의 강재 중의 함유량 (질량％) 이다.

또한, 이들 성분 중 어느 것인가가 강재에 첨가되어 있지 않은 경우, 그 원소의 함유량에 0 을 대입하여 (식 1) 을 사용하면 된다. 예를 들어, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 가 모두 함유되지 않은 강재인 경우, CeEB 는 상기 (식 1) 대신에 하기의 (식 1′) 를 사용하면 된다.

CeEB=C＋9/40 Mn … (식 1′)

단, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 가 불가피적 불순물로서 함유하고 있는 경우에는, (식 1) 에 의해 CeEB 를 계산하는 것이 바람직하다.

전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB 는, 전자빔 용접에 특유의 용접 금속에 있어서의 Mn 량의 감소를 고려하여 ?칭성을 표시하는 지표이다. CeEB 가 0.49 미만이면, 용접 금속의 ?칭성이 부족하여, 상부 베이나이트가 생성되고, 용접 조인트의 파괴 인성이 불충분해진다.

CeEB 가 0.50 ％ 이상, 바람직하게는 0.51 ％ 이상이면, 강재의 파괴 인성이, 더욱 향상된다. 그러나, CeEB 가 0.60 ％ 를 초과하면, 열 영향부 (HAZ) 의 파괴 인성이 불충분해진다. 그러므로, CeEB 의 상한은 0.59 ％ 가 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.58 ％ 이다.

본 발명의 실시형태에 관한 강재의, 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물 (조대한 산화물) 의 수는 20 개/㎟ 이하로 한다. 또, 동일하게 판 두께 중심부에 있어서, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물 (미소한 Ti 함유 산화물) 의 수는 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 로 한다. 상기 조대한 산화물의 수가 20 개/㎟ 초과이면, 이 산화물이 파괴의 기점이 되어, 열 영향부 및 용접 금속의 파괴 인성이 불충분해진다. 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수가 1×10³ 미만이면, Ti 함유 산화물에 의한 피닝 작용이나 입내 변태 촉진 작용이 불충분해져, 열 영향부 및 용접 금속의 인성에 악영향을 미친다. 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수가 1×10⁵ 초과이면, 과잉된 Ti 함유 산화물 입자가 파괴의 기점이 되는 경향이 높아져, 열 영향부 및 용접 금속의 파괴 인성이 불충분해진다.

또한, 조대한 산화물의 수의 측정 방법은, 예를 들어, 강재의 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 사용하여 FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope) 에 의한 측정을 실시한다.

또 Ti 함유 산화물의 수의 측정 방법은, 예를 들어, 강재의 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 사용하여 FE-TEM (Field Emission Transmission Electron Microscope) 에 의한 측정을 실시한다. 또한, 추출 레플리카막을 작성하여 TEM 으로 관찰하고, EDX 법 (Energy Dispersive X-ray Spectrometry) 으로 측정되는 Ti 의 중량비가 10 ％ 이상인 입자에 대해, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 산화물이라고 판정한다.

전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB 에 대한 C 량의 비 (C/CeEB) 는, 용접 금속의 ?칭성과, 열 영향부 및 모재의 ?칭성의 밸런스를 표시하는 지표이다. C/CeEB 는, 0.04 ∼ 0.18 의 값을 취하는 것이 바람직하다. 전자빔 용접에서는, Mn 이 증발하여, 용접 금속의 Mn 량이 모재의 Mn 량보다 적어지므로, 모재의 C 량을 증가시켜, ?칭성을 확보하는 것이 바람직하지만, C 량이 과잉이 되면 HAZ 에 고탄소 마텐자이트가 생성된다.

C/CeEB 가 0.04 미만이면, 용접 금속의 ?칭성이 부족하여, 파괴 인성이 저하되므로, 하한을 0.04 로 한다. 바람직한 하한은 0.05 이다. 한편, C/CeEB 가 0.18 을 초과하면, 열 영향부의 파괴 인성이 저하되는 경우가 있으므로, 상한은 0.18 로 한다. 바람직한 상한은 0.15 이며, 더욱 바람직한 상한은, 0.10 이다.

본 발명의 실시형태에 관한 강재를 사용하여, 전자빔 용접에 의해 형성된 용접 조인트에 있어서, 용접 금속의 CTOD 값 : δ_WM, 열 영향부의 CTOD 값 : δ_HAZ및강재의 CTOD 값 : δ_BM 이, 하기 (식 2) 와 (식 3) 을 만족하는 것이 바람직하다.

0.5≤δ_WM/δ_BM≤1.1 … (식 2)

0.5≤δ_HAZ/δ_BM≤1.1 … (식 3)

단, δ_WM, δ_HAZ, 및, δ_BM 은, 0 ℃ 에서 3 점 굽힘 CTOD 시험을 6 회 실시했을 때의 CTOD 값의 최저값이다. 또한, δ_BM, δ_HAZ 및δ_WM 중, δ_BM 이 가장 커지지만, 측정 데이터의 편차를 고려하여, δ_WM/δ_BM 및δ_HAZ/δ_BM 의 상한을 1.1 로 한다. 또 CTOD 값이 1.0 ㎜ 이상이 된 경우에는 연성 파괴된 것으로 간주하여, CTOD 값을 1.0 ㎜ 로 하여 상기 계산을 실시한다.

δ_WM/δ_BM및δ_HAZ/δ_BM 이 0.5 미만이 되면, δ_WM, δ_HAZ및δ_BM 의 밸런스가 극단적으로 나빠져, 용접부의 파괴 인성이 크게 저하된다. 따라서, δ_WM/δ_BM및δ_HAZ/δ_BM 의 하한은 0.5 로 한다. 바람직한 하한은 0.60 이며, 보다 바람직한 하한은 0.7 이다. 미세한 Ti 함유 산화물을 이용하는 입내 변태는, HAZ 및 WM 의 조직의 미세화에 매우 유효하고, 본 발명의 실시형태에 관한 강재를 전자빔 용접하면, 용접 조인트의 HAZ 및 WM 의 파괴 인성을 현저하게 높일 수 있다.

즉, 본 발명의 강재에 의하면, 전자빔 용접 후의 용접 조인트에 있어서의 용접 금속 및 열 영향부의 파괴 인성은, 모재의 파괴 인성과 비교한 열화가 현저하게 억제되고 있다. 이 때문에, 각 부의 파괴 인성이 적당히 밸런스잡힌 용접 조인트를 얻을 수 있다.

전자빔 용접은, 간단한 설비로 달성할 수 있는 저진공도, 예를 들어, 10 Pa 이하의 감압하에서 실시할 수 있다. 진공도의 하한은, 설비의 능력에 따라 다르기도 하지만, 10^-2 Pa 가 바람직하다. 용접 조건은, 가속 전압 130 ∼ 180 V, 빔 전류 100 ∼ 130 mA, 용접 속도 100 ∼ 250 ㎜/분의 범위 내에서, 장치의 성능이나 강재의 판 두께에 따라 결정한다. 예를 들어, 판 두께 80 ㎜ 의 경우, 가속 전압 175 V, 빔 전류 120 mA, 용접 속도 125 ㎜/분 정도가 추천된다.

다음으로, 본 발명 강재의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 관한 방법에서는, 슬래브 (강편) 등의 강재를 주조하는 주조 공정에 있어서, 예를 들어 9 ℃/min 이상의 속도로 냉각시킴으로써, 상기 조대한 산화물의 수량을 20 개/㎟ 이하로 제한할 수 있다. 동시에, 상기 미소한 Ti 함유 산화물을 1×10³ 이상 확보할 수 있다.

강재 (강편) 의 제조 방법은, 공업적으로는, 연속 주조법이 바람직하다. 연속 주조법에 의하면, 주조 후의 냉각 속도를 높이면, 파괴의 원인이 되는 조대한 산화물의 생성을 억제할 수 있다. 이 때문에, 인성 향상 면에서도 연속 주조법이 바람직하다.

연속 주조에 있어서, 주편의 냉각 속도를 9 ℃/min 이상으로 높이는 구체적인 수단으로는, 연속 주조기 내의 냉각대의 고압화 및 고수량화, 주형 두께의 감 두께화, 주편 미응고층의 압하에 의한 슬래브 두께 감소 등을 들 수 있다. 이들 수단을 사용한 경우, 주편의 냉각 속도의 상한은, 일반적으로는 30 ℃/min 정도가 된다.

본 발명에 관한 방법에서는, 주조된 상기 성분 조성의 강재 (강편) 를, 950 ∼ 1150 ℃ 로 가열한다. 가열 온도가 950 ℃ 미만이면, 열간 압연시의 변형 저항이 커져, 생산성이 저하된다. 한편, 1150 ℃ 를 초과하여 가열하면, 강재 (강편) 의 Ti 질화물이 조대화되고, 강재 (모재) 나 열 영향부의 인성이 저하되는 경우가 있다.

강재 (강편) 를 950 ∼ 1150 ℃ 로 가열한 후, 필요한 강재의 강도나 인성을 얻기 위해서, 가공 열처리 (TMCP : Thermo-Mechanical Controlled Processing) 를 실시한다. 가공 열처리는, 강재의 강도 및 인성을 높이기 위해서 유효하고, 예를 들어, (1) 제어 압연 (CR : Controlled Rolling), (2) 제어 압연-가속 냉각 (ACC : Accelerated Cooling), (3) 압연 후 직접 ?칭-템퍼링 처리 (DQT : Direct Quenching and Tempering) 등의 방법이 있다. 본 발명에서는, 파괴 인성의 향상 면에서, (2) 제어 압연-가속 냉각 및 (3) 압연 후 직접 ?칭-템퍼링 처리가 바람직하다.

미재결정 온도역 (약 900 ℃ 이하) 에서 실시하는 제어 압연은, 강재의 조직을 미세화시켜, 강도 및 인성의 향상에 유효하다. 본 발명에서는, 가공 페라이트의 생성을 방지하기 위해, 제어 압연을, Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 종료하는 것이 바람직하다.

특히, 제어 압연을 실시하는 경우, 계속해서, 가속 냉각을 실시하면, 베이나이트나 마텐자이트 등의 경질상이 생성되고, 강도가 향상된다. 강도 및 인성을 확보하기 위해서는, 가속 냉각의 정지 온도는 400 ∼ 600 ℃ 가 바람직하다. 압연 후의 직접 ?칭은, 제어 압연의 온도역보다 고온의 온도역에서 열간 압연을 실시한 후, 수냉 등에 의해 ?칭하는 방법이다. 이 방법에 의하면, 통상, 강도가 과잉으로 상승하므로, 템퍼링을 실시하여 인성을 확보한다. 템퍼링 온도는 400 ∼ 650 ℃ 가 바람직하다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 일 조건예이며, 본 발명은, 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 여러 가지 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2 에 나타내는 성분 조성의 강재를 사용하여, 표 3 및 표 4 에 나타내는 조건에 의해, 강재를 제조하였다. 강재로부터 시험편을 채취하고, 인장 시험 및 CTOD 시험을 실시하여, 모재의 인장 강도 및 파괴 인성값을 측정하였다. 모재의 강도는, 판 두께 1/2 부로부터 압연 방향을 길이 방향으로 하여 시험편을 채취하고, JIS Z 2241 에 기초하여 측정하였다.

강재에 전자빔 용접을 실시하고, I 개선의 맞댐 용접 조인트를 제작하였다. 전자빔 용접은, RPEBW 법을 채용하고, 1 mbar 정도의 진공하에서, 전압 175 V, 전류 120 mA, 용접 속도 125 ㎜/분 정도의 조건으로 실시하였다. 용접 비드폭은 3.0 ∼ 5.5 ㎜ 이다.

그리고, 용접 조인트로부터, (a) 판 두께 60 ㎜ 미만인 경우에는, t (판 두께)×2 t 의 치수의 시험편, (b) 판 두께 60 ㎜ 이상인 경우에는, t (판 두께)×t의 치수의 시험편을, 각 6 개 채취하였다. 시험편에, 노치로서, 50 ％ 피로 균열을, 용접 금속 (WM) 의 중앙, 융합부 (FL) 및 모재 (BM) 의 각 위치에 도입하였다. 노치를 도입한 시험편을 도 6 에 나타낸다.

또한, 전자빔 용접에서는, 열 영향부의 폭이 좁기 때문에, 융합부에 노치를 도입한 시험편을 사용하여, 열 영향부의 CTOD 값 δ_HAZ 를 측정하였다.

시험 온도 0 ℃ 에서, CTOD 시험을 실시하고, 파괴 인성값 (δc) 을 구하였다. 또 CTOD 값이 1.0 이상이 된 경우에는 연성 파괴된 것으로 간주하고, CTOD 값을 1.0 으로 하여 상기 계산을 실시하였다. 각각의 노치 위치에서, 6 개의 최저값을, 각각, 파괴 인성값 δ_WM, δ_HAZ, δ_BM 으로 하였다. 표 3 및 4 에는, 용접 조인트의 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값 δ_WM, 열 영향부 (HAZ) 의 CTOD 값 δ_HAZ및모재 (BM) 의 CTOD 값 δ_BM 에 기초하는 δ_WM/δ_BM 및δ_HAZ/δ_BM 을 나타냈다.

강재의 산화물 입자의 개수는, 이하의 방법으로 측정하였다. 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 각 강재로부터 제작하고, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물 (조대한 산화물) 에 대해서는, FE-SEM (Field Emission Scanning Electron Microscope) 을 사용하여 관찰하고, 그 입자 사이즈와 개수를 측정하였다. 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물 (미소한 Ti 함유 산화물) 에 대해서는, 동일하게 판 두께 방향의 중앙으로부터 시료를 채취하고, SPEED 법 (Selective Potentiostatic Etching by Electrolyic Dissolution) 으로 전해 연마한 시료로부터, 추출 레플리카막을 작성하여 10000 ∼ 1000000 배의 FE-TEM (Field Emission Transmission Electron Microscope) 으로 관찰하였다. EDX 법 (Energy Dispersive X-ray Spectrometry) 에 의해, 특성 X 선으로부터 구해진 Ti 의 중량비가 10 ％ 이상인 산화물을 Ti 함유 산화물로 판정하였다. 이들 결과로부터, Ti 함유 산화물의 사이즈와 개수를 측정하였다. 각 시료의 판 두께 중심부에 있어서 20 시야 이상의 관찰을 실시하고, 단위 면적당의 산화물 입자 (상기 미소한 Ti 함유 산화물 및 상기 조대한 산화물) 의 개수의 평균값을 계산하였다.

공란은, 합금 원소를 의도적으로는 첨가하지 않는 것을 의미한다.

하선은, 본 발명의 범위 외 또는 바람직한 범위 외인 것을 의미한다.

가공 열처리란의 범례는, 이하와 같다.

CR : 제어 압연 (강도·인성에 최적인 온도에서의 압연)

ACC : 가속 냉각 (제어 압연 후에 400 ∼ 600 ℃ 의 온도역까지 수냉)

DQT : 압연 직후에 ?칭-템퍼링 처리

인성값 (CTOD 값) 이 1.0 ㎜ 이상이 된 경우에는, 강재가 연성 파괴된 것으로 간주하여, 인성값을 1.0 ㎜ 로 하여 계산을 실시하였다.

하선은, 비교예에 관한 강재, 또는 수치가 바람직한 범위 외인 것을 의미한다.

가공 열처리란의 범례는, 이하와 같다.

CR : 제어 압연 (강도·인성에 최적인 온도에서의 압연)

DQT : 압연 직후에 ?칭-템퍼링 처리

인성값 (CTOD 값) 이 1.0 ㎜ 이상이 된 경우에는, 강재가 연성 파괴된 것으로 간주하여, 인성값을 1.0 ㎜ 로 하여 계산을 실시하였다. δc 의 목표값은 0.5 ㎜ 이상으로 하고, 0.5 ㎜ 이상을 합격으로 판정하였다.

표 1 및 표 3 에 나타내는 바와 같이, 발명예의 강재 No. 1 ∼ 31 은, 성분 조성, CeEB, C/CeEB 가, 모두, 본 발명의 범위 내에 있고, 모재 (BM), 열 영향부 (HAZ) 및 용접 금속 (WM) 의 δc 의 비, δ_HAZ/δ_BM 및δ_WM/δ_BM 은 충분한 값을 나타냈다.

이것에 대해, 표 2 및 표 4 에 나타내는 바와 같이, 강재 No. 32 는, C 량이 적으며, Mn 량이 많고, 또, CeEB 값이 높고, C/CeEB 가 낮다. 이 때문에, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값은 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 은 충분한 값을 나타내지 않았다.

강재 No. 33 은, C 량이 많고, C/CeEB 가 높기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값은 불충분하였다. 강재 No. 35 는, Mn 량이 적고, CeEB 가 낮다. 이 때문에, 모재 (BM) 의 강도가 낮고, 또한 용접 금속 (WM) 의 ?칭성이 부족하여, 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 저하되어, δ_WM/δ_BM 의 값은 불충분하였다.

강재 No. 34 는, Si 량이 많기 때문에, 취화상의 생성이 많아, 열 영향부 (HAZ) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 의 값이 불충분하였다. 강재 No. 36 은, Mn 량이 많고, CeEB 가 높기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 의 CTOD 값이 낮아져, δ_HAZ/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 37 및 No. 38 은, 각각, P 량 및 S 량이 많기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다. 강재 No. 39 및 No. 40 은, 각각, Nb 량 및 V 량이 많기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 41 은, Ti 량이 적고, 강재 No. 43 은, Al 량이 많다. 이 때문에, 이들 강재에서는 입내 변태 페라이트의 핵이 되는 산화물이 적어지고, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다. 강재 No. 45 는, O 량이 적고, 입내 변태의 생성이 불충분하고, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 42 는, Ti 량이 많기 때문에, 강재 No. 44 는, N 량이 많기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 46 은, O 량이 많고, 파괴의 기점이 되는 산화물이 많기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 와 용접 금속 (WM) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 과 δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 47 ∼ No. 48 은, 강재의 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 강재 No. 46 은, CeEB 가 낮고, 강재 No. 47 은, C/CeEB 가 낮다. 이 때문에, 이들 강재에서는, 용접 금속 (WM) 의 ?칭성이 부족하고, 용접 금속의 CTOD 값이 저하되어, δ_WM/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 49 는, CeEB 가 높고, 강재 No. 50 은, C/CeEB 가 높기 때문에, 열 영향부 (HAZ) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

강재 No. 51 은, 강재의 성분 조성은 본 발명의 범위 내이지만, 주조 속도가 느리기 때문에, 강재의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물이 많다. 이 때문에, 열 영향부 (HAZ) 의 CTOD 값이 낮고, δ_HAZ/δ_BM 의 값이 불충분하였다.

산업상 이용가능성

본 발명에 관한 항복 강도가 355 ㎫ 급인 강재의 전자빔 용접 조인트에서는, 용접 금속 및 열 영향부에 있어서, 모재의 파괴 인성과 비교하여, 파괴 인성의 열화가 적기 때문에, 각 부의 파괴 인성이 적당히 밸런스잡힌 전자빔 용접 조인트와, 그 용접 조인트를 형성할 수 있다. 또, 산화물 입자의 입경 및 수량이 적절히 조절되어 있으므로, 양호한 파괴 인성을 갖는다. 이 때문에, 해상 풍력 발전용 철탑의 기초 부분의 건설에 적합한 강재를 염가로 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은, 대형 강 구조물 건설 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims

강재가 전자빔으로 용접된 전자빔 용접 조인트로서, 상기 강재의 조성이, 질량％ 로,
C : 0.02 ％ ∼ 0.10 ％,
Si : 0.03 ％ ∼ 0.30 ％,
Mn : 1.5 ％ ∼ 2.5 ％,
Ti : 0.005 ％ ∼ 0.015 ％,
N : 0.0020 ％ ∼ 0.0060 ％,
O : 0.0010 ％ ∼ 0.0029 ％,
Nb : 0 ％ ∼ 0.020 ％,
V : 0 ％ ∼ 0.030 ％,
Cr : 0 ％ ∼ 0.50 ％,
Mo : 0 ％ ∼ 0.50 ％,
Cu : 0 ％ ∼ 0.25 ％,
Ni : 0 ％ ∼ 0.50 ％, 및,
B : 0 ％ ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고,
S : 0.010 ％ 이하로 제한하고,
P : 0.015 ％ 이하로 제한하고,
Al : 0.004 ％ 이하로 제한하고,
잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
하기의 식 1 에서 정의하는 지표값 CeEB 가 0.49 ％ ∼ 0.60 ％ 이고,
상기 강재의 상기 지표값 CeEB 에 대한 질량％ 로 나타낸 상기 강재의 C 량의 비인 C/CeEB 가, 0.04 ∼ 0.18 로서,
상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물의 수가 20 개/㎟ 이하이고,
상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 이고,
상기 전자 빔 용접 조인트의 용접 금속의 O 량이 8 ppm 이상 20 ppm 미만인 것을 특징으로 하는 전자빔 용접 조인트;
전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB=C＋(9/40)Mn＋(1/15)Cu＋(1/15)Ni＋(1/5)Cr＋(1/5)Mo＋(1/5)V … (식 1)
여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는, 각각, 소정 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％.
삭제
제 1 항에 있어서,
상기 강재의 두께가 45 ∼ 150 ㎜ 인 것을 특징으로 하는 전자빔 용접 조인트.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
용접 금속의 CTOD 값을 δ_WM, 용접 열 영향부의 CTOD 값을 δ_HAZ 및상기 강재의 CTOD 값을 δ_BM 으로 정의하면,
0.5≤δ_WM/δ_BM≤1.1, 및
0.5≤δ_HAZ/δ_BM≤1.1 을 만족하는 것을 특징으로 하는 전자빔 용접 조인트.
전자빔 용접용의 강재로서, 상기 강재의 조성이, 질량％ 로,
C : 0.02 ％ ∼ 0.10 ％,
Si : 0.03 ％ ∼ 0.30 ％,
Mn : 1.5 ％ ∼ 2.5 ％,
Ti : 0.005 ％ ∼ 0.015 ％,
N : 0.0020 ％ ∼ 0.0060 ％,
O : 0.0010 ％ ∼ 0.0029 ％,
Nb : 0 ％ ∼ 0.020 ％,
V : 0 ％ ∼ 0.030 ％,
Cr : 0 ％ ∼ 0.50 ％,
Mo : 0 ％ ∼ 0.50 ％,
Cu : 0 ％ ∼ 0.25 ％,
Ni : 0 ％ ∼ 0.50 ％, 및,
B : 0 ％ ∼ 0.0030 ％ 를 함유하고,
S : 0.010 ％ 이하로 제한하고,
P : 0.015 ％ 이하로 제한하고,
Al : 0.004 ％ 이하로 제한하고,
잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
상기 강재의 조성을 하기의 식 1 에 대입하여 구할 수 있는 지표값 CeEB 가 0.49 ％ ∼ 0.60 ％ 이고,
상기 강재의 상기 지표값 CeEB 에 대한 질량％ 로 나타낸 상기 강재의 C 량의 비인 C/CeEB 가, 0.04 ∼ 0.18 로서,
상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0 ㎛ 이상인 산화물의 수가 20 개/㎟ 이하이고,
상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti 를 10 ％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05 ㎛ 이상 0.5 ㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³ ∼ 1×10⁵ 개/㎟ 인 것을 특징으로 하는 전자빔 용접용 강재;
전자빔 용접 ?칭성 지표 CeEB=C＋(9/40)Mn＋(1/15)Cu＋(1/15)Ni＋(1/5)Cr＋(1/5)Mo＋(1/5)V … (식 1)
여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V 는, 각각, 소정 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％.
삭제
제 5 항에 있어서,
상기 강재의 두께가 45 ∼ 150 ㎜ 인 것을 특징으로 하는 전자빔 용접용 강재.
제 5 항 또는 제 7 항에 기재된 전자빔 용접용 강재의 제조 방법으로서,
상기 강재를 주조할 때, 상기 강재를, 1300 ∼ 1100 ℃ 의 온도역에서의 냉각 속도가 9 ℃/min 이상이 되도록 냉각하는 공정과,
상기 주조 공정 후, 상기 강재를 950 ∼ 1150 ℃ 로 가열하고, 그 후, 가공 열처리를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 전자빔 용접용 강재의 제조 방법.