KR101554405B1

KR101554405B1 - 내 템퍼링 취화 특성이 우수한 용접 금속

Info

Publication number: KR101554405B1
Application number: KR1020137023928A
Authority: KR
Inventors: 히데노리 나코; 겐 야마시타; 미노루 오츠; 겐이치 다니구치; 미키히로 사카타
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2011-03-11
Filing date: 2012-03-05
Publication date: 2015-09-18
Also published as: CN103402696B; US20130315661A1; EP2684638A4; WO2012124529A1; CN103402696A; KR20130122683A; JP5685116B2; BR112013023082A2; EP2684638A1; JP2012187619A

Abstract

본 발명의 용접 금속은, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 크기에 따른 산화물의 개수를 제어하는 동시에, 하기 식에 의해 규정되는 A값이 5.0 이하이다.
A값＝(100×[C]－6×[insol.Cr]－2×[insol.Mo]－24×[insol.V]－13×[insol.Nb])×([Mo]－[insol.Mo])
단, [insol.Cr], [insol.Mo], [insol.Nb] 및 [insol.V]는, 응력 제거 어닐링 후에 있어서 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 각각의 함유량(질량％)을 나타내고, [C] 및 [Mo]는, 용접 금속 중의 C 및 Mo의 각각의 함유량(질량％)을 나타낸다.

Description

내 템퍼링 취화 특성이 우수한 용접 금속 {WELDING METAL HAVING SUPERIOR WELDING EMBRITTLEMENT RESISTANCE CHARACTERISTICS}

본 발명은, Cr-Mo 강과 같은 고강도 강재의 용접에 사용되는 용접 금속에 관한 것으로, 내(耐) 템퍼링 취화 특성을 개선한 용접 금속 및 이러한 용접 금속을 구비한 용접 구조체에 관한 것이다.

보일러나 화학 반응 용기에 있어서 사용되는 고강도 Cr-Mo 강 및 그 용접 금속부는, 고온 고압 환경하에 있어서 사용되므로, 강도 및 인성 등의 특성과 함께, 내열성(고온 강도), 내 SR 균열성[응력 제거 어닐링(SR 어닐링)시에 입계 균열을 일으키지 않는 것], 및 내 템퍼링 취화 특성(고온 환경에서의 사용 중에 취화가 적은 것)을 고레벨로 겸비하는 것이 필요해진다. 특히, 최근에 있어서, 장치 대형화에 수반되는 후육화에 의해, 시공 효율의 관점에서 용접시의 입열량은 증대되고 있고, 일반적으로 용접 입열의 증대는 용접 금속부의 조직을 조대화시켜, 인성(내 템퍼링 취화 특성)을 떨어뜨리므로, 요구되는 인성, 내 템퍼링 취화 특성은 한층 더 높은 수준으로 되어 있다.

고강도 Cr-Mo 강을 용접한 경우에 형성되는 용접 금속의 인성, 내 템퍼링 취화 특성에 착안한 기술로서, 지금까지도 다양하게 제안되어 있다.

예를 들어, 특허문헌 1에서는, 강판 조성, 용접 재료 조성 및 용접 조건을 상세하게 규정함으로써, 여러 특성을 겸비한 용접 금속이 얻어지는 것이 개시되어 있다. 이 기술에서는, 일부의 실시예에서, 응력 제거 어닐링(SR 어닐링 : Stress Relief 어닐링) 후의 인성을 나타내는 vTr₅ _.5(SR 어닐링 후의 흡수 에너지가 5.5㎏fㆍm으로 되는 온도)는, -50℃로 양호하지만, 템퍼링 취화 처리(스텝 쿨링) 후의 인성을 나타내는 vTr'₅ _.5(스텝 쿨링 후의 흡수 에너지가 5.5㎏fㆍm으로 되는 온도)는 최량이라도 -41℃로, 충분한 수준이라고는 할 수 없다.

또한 특허문헌 2에는, 피복 아크 용접봉에 있어서, 심선 및 피복의 수율을 고려하면서 C, Mn 및 Ni의 함유량을 관련시켜 규제함으로써, 인성, 강도 및 내열성을 개선하는 것이 제안되어 있다. 그러나, 내 템퍼링 취화 특성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

솔리드 와이어나 본드 플럭스의 성분 및 용접 조건(입열량)을 고려함으로써, 인성, 강도, 내 템퍼링 취화 특성 및 내 SR 균열성이 우수한 용접 금속을 실현할 수 있는 기술이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 3, 4). 이들 기술에서는, 일부의 실시예에서, SR 어닐링 후의 인성을 나타내는 vTr₅₅(SR 어닐링 후의 흡수 에너지가 55J로 되는 온도), 템퍼링 취화 처리(스텝 쿨링) 후의 인성을 나타내는 vTr'₅₅(스텝 쿨링 후의 흡수 에너지가 55J로 되는 온도)가 모두 -50℃를 하회하는 양호한 인성이 얻어져 있지만, 템퍼링시의 취화의 정도를 나타내는 ΔvTr₅₅(＝vTr'₅₅－vTr₅₅)는 모두 8℃ 이상으로 템퍼링 취화를 충분히 억제할 수 있다고는 하기 어렵다.

특허문헌 5에는, 용접 금속 성분, 특히 불순물 원소량을 관리함으로써, 인성, 강도 및 내 SR 균열성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 그러나, 내 템퍼링 취화 특성에 대해서는 고려되어 있지 않다.

특허문헌 6에는, 피복 아크 용접에 있어서, 용접봉의 심선 및 피복재 성분을 제어함으로써, 인성, 강도를 개선하는 것이 제안되어 있다. 그러나, 내 템퍼링 취화 특성은 고려되어 있지 않다. 또한, 상정하고 있는 용접 입열이 작아, 시공상의 제약이 큰 것으로 되어 있다.

한편, 피복 아크 용접에 있어서, 용접봉의 심선 및 피복재 성분을 제어함으로써, 인성, 강도를 개선하는 것도 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 7, 8). 이들 기술에서는, 인성, 내 템퍼링 취화 특성 모두 높은 레벨에 있지만, 권장되는 용접 조건은, 피복 아크 용접에 의한 용접 금속을 규정한 특허문헌 7에서 용접 전류:140∼190A 정도(심선 직경 φ4.0㎜)이고, 서브머지드 아크 용접에 의한 용접 금속을 규정한 특허문헌 8에서 입열량:2.0∼3.6kJ/㎜ 정도로, 용접 입열량의 증대 경향에 충분히 대응하고 있다고는 할 수 없다.

일본 특허 출원 공개 평2-182378호 공보 일본 특허 출원 공개 평2-220797호 공보 일본 특허 출원 공개 평6-328292호 공보 일본 특허 출원 공개 평8-150478호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-301378호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-263883호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-229718호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-106949호 공보

본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것으로, 그 목적은, 입열량이 비교적 큰 용접 조건에 있어서도, 우수한 내 템퍼링 취화 특성을 발휘하는 동시에, 인성, 내 SR 균열성, 강도 등의 특성에 있어서도 우수한 용접 금속 및 이러한 용접 금속을 구비한 용접 구조체를 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 관한 용접 금속이라 함은, C:0.05∼0.15％(「질량％」의 의미. 이하 동일), Si:0.1∼0.50％, Mn:0.6∼1.30％, Cr:1.8∼3.0％, Mo:0.80∼1.20％, V:0.25∼0.50％, Nb:0.010∼0.050％, N:0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음), O:0.020∼0.060％를 각각 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 원 상당 직경으로 1㎛ 초과의 산화물이 1㎟당 2000개 이하인 동시에, 원 상당 직경으로 2㎛ 초과의 산화물이 1㎟당 100개 이하이고, 또한 하기 식 (1)에 의해 규정되는 A값이 5.0 이하인 점에 요지를 갖는다.

단, [insol.Cr], [insol.Mo], [insol.Nb] 및 [insolV]는, 응력 제거 어닐링 후에 있어서 용접 금속 중에 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 각각의 함유량(질량％)을 나타내고, [C] 및 [Mo]는, 용접 금속 중의 C 및 Mo의 각각의 함유량(질량％)을 나타낸다.

본 발명의 용접 금속에 있어서는, 다른 원소로서, (a) Cu:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는 Ni:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) W:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음), (d) Al:0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음), (e) Ti:0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음) 등을 더 포함하는 것도 바람직하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라서 용접 금속의 특성이 더욱 개선된다.

본 발명은, 상기한 바와 같은 용접 금속을 구비한 용접 구조체도 포함한다.

본 발명에 따르면, 화학 성분 조성과 함께, 소정 크기의 산화물의 개수를 규정하고, 또한 응력 제거 어닐링 후에 있어서 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 각각의 함유량(질량％)과, 용접 금속 중의 C 및 Mo의 관계를 적절하게 규정하도록 하였으므로, 우수한 내 템퍼링 취화 특성을 발휘하는 동시에, 인성, 내 SR 균열성, 강도 등의 특성에 있어서 우수한 용접 금속을 실현할 수 있다.

도 1은 스텝 쿨링 처리 조건을 나타내는 그래프이다.
도 2는 인장 시험편의 채취 위치를 나타내는 개략 설명도이다.
도 3은 샤르피 충격 시험편의 채취 위치를 나타내는 개략 설명도이다.
도 4a는 내 SR 균열성 시험편의 채취 위치를 나타내는 개략 설명도이다.
도 4b는 내 SR 균열성 시험편의 형상을 나타내는 개략 설명도이다.
도 4c는 내 SR 균열성 시험편의 채취 방법을 나타내는 개략 설명도이다.

본 발명자들은, 입열량이 비교적 큰 용접 조건에 있어서도, 우수한 내 템퍼링 취화 특성을 발휘하는 동시에, 인성, 내 SR 균열성, 강도 등의 특성에 있어서도 우수한 용접 금속을 실현하기 위해, 다양한 각도에서 검토하였다. 그 결과, 조대한 산화물을 저감시키는 동시에, SR 어닐링 후의 용접 금속 중의 전체 C량, Mo량(상기 [C], [Mo]), 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V량(상기 [insol.Cr], [insol.Mo], [insol.Nb] 및 [insol.V])을 제어함으로써, 상기 여러 특성을 겸비할 수 있는 것을 발견하고, 본 발명을 완성하였다.

즉, 본 발명에서는, 용접 금속의 화학 성분 조성을 적절하게 제어하는 동시에, 용접 금속 중에 존재하는 원 상당 직경으로 1㎛ 초과의 산화물을 1㎟당 2000개 이하(2000개/㎟ 이하), 원 상당 직경으로 2㎛ 초과의 산화물이 1㎟당 100개 이하(100개/㎟ 이하)로 저감하는 동시에, 하기 식 (1)에 의해 규정되는 A값을 5.0 이하로 제어함으로써, 인성, 내 템퍼링 취화 특성을 비롯한 여러 특성을 겸비할 수 있는 것을 발견하였다.

상기 「원 상당 직경」이라 함은, 광학 현미경의 관찰면 상에서 확인되는 산화물 입자의 크기에 착안하여, 그 면적이 동등해지도록 상정한 원의 직경이다. 또한, 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 각각의 함유량(질량％)은, 추출 잔사법에 의해 구해지는 것이다. 또한, [C] 및 [Mo]는, 용접 금속 중의 C 및 Mo의 각각의 함유량(질량％)을 나타내지만, 이들 양은, 응력 제거 어닐링의 전후에 있어서 변화되지 않는 것이다.

용접 금속의 내 템퍼링 취화 특성은, SR 어닐링 후에, 스텝 쿨링이라 칭하는 열처리를 실시하여, 통상의 SR 어닐링을 실시한 용접 금속과 비교하여 어느 정도 인성이 떨어졌는지에 의해 평가된다. 본 발명자들은, 이 스텝 쿨링시에 석출되는 미세 탄화물 Mo₂C가, 석출 강화에 의해 용접 금속을 경화시킴으로써 인성 열화를 초래하는 것을 새롭게 발견하고, 상기 식 (1)에 의해 규정되는 A값을 제어함으로써, Mo₂C의 석출을 억제하고, 스텝 쿨링 후의 인성 열화를 억제하여, 내 템퍼링 취화 특성이 우수한 용접 금속을 실현할 수 있었던 것이다.

상기 식 (1)에 의해 규정되는 A값은, 스텝 쿨링시의 Mo₂C 석출에 기여하는 고용(固溶) C, 고용 Mo에 관련되는 요건을 규정한 것으로, 열역학적으로는 Mo₂C 석출의 구동력을 표현한 것이다. 이 A값이 작아질수록, Mo₂C의 석출량이 적어진다. 따라서, 내 템퍼링 취화 특성이 우수한 용접 금속을 얻기 위해서는, A값을 소정의 값 이하로 제어할 필요가 있다. 이러한 관점에서, A값은 5.0 이하로 할 필요가 있고, 5.0보다도 커지면, Mo₂C의 석출량이 증가하여 내 템퍼링 취화 특성이 떨어진다. 이 A값은, 바람직하게는 4.5 이하이고, 보다 바람직하게는 4.0 이하이고, 더욱 바람직하게는 3.5 이하이다.

본 발명의 용접 금속에 있어서는, 소정 크기의 산화물의 개수를 제어할 필요가 있다. 이와 같이 산화물의 형태를 제어함으로써, 용접 금속의 조직 미세화가 도모되어, 인성의 향상이 도모된다. 이러한 관점에서, 용접 금속 중에 존재하는 원 상당 직경으로 1㎛ 초과의 산화물을 2000개/㎟ 이하, 원 상당 직경으로 2㎛ 초과의 산화물을 100개/㎟ 이하로 저감시킬 필요가 있고, 이들의 상한을 초과하여 산화물이 존재하면, 양호한 인성을 확보할 수 없게 된다. 또한, 원 상당 직경으로 1㎛ 초과의 산화물은, 바람직하게는 1500개/㎟ 이하이고, 보다 바람직하게는 1200개/㎟ 이하이고, 본 발명에 따르면 수백 개/㎟ 정도까지 저감시킬 수 있다. 또한 원 상당 직경으로 2㎛ 초과의 산화물은, 바람직하게는 60개/㎟ 이하이고, 보다 바람직하게는 40개/㎟ 이하이다.

본 발명의 용접 금속에 있어서, 그 화학 성분 조성을 적절하게 제어하는 것도 중요한 요건이지만, 그 범위 설정 이유는 이하와 같다.

[C:0.05∼0.15％]

C는, 용접 금속의 강도를 확보하는 데 있어서 필요한 원소이다. C 함유량이 0.05％보다도 낮으면, 소정의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, C 함유량이 과잉으로 되면, 탄화물의 조대화를 초래함으로써, 인성 저하의 원인으로 되므로 0.15％ 이하로 한다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.07％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.09％ 이상이고, 바람직한 상한은 0.13％ 이하, 보다 바람직하게는 0.12％ 이하이다.

[Si:0.1∼0.50％]

Si는, 용접시의 작업성을 양호하게 하는 데 있어서 유효한 원소이다. Si 함유량이 0.1％를 하회하면, 용접 작업성이 떨어진다. 그러나, Si 함유량이 과잉으로 되면, 강도의 과대한 상승, 또는 마르텐사이트 등의 경질 조직 증가를 초래하여, 인성 저하를 초래하므로, 0.50％ 이하로 한다. 또한, Si 함유량의 바람직한 하한은 0.15％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.17％ 이상이고, 바람직한 상한은 0.40％ 이하, 보다 바람직하게는 0.32％ 이하이다.

[Mn:0.6∼1.30％]

Mn은, 용접 금속의 강도를 확보하는 데 있어서 유효한 원소로, 그 함유량이 0.6％를 하회하면, 실온에서의 강도가 저하되는 것 외에, 내 SR 균열성에도 악영향을 미친다. 그러나, Mn 함유량이 과잉으로 되면, 고온 강도를 저하시키므로, 1.30％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.8％ 이상이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상이고, 바람직한 상한은 1.2％ 이하, 보다 바람직하게는 1.15％ 이하이다.

[Cr:1.8∼3.0％]

Cr 함유량이 1.8％보다도 낮아지면, 구 γ 입계에 필름 형상의 조대 시멘타이트가 석출되게 되어, 내 SR 균열성이 떨어진다. 그러나, Cr 함유량이 과잉으로 되면, 탄화물 조대화를 초래함으로써 인성 저하의 원인으로 되므로, 3.0％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, Cr 함유량의 바람직한 하한은 1.9％ 이상이고, 보다 바람직하게는 2.0％ 이상이고, 바람직한 상한은 2.8％ 이하, 보다 바람직하게는 2.6％ 이하이다.

[Mo:0.80∼1.20％]

Mo는, 용접 금속의 강도를 확보하는 데 있어서 유용한 원소이다. Mo 함유량이 0.80％보다도 낮으면, 소정의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, Mo 함유량이 과잉으로 되면, 강도의 과대한 상승에 의해 인성을 저하시키는 동시에, SR 어닐링 후의 고용 Mo의 증가를 초래하여, 스텝 쿨링시에 미세 Mo₂C가 석출됨으로써 내 템퍼링 취화 특성이 떨어지므로, 1.20％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.9％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.95％ 이상이고, 바람직한 상한은 1.15％ 이하, 보다 바람직하게는 1.1％ 이하이다.

[V:0.25∼0.50％]

V는, 탄화물(MC 탄화물 : M은 탄화물 형성 원소)을 형성하여, 용접 금속의 강도를 확보하는 데 있어서 유용한 원소이다. V 함유량이 0.25％를 하회하면, 소정의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, V 함유량이 과잉으로 되면, 강도의 과대한 상승을 초래하여 인성을 저하시키므로, 0.50％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, V 함유량의 바람직한 하한은 0.27％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.30％ 이상이고, 바람직한 상한은 0.45％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.

[Nb:0.010∼0.050％]

Nb는, 탄화물(MC 탄화물)을 형성하여, 용접 금속의 강도를 확보하는 데 있어서 유용한 원소이다. Nb 함유량이 0.010％를 하회하면, 소정의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, Nb 함유량이 과잉으로 되면, 강도의 과대한 상승을 초래하여 인성을 저하시키므로, 0.050％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.012％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이상이고, 바람직한 상한은 0.040％ 이하, 보다 바람직하게는 0.035％ 이하이다.

[N:0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

N은, 용접 금속의 크리프 강도를 확보하는 데 있어서 유용한 원소이지만, N 함유량이 과잉으로 되면, 강도의 과대한 상승을 초래하여 인성을 저하시키므로, 0.025％ 이하로 할 필요가 있다. 또한, 상기 효과를 발휘시키는 데 있어서 바람직한 하한은, 0.004％ 이상(보다 바람직하게는 0.005％ 이상)이고, 바람직한 상한은 0.020％ 이하(보다 바람직하게는 0.018％ 이하)이다.

[O:0.020∼0.060％]

O는, 산화물을 형성하여, 조직 미세화에 기여함으로써 인성을 향상시키는 데 유용한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.020％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, O 함유량이 과잉으로 되어 0.060％를 초과하면, 조대한 산화물이 증가하여, 취성 파괴의 기점으로 됨으로써 오히려 인성은 저하된다. 또한, O 함유량의 바람직한 하한은 0.025％ 이상(보다 바람직하게는 0.028％ 이상)이고, 바람직한 상한은 0.050％ 이하(보다 바람직하게는 0.045％ 이하)이다.

본 발명에서 규정하는 함유 원소는 상기한 바와 같으며, 잔량부는 철 및 불가피적 불순물이고, 상기 불가피적 불순물로서, 원료, 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 반입되는 원소(예를 들어, P, S 등)의 혼입이 허용될 수 있다.

본 발명의 용접 금속에 있어서는, 다른 원소로서, (a) Cu:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는 Ni:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음), (c) W:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음), (d) Al:0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음), (e) Ti:0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음) 등을 더 함유시키는 것이 바람직하고, 함유시키는 원소의 종류에 따라서 용접 금속의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소를 함유시킬 때의 범위 설정 이유는 하기와 같다.

[Cu:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는 Ni:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Cu 및 Ni는, 조직 미세화에 의한 인성 향상에 유효한 원소이다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 과잉으로 되면, 강도가 과대해져 인성이 저하되므로, Cu 또는 Ni의 함유량은, 각각 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 각각 0.8％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.5％ 이하이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 바람직한 하한은, 모두 0.05％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상)이다.

[B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

B는, 입계로부터의 페라이트 생성을 억제하여, 용접 금속의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 그러나, B 함유량이 과잉으로 되면, 내 SR 균열성을 저하시키므로, 0.0050％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하(더욱 바람직하게는 0.0025％ 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 바람직한 하한은, 0.0005％ 이상(보다 바람직하게는 0.0010％ 이상)이다.

[W:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

W는, 용접 금속의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 그러나, W 함유량이 과잉으로 되면, 입계에 석출되는 탄화물을 조대화시켜, 인성에 악영향을 미치므로, 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.3％ 이하(더욱 바람직하게는, 0.2％ 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 바람직한 하한은, 0.08％ 이상(보다 바람직하게는 0.1％ 이상)이다.

[Al:0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Al은, 탈산제로서 유효한 원소이다. 그러나, Al 함유량이 과잉으로 되면, 산화물 조대화를 초래하여 인성에 악영향을 미치므로, 0.030％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.020％ 이하(더욱 바람직하게는, 0.015％ 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 바람직한 하한은, 0.001％ 이상(보다 바람직하게는 0.0012％ 이상)이다.

[Ti:0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Ti는, 용접 금속의 강도를 향상시키는 데 유효한 원소이다. 그러나, Ti 함유량이 과잉으로 되면, MC 탄화물의 석출 강화가 촉진되는 것에 의한 입내 강화의 현저한 상승을 초래하여, 내 SR 균열성을 저하시키므로, 0.020％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.015％ 이하(더욱 바람직하게는, 0.012％ 이하)이다. 또한, 상기 효과를 발휘시키기 위한 바람직한 하한은, 0.005％ 이상(보다 바람직하게는 0.008％ 이상)이다.

본 발명의 용접 금속을 얻기 위한 용접 방법은, 아크 용접법이면 특별히 한정되는 것이 아니지만, 화학 반응 용기 등을 실제로 용접 시공할 때에 다용되는, 서브머지드 아크 용접(SAW), 피복 아크 용접(SMAW)의 적용이 바람직하다.

단, 본 발명의 용접 금속을 실현하기 위해서는, 용접 재료 및 용접 조건을 적절하게 제어할 필요가 있다. 용접 재료 성분은, 당연히 필요해지는 용접 금속 성분에 의해 제약을 받고, 또한 소정의 산화물 형태를 얻기 위해서는, 용접 조건 및 용접 재료 성분이 적절하게 제어되어야 한다.

예를 들어, SAW에 있어서의 바람직한 용접 조건은, 용접 입열량이 2.5∼5.0kJ/㎜이고, 또한 용접시의 예열-패스간 온도가 190∼250℃ 정도이다. 이들 용접 조건에 있어서, 소정의 용접 금속을 얻기 위해서는, 용접 와이어 중의 Mo 함유량을 1.3％ 이하, V 함유량을 0.36％ 이상, Nb 함유량을 0.012％ 이상으로 한 후, 이들 V와 Nb의 합계 함유량에 대한 Mo 함유량의 비 [Mo/(V＋Nb)]를 2.8 이하로 하고, 또한 본드 플럭스의 금속 Ca 및 Al₂O₃의 농도가, 하기 식 (2)를 만족시키도록 제어하면 된다.

단, [Ca], [Al₂O₃]은, 각각 본드 플럭스에 포함되는 금속 Ca, Al₂O₃의 농도(질량％)이다.

용접 와이어 중의 용접 와이어 중의 Mo 함유량, V 함유량 및 Nb 함유량이 상기한 범위를 벗어나면, 혹은 비 [Mo/(V＋Nb)]의 값이 2.8을 초과하면, SR 어닐링 후의 고용 Mo량, 고용 C량이 증가하여, A값을 5.0 이하로 억제할 수 없게 된다. 용접 와이어 중의 Mo 함유량은, 바람직하게는 1.2％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.1％ 이하이다. 용접 와이어 중의 V 함유량은, 바람직하게는 0.37％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.38％ 이상이다. 용접 와이어 중의 Nb 함유량은, 바람직하게는 0.018％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 또한 상기 비 [Mo/(V＋Nb)]의 값은, 바람직하게는 2.7 이하이고, 보다 바람직하게는 2.6 이하이다.

본드 플럭스의 금속 Ca 및 Al₂O₃의 농도가, 상기 식 (2)를 만족시키지 않는 경우에는[17/9×([Ca]/[Al₂O₃])＜0.015], 응집ㆍ합체에 의해 조대화되기 쉬운 Al₂O₃ 산화물이 일부 잔존하여, 조대 산화물이 규정된 범위를 넘어 버린다. 상기 (17/9×([Ca]/[Al₂O₃])의 값은, 바람직하게는 0.017 이상이고, 보다 바람직하게는 0.018 이상이다.

SAW에 있어서의 입열량이 2.5kJ/㎜를 하회하거나, 혹은 예열-패스간 온도가 190℃를 하회하면, 용접시의 냉각 속도가 빨라져, 냉각 중에 충분한 탄화물이 생성되지 않게 되므로, 상기 A값이 소정의 범위를 만족시키지 않게 된다. 또한, 입열량이 5.0kJ/㎜를 상회하거나, 혹은 예열-패스간 온도가 250℃를 상회하면, 용접 금속 조직이 조대해져, 탄화물의 생성 사이트인 입계가 감소하는 결과, SR 어닐링시의 탄화물 생성량이 감소하여, 상기 A값이 소정의 범위를 만족시키지 않게 된다.

한편, SMAW에 있어서의 바람직한 용접 조건은, 용접 입열량이 2.3∼3.0kJ/㎜이고, 또한 용접시의 예열-패스간 온도가 190∼250℃ 정도이다. 이들 용접 조건에 있어서, 소정의 용접 금속을 얻기 위해서는, 용접봉을 제조할 때, 심선의 Mo 함유량을 1.20％ 이하(바람직하게는 1.1％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하)로 하는 동시에, 피복제의 V 함유량을 0.85％ 이상(바람직하게는 1.0％ 이상, 보다 바람직하게는 1.3％ 이상), 피복제의 Nb 함유량을 0.10％ 이상(바람직하게는 0.11％ 이상, 보다 바람직하게는 0.13％ 이상)으로 한 후, 피복제 중의 MgO의 함유량을 2.0％ 이상으로 하면 된다.

심선의 Mo 함유량, 피복제의 V 함유량 및 Nb 함유량은, A값을 적정한 범위로 제어하는 데 있어서 중요한 요건이며, 이들이 상기한 범위를 벗어나면, SR 어닐링 후의 고용 Mo량, 고용 C량이 증가하여, A값을 5.0 이하로 억제할 수 없게 된다. 피복제의 MgO는, 조대 산화물의 생성을 억제하는 효과가 있다. 그 이유에 대해서는, 명백하지 않지만, 용접 금속 중에 있어서의 탈산 원소와 프리 원소의 밸런스를 변화시킴으로써, 미세 산화물의 생성을 촉진시키는 것이라 생각된다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 피복제의 MgO 함유량은, 2.0％ 이상으로 하는 것이 좋다. 피복제의 MgO 함유량은, 바람직하게는 2.1％ 이상이고, 보다 바람직하게는 2.2％ 이상이다.

SMAW에 있어서의 입열량이 2.3kJ/㎜를 하회하거나, 혹은 예열-패스간 온도가 190℃를 하회하면, 용접시의 냉각 속도가 빨라져, 냉각 중에 충분한 탄화물이 생성되지 않게 되므로, 상기 A값이 소정의 범위를 만족시키지 않게 된다. 또한, 입열량이 3.0kJ/㎜를 상회하거나, 혹은 예열-패스간 온도가 250℃를 상회하면, 용접 금속 조직이 조대해져, 탄화물의 생성 사이트인 입계가 감소하는 결과, SR 어닐링시의 탄화물 생성량이 감소하여, 상기 A값이 소정의 범위를 만족시키지 않게 된다.

상기한 바와 같은 조건에 따라서 용접 금속을 형성함으로써, 우수한 내 템퍼링 취화 특성을 발휘하는 동시에, 인성, 내 SR 균열성, 강도 등의 특성에 있어서 우수한 용접 금속이 얻어지고, 이러한 용접 금속을 구비한 용접 구조체를 실현할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것은 아니며, 상기ㆍ후기하는 취지에 적합한 범위에서 적당하게 변경하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기하는 성분을 갖는 모재를 사용하여, 후술하는 각 용접 조건으로 용접 금속을 제작하고, 열처리를 실시한 후, 각종 특성을 평가하였다.

[모재 조성(질량％)]

C:0.12％, Si:0.23％, Mn:0.48％, P:0.004％, S:0.005％, Cu:0.04％, Al:＜0.002％, Ni:0.08％, Cr:2.25％, Mo:0.99％, V:0.004％, Ti:0.002％, Nb:0.005％(잔량부:철 및 불가피적 불순물)

[용접 조건(SAW)]

용접 방법 : 서브머지드 아크 용접(SAW)

모재 판 두께 : 25㎜

개선(開先) 각도 : 10°(V자형)

루트 간격 : 25㎜

용접 자세 : 하향

와이어 직경 : 4.0㎜φ(와이어 조성은 하기 표 1, 표 2에 나타냄)

입열 조건(AC-AC 탠덤)

가) 2.4kJ/㎜(L:440A-25V/T:480A-27V, 10㎜/초)

나) 2.6kJ/㎜(L:480A-25V/T:500A-28V, 10㎜/초)

다) 3.7kJ/㎜(L:580A-30V/T:600A-32V, 10㎜/초)

라) 4.8kJ/㎜(L:440A-25V/T:480A-27V, 5㎜/초)

마) 5.2kJ/㎜(L:480A-25V/T:500A-28V, 5㎜/초)

단, L : Leading wire(선행 전극), T : Trailing wire(후행 전극)

예열-패스간 온도 : 180∼260℃

적층 방법 : 1층 2패스(총 6층)

(사용 플럭스 조성)

조성 A(질량％) SiO₂:8％, Al₂O₃:14％, MgO:31％, CaF₂:27％, CaO:10％, Ca:0.13％, 기타(CO₂, AlF₃ 등) : 10％

조성 B(질량％) SiO₂:8％, Al₂O₃:14％, MgO:31％, CaF₂:27％, CaO:10％, Ca:0.08％, 기타(CO₂, AlF₃ 등) : 10％

[용접 조건(SMAW)]

용접 방법: 피복 아크 용접(SMAW)

모재 판 두께 : 20㎜

개선 각도 : 20°(V자형)

루트 간격 : 19㎜

용접 자세 : 하향

심선 직경 : 5.0㎜φ(피복제의 조성은 하기 표 7에 나타냄)

입열 조건

Ⅰ) 2.1kJ/㎜(210A-27V, 2.7㎜/초)

Ⅱ) 2.3kJ/㎜(215A-27V, 2.5㎜/초)

Ⅲ) 2.7kJ/㎜(215A-27V, 2.2㎜/초)

Ⅳ) 3.0kJ/㎜(220A-27V, 2.0㎜/초)

Ⅴ) 3.2kJ/㎜(225A-28V, 2.0㎜/초)

예열-패스간 온도 : 180∼260℃

적층 방법 : 1층 2패스(총 8층)

(사용 심선 조성)

조성 a(질량％) C:0.09％, Si:0.15％, Mn:0.49％, Cu:0.04％, Ni:0.03％, Cr:2.31％, Mo:1.10％(잔량부:철 및 불가피적 불순물)

조성 b(질량％) C:0.08％, Si:0.18％, Mn:0.50％, Cu:0.03％, Ni:0.03％, Cr:2.28％, Mo:1.22％(잔량부:철 및 불가피적 불순물)

[열처리]

(SR 어닐링 처리)

얻어진 용접 금속에, SR 어닐링 처리로서 705℃로 8시간의 열처리를 실시하였다. SR 어닐링 처리는, 공시재를 가열하여, 공시재의 온도가 300℃를 초과하면, 승온 속도가 매시 55℃(55℃/시) 이하로 되도록 가열 조건을 조정하여, 공시재의 온도가 705℃에 도달할 때까지 가열하였다. 그리고, 705℃로 8시간 유지한 후, 공시재의 온도가 300℃ 이하로 될 때까지, 냉각 속도가 55℃/시 이하로 되도록 공시재를 냉각하였다. 또한, 이 SR 어닐링 처리에 있어서, 공시재의 온도가 300℃ 이하인 온도 영역에서는, 승온 속도 및 냉각 속도는 규정하지 않는다.

(스텝 쿨링)

SR 어닐링 처리 후의 공시재에 취화 촉진 처리로서의 스텝 쿨링을 실시하였다. 도 1은 온도를 종축에 취하고, 시간을 횡축에 취하여, 스텝 쿨링 처리 조건을 나타내는 그래프이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 스텝 쿨링은, 공시재를 가열하여, 공시재의 온도가 300℃를 초과하면, 온도 상승이 매시 50℃(50℃/시) 이하로 되도록 가열 조건을 조정하여, 공시재의 온도를 593℃에 도달할 때까지 가열하고, 그 온도로 1시간 유지한다. 그 후, 마찬가지의 요령으로, 538℃로 15시간, 524℃로 24시간, 496℃로 60시간 유지하지만, 이들 냉각 단계에 있어서는 매시 5.6℃의 온도로 시험편이 냉각되도록 조정한다. 또한, 496℃로 유지된 시험편을, 매시 2.8℃(2.8℃/시)로 냉각하여 468℃로 하고 이 온도로 100시간 유지한다. 그리고, 공시재의 온도가 300℃ 이하로 될 때까지, 온도 강하가 매시 28℃(28℃/시) 이하로 되도록 공시재를 냉각한다. 또한, 이 스텝 쿨링 처리에 있어서, SR 어닐링 처리와 마찬가지로, 공시재의 온도가 300℃ 이하인 온도 영역에서는, 승온 속도 및 냉각 속도는 규정하지 않는다.

[평가 특성]

(원 상당 직경이 1㎛ 초과인 산화물의 개수, 및 원 상당 직경이 2㎛ 초과인 산화물의 개수)

상기에서 705℃×8시간의 SR 어닐링 처리를 실시한 용접 금속의 최종 패스 중앙부를 경면 연마하여, 배율 : 1000배로 0.037㎛²의 화상을 4매 촬영하고, 촬영한 산화물의 사이즈, 개수 밀도를 화상 해석 소프트웨어(「Image-ProPlus」Media Cybernetics사제)에 의해 산출하여, 원 상당 직경이 1㎛ 초과 또는 원 상당 직경이 2㎛ 초과인 산화물을 선택한 후(원 상당 직경이 2㎛ 초과인 산화물의 개수는, 원 상당 직경이 1㎛ 초과인 산화물의 개수에도 포함됨), 그들의 개수를 산출하였다.

(화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 함유량)

705℃×8시간의 SR 어닐링 처리를 실시한 용접 금속의 판 두께 중심부를, 10체적％아세틸아세톤-1체적％테트라메틸암모늄클로라이드-메탄올 용액에 의해 전해 추출하고, 필터 구멍 직경 : 0.1㎛인 필터에 의해 여과하여 잔사를 얻은 후, 이 잔사를 ICP 발광 분석하여, 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 함유량을 구하였다.

(강도)

705℃×32시간의 SR 어닐링 처리를 실시한 용접 금속의 판 두께 표면으로부터 10㎜ 깊이의 위치로부터, 도 2에 기초하여 용접선 방향으로 인장 시험편(JIS Z3111 A2호)을 채취하고, 실온(25℃)에 있어서, JIS Z 2241의 요령으로, 인장 강도 TS를 측정하였다. 인장 강도 TS＞600㎫를 강도가 우수하다고 평가하였다.

(인성)

705℃×8시간의 SR 어닐링 처리를 실시한 용접 금속의 판 두께 중앙부로부터, 도 3에 기초하여 용접선 방향에 수직으로 샤르피 충격 시험편(JIS Z3111 4호 V 노치 시험편)을 채취하고, JIS Z 2242의 요령으로, 샤르피 충격 시험을 실시하여, 3회의 흡수 에너지의 평균값이 54J로 되는 온도 vTr₅₄를 측정하였다. vTr₅₄가 -50℃ 이하일 때에 인성이 우수하다고 평가하였다. 또한, 705℃×8시간의 SR 어닐링 처리 후에 스텝 쿨링을 실시한 용접 금속에 대해, 마찬가지의 요령으로, 흡수 에너지의 평균값이 54J로 되는 온도 vTr'₅₄를 측정하였다. vTr'₅₄가 -50℃ 이하일 때에 인성이 우수하다고 평가하였다.

(내 템퍼링 취화 특성)

상기에서 측정한 vTr₅₄와 vTr'₅₄의 차 ΔvTr₅₄가 5℃ 이하일 때에[ΔvTr₅₄＝vTr'₅₄－vTr₅₄≤5℃], 내 템퍼링 취화 특성 인성이 우수하다고 평가하였다. 또한, ΔvTr₅₄가 마이너스의 값으로 되는 경우에는, 「0℃」로서 표시하였다. 이것은, 템퍼링 취화가 거의 발생하지 않는 우수한 용접 금속이다.

(내 SR 균열성)

용접 금속의 최종 패스(원질부)로부터, 슬릿 사이즈＝0.5㎜의 링 균열 시험편을 하기에 기초하여 채취하였다. 625℃×10시간의 SR 어닐링 처리를 실시하여, 시험편 6개(관찰면 3×시험수 2) 모두, 노치 저부 근방에 균열이 발생하지 않은 경우를 내 SR 균열성이 우수하다고(평가 ○) 평가하고, 균열이 발생한 경우를 내 SR 균열성이 떨어진다고(평가 ×) 평가하였다.

이때, 내 SR 균열성의 평가 방법으로서, 링 균열 시험의 개요를 이하에 나타낸다. 도 4a에 시험편의 채취 위치, 도 4b에 시험편의 형상을 나타낸다. U 노치 직하 조직이 원질부로 되도록, 최종 비드 표면 직하로부터 채취하고, 슬릿 사이즈(폭)는 0.5㎜로 한다. 슬릿 폭이 0.05㎜로 될 때까지 압축하여, 슬릿부를 TIG 용접하고, 노치 저부에 인장 잔류 응력을 부하한다. TIG 용접 후의 시험편을 머플 로에서 625℃×10시간의 SR 어닐링 처리를 실시하고, SR 어닐링 처리 후, 도 4c에 나타내는 바와 같이, 시험편을 3등분하여 채취하고(관찰면 1∼3), 그 단면(노치 저부 부근)을 광학 현미경으로 관찰하여, SR 균열 발생 상황을 관찰하였다.

[실시예 1]

SAW에 의해 용접 금속을 형성하였을 때에 사용한 각종 용접 와이어(W1∼44)의 화학 성분 조성을, 비 [(Mo/(V＋Nb)]의 값과 함께, 하기 표 1, 표 2에 나타낸다. 또한, 형성된 용접 금속의 화학 성분 조성을, 용접 조건(용접 와이어 No., 입열 조건, 사용 플럭스, 예열-패스간 온도) 및 A값과 함께, 하기 표 3, 표 4에 나타낸다. 또한, 각 용접 금속의 평가 특성 결과[각 크기의 산화물 개수, 인장 강도 TS, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄), 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄), 내 SR 균열성]를 하기 표 5, 표 6에 나타낸다.

표 1∼표 6으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(또한, 하기 No.는, 표 3∼표 6의 시험 No.을 나타냄). No.1∼30은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 예로, 우수한 내 템퍼링 취화 특성을 발휘하는 동시에, 인성, 내 SR 균열성, 강도 등의 특성에 있어서 우수한 용접 금속이 얻어져 있다.

한편, No.31∼49는, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 벗어나는 예로, 어느 하나의 특성이 떨어져 있다. 이 중, No.31은, 입열 조건에 기인하여(입열량이 2.4kJ/㎜) A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성이 떨어져 있다. No.32는, 입열 조건에 기인하여(입열량이 5.2kJ/㎜) A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성이 떨어져 있다.

No.33은, 예열-패스간 온도가 적정한 범위보다도 낮고, A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성이 떨어져 있다. No.34는, 예열-패스간 온도가 적정한 범위보다도 높고, A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성이 떨어져 있다.

No.35는, 사용 플럭스의 금속 Ca 및 Al₂O₃의 농도가, 상기 식 (2)의 관계를 만족시키지 않는 조성 B를 사용한 예로, 조대한 산화물의 개수가 증가하여, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄)이 떨어져 있다. No.36은, C 함유량이 부족하여, 강도가 저하되어 있다.

No.37은, C 함유량이 과잉으로 되어 있고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄), 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄) 및 내 SR 균열성이 떨어져 있다. No.38은, 용접 와이어 중의 비 [Mo/(V＋Nb)]의 값이 높고(2.93), 또한 용접 금속 중의 Si 함유량이 과잉이며 Mn 함유량이 부족하고, A값이 크게 되어 있어, 강도가 저하되는 동시에, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄), 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄) 및 내 SR 균열성 모두 떨어져 있다.

No.39는, Mn 함유량이 과잉으로 되어 있어, 인성(vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.40은, 용접 금속 중의 Ni 함유량이 과잉으로 되어 있고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다.

No.41은, Cr 함유량 및 Mo 함유량이 과잉인 동시에, Cu 함유량도 과잉으로 되어 있고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.42는, 용접 금속 중의 Mo 함유량이 부족하고, 또한 Al 함유량이 과잉으로 되어 있고, 조대 산화물의 개수가 증가하여, 강도가 저하되는 동시에 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄)이 떨어져 있다. No.43은, 용접 와이어의 조성에 기인하여 용접 금속 중의 V 함유량이 부족한 동시에, B 함유량이 과잉으로 되어 있고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 강도가 저하되는 동시에, 인성(vTr'₅₄), 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄) 및 내 SR 균열성이 떨어져 있다.

No.44는, 용접 금속 중의 V 함유량 및 W 함유량이 과잉으로 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄)이 떨어져 있다. No.45는, 용접 금속 중의 Nb 함유량 및 Ti 함유량이 과잉으로 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 SR 균열성이 떨어져 있다.

No.46은, 용접 와이어의 조성에 기인하여 용접 금속 중의 Nb 함유량이 부족한 동시에, O 함유량도 부족하고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 강도가 저하되는 동시에 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.47은, 용접 금속 중의 N 함유량이 과잉으로 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄)이 떨어져 있다.

No.48은, 용접 금속 중의 O 함유량이 과잉으로 되어 있고, 또한 A값이 크게 되어 있고, 각 산화물의 개수가 증가하여, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.49는, A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다.

[실시예 2]

SMAW에 의해 용접 금속을 형성하였을 때에 사용한 각종 피복제의 화학 성분 조성을, 하기 표 7에 나타낸다(피복제 No.B1∼24). 또한, 형성된 용접 금속의 화학 성분 조성을, 용접 조건(피복제 No., 입열 조건, 심선 종류, 예열-패스간 온도) 및 A값과 함께, 하기 표 8에 나타낸다. 또한, 각 용접 금속의 평가 특성 결과[각 크기의 산화물 개수, 인장 강도 TS, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄), 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄), 내 SR 균열성]를 하기 표 9에 나타낸다.

표 7∼표 9로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(또한, 하기 No.는, 표 8, 표 9의 시험 No.를 나타냄). No.50∼63은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 예로, 우수한 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)을 발휘하는 동시에, 인성, 내 SR 균열성, 강도 등의 특성에 있어서 우수한 용접 금속이 얻어져 있다.

한편, No.64∼77은, 본 발명에서 규정하는 어느 하나의 요건을 벗어나는 예이다. 어느 하나의 특성이 떨어져 있다. 이 중, No.64는, 예열-패스간 온도가 적정한 범위보다도 낮고, A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성이 떨어져 있다. No.65는, 예열-패스간 온도가 적정한 범위보다도 높고, A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다.

No.66은, 입열 조건에 기인하여(입열량이 2.1kJ/㎜) A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.67은, 입열 조건에 기인하여(입열량이 3.2kJ/㎜) A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다.

No.68은, 심선의 성분 조성이 적절하지 않은 b를 사용하였으므로, A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.69는, C 함유량이 부족한 동시에, 강도가 부족하다. No.70은, Mn 함유량이 부족한 동시에, Cr 함유량이 과잉으로 되어 있어, 강도가 부족한 동시에, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 SR 균열성이 떨어져 있다.

No.71은, Mn 함유량 및 V 함유량이 과잉으로 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.72는, C 함유량 및 Mo 함유량이 과잉으로 되어 있고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다.

No.73은, 피복제의 Nb 함유량에 기인하여 A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.74는, 피복제의 V 함유량에 기인하여 A값이 크게 되어 있어, 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.75는, Si 함유량이 과잉으로 되는 동시에 Nb 함유량이 부족하고, 또한 A값이 크게 되어 있어, 강도가 부족한 동시에, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다.

No.76은, V 함유량이 부족하여 A값이 크게 되어 있고, 또한 피복제 중의 MgO 함유량에 기인하여 조대한 산화물이 증가하고 있어, 강도가 부족한 동시에, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 템퍼링 취화 특성(ΔvTr₅₄)이 떨어져 있다. No.77은, Nb 함유량 및 B 함유량이 과잉으로 되어 있어, 인성(vTr₅₄, vTr'₅₄) 및 내 SR 균열성이 떨어져 있다.

본 발명을 상세하게, 또한 특정 실시 형태를 참조하여 설명하였지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하는 일 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있는 것은 당업자에게 있어서 명백하다.

본 출원은, 2011년 3월 11일 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2011-054648)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

본 발명의 용접 금속은, 보일러나 화학 반응 용기 등에 사용되는 고강도 Cr-Mo 강에 유용하다.

Claims

C:0.05∼0.15％(「질량％」의 의미. 이하 동일),
Si:0.1∼0.50％,
Mn:0.6∼1.30％,
Cr:1.8∼3.0％,
Mo:0.80∼1.20％,
V :0.25∼0.50％,
Nb:0.010∼0.050％,
N:0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음),
O:0.020∼0.060％를 각각 함유하고,
잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
원 상당 직경으로 1㎛ 초과의 산화물이 1㎟당 2000개 이하인 동시에, 원 상당 직경으로 2㎛ 초과의 산화물이 1㎟당 100개 이하이고, 또한 하기 식 (1)에 의해 규정되는 A값을 5.0 이하로 하여 Mo₂C의 석출을 억제하는 것을 특징으로 하는, 내 템퍼링 취화 특성이 우수한 용접 금속.

단, [insol.Cr], [insol.Mo], [insol.Nb] 및 [insolV]는, 응력 제거 어닐링 후에 있어서 용접 금속 중에 화합물로서 존재하는 Cr, Mo, Nb 및 V의 각각의 함유량(질량％)을 나타내고, [C] 및 [Mo]는, 용접 금속 중의 C 및 Mo의 각각의 함유량(질량％)을 나타냄.
제1항에 있어서, 다른 원소로서, 하기 원소 중 적어도 하나를 더 포함하는 것을 특징으로 하는, 내 템퍼링 취화 특성이 우수한 용접 금속.
Cu:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Ni:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)
B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음)
W:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Al:0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음)
Ti:0.020％ 이하(0％를 포함하지 않음)
제1항 또는 제2항에 기재된 용접 금속을 구비한, 용접 구조체.