KR101695982B1 - 저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부 - Google Patents

저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부 Download PDF

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Abstract

본 발명은 교량, 건축, 선박, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 고강도 용접구조물에 사용되는 서브머지드 아크 용접(Submerged Arc Weld, SAW)시 형성되는 용접 금속부에 관한 것으로서, 중량%로, C: 0.01~0.1%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ni: 1.5~3.0%, Mo: 0.3~1.0%, Ti: 0.005~0.03%, Nb:0.005~0.03%, V: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.003%, N: 0.002~0.006%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, O: 0.02~0.07%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 조성은 0.1≤Ti/O≤0.4, 1.0≤Ti/N≤3.5, 8≤V/N≤12 및 12≤O/B≤25의 관계를 만족하여 충격인성을 개선시킨 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부에 관한 것이다.
충격인성(impact toughness), 침상 페라이트(acicular ferrite), 하부 베이나이트(lower bainite), 서브머지드 아크 용접(submerged arc weld, SAW)

Description

저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부{HIGH STRENGTH SUBMERGED ARC WELD METAL JOINT HAVING EXCELLENT LOW-TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS}
본 발명은 교량, 건축, 선박, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 고강도 용접구조물에 사용되는 서브머지드 아크 용접(Submerged Arc Weld, SAW)시 형성되는 용접 금속부에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 조성 및 미세조직을 제어하여 고강도를 확보함과 동시에 우수한 저온 충격인성을 가지는 서브머지드 아크 용접 금속부에 관한 것이다.
최근, 지가의 상승등으로 인한 초고층 빌딩 및 섬들과 내륙을 연결하는 초장대교량 등이 건설되고 있으며, 사용되는 후물강재는 고강도화 및 저온 충격인성이 요구되고 있다. 이러한 대형 용접구조물의 안정성 확보를 위해서는 용접부 충격인성 특성이 무엇보다 중요하다. 일반적으로 초장대교량의 거더 등에 사용되는 서브머지드 아크 용접(Submerged Arc Weld)의 경우 대략 35-100kJ/cm에 해당되는 입열량을 많이 사용하고 있다.
　
일반적으로 용접시 형성되는 용접 금속부(Weld Metal Joint)는 용접재료가 용융되면서 일부 강재가 희석되어 용융풀을 형성하다가 응고하면서 조대한 주상정 조직이 형성되고 조대한 결정입내에 오스테나이트 결정입계를 따라서 조대한 입계 페라이트, 위드만스테텐 페라이트(Widmanstatten ferrite), 마르텐사이트 및 도상 마르텐사이트(M-A, Martensite Austenite constituent)등이 형성되어 충격인성이 가장 열화되는 부위이다.
따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는, 용접 금속부의 미세조직을 제어하여 용접 금속부의 충격인성을 확보할 필요가 있다. 이러한 용접 금속부의 충격인성을 확보하기 위한 기술의 일례로서, 일본 특허공개공보 평11-170085호를 들 수 있는데, 여기서는 용접재료의 성분을 제어하고 있다. 그러나 상기 기술은 용접금속의 미세조직, 입경 등을 제어하는 것이 아니고 용접재료만을 제어함으로서 충분한 용접 금속부 인성을 얻기가 어려운 문제가 있다.
또한, 일본 특허공개공보 2005-171300호에는 C: 0.07%이하, Si: 0.3%이하, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.02%이하, S를 0.1%이하, sol.Al: 0.04~0.1%, N: 0.0020~0.01%, Ti: 0.005~0.02%, B: 0.005~0.005%으로 구성되는 조성에서 ARM=197-1457C-1140sol.Al+11850N-316(Pcm-C)로 정의되는 ARM이 40~80인 것을 특징으로 하는 용접용 고장력강과 용접 금속부에 대한 기술이 개시되어 있으나, 상기 ARM에는 용접 금속부내 산소함량의 제한이 없기 때문에 SAW대입열 용접 금속부의 충격인성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
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 있지만, 용접 금속부내 산소 및 질소함량의 언급이 없기 때문에 대입열 용접 금속부의 충격인성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
본 발명은 서브머지드 아크 용접(Submerged Arc Weld, SAW)시 형성되는 용접 금속부의 조성 및 미세조직을 제어하여 저온 충격인성이 우수하고, 고강도를 갖는 서브머지드 아크 용접 금속부를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.01~0.1%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ni: 1.5~3.0%, Mo: 0.3~1.0%, Ti: 0.005~0.03%, Nb:0.005~0.03%, V: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.003%, N: 0.002~0.006%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, O: 0.02~0.07%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 조성은 0.1≤Ti/O≤0.4, 1.0≤Ti/N≤3.5, 8≤V/N≤12 및 12≤O/B≤25의 관계를 만족하는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부를 제공한다.
본 발명에 의하면, 용접입열량 범위가 50~100kJ/cm인 SAW용접에 있어서 인장강도 800MPa이상의 고강도 물성을 가지는 동시에 용접 금속부의 미세조직과 산화물의 제어를 통하여 저온 충격인성을 확보할 수 있는 SAW 용접 금속부를 제공할 수 있다.
본 발명자는 용접 금속부의 충격인성에 효과적이라고 알려진 침상 페라이트 에 미치는 산화물의 종류 및 크기 등에 대해 조사한 결과, TiO 및 고용(soluble) B 등에 따라 용접 금속부 입계 페라이트 및 침상 페라이트의 양이 변화하고 이에 따라 용접 금속부의 충격인성값이 변화한다는 사실을 알게 되었다. 　
　
이러한 연구에 기초하여, 본 발명에서는,　
[1] SAW 용접 금속부에 TiO-(Ti,V)N 복합산화물을 이용하는 기술을 제시하고,
[2] 용접 금속부의 산화물 개수와 입경을 제어하고, 75% 이상의 침상 페라이트로 변태 시켜 인성을 향상시키고,
[3] 고용 보론(soluble B)을 확보하여 경화능을 향상시키고 침상 페라이트 변태를 촉진하는 기술을 제시하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
[1] TiO-(Ti,V)N 복합산화물 관리　
본 발명에서는 용접 금속부내에 Ti/O, O/B, Ti/N 및 V/N의 비를 적절히 유지하면 TiO-(Ti,V)N 복합산화물의 개수가 적절히 분포되어 용접 금속부의 응고과정에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하고, TiO-(Ti,V)N 복합산화물에 의해 침상 페라이트 변태가 촉진된다. TiO-(Ti,V)N 복합산화물이 오스테나이트 결정입내에 적절히 분포하면 오스테나이트에서 온도가 감소함에 따라 침상 페라이트 변태의 불 균일 핵생성 자리 역할을 하게 되어, 결정입계에 형성되는 입계 페라이트보다 우선적으로 침상 페라이트를 형성시켜, 용접 금속부 충격 특성을 획기적으로 개선할 수 있게 된다.
[2] 용접 금속부 미세조직　
본 발명에서는 Ti/O, O/B, Ti/N 및 V/N의 비에 따른 TiO-(Ti,V)N 복합산화물의 크기와 양 그리고, 분포를 제어한다. 즉, 본 발명에서는 Ti/O가 0.1~0.4, O/B가 12~25, Ti/N이 1.0~3.5 V/N이 8~12일 때 0.01-0.1㎛ 크기의 미세한 TiO-(Ti,V)N복합산화물이 1.0x107개/mm3 이상 형성되는 것을 확인할 수 있다. 상기 미세한 TiO-(Ti,V)N복합산화물이 용접 금속부내에 적절히 분포되면 용접 금속부의 냉각과정에서 결정입계보다는 우선적으로 결정입내에 침상 페라이트 변태를 촉진시켜 용접 금속부의 침상 페라이트의 구성비를 75%이상 확보할 수 있다. 또한 고강도 용접 금속부를 확보하기 위해서는 Ni, Mn, Mo 및 Nb합금성분을 제어하여 하부 베이나이트 조직을 확보해야 고강도 고인성 특성을 얻을 수 있다는 사실을 알았다.
　
[3] 용접 금속부내 고용 보론(soluble B) 역할
본 발명에서는 용접 금속부에 균일 분산되어 있는 복합 산화물과는 별도로 고용되어 있는 보론은 결정입계로 확산되어 결정입계의 에너지를 낮게하여 결정입계에서 입계 페라이트 변태를 억제하는 역할을 하여 결정입내에 침상 페라이트 변 태를 촉진시키는 역할을 한다. 이렇게 결정입계에서 입계페라이트 변태를 억제하여 결정입내에서의 침상 페라이트 변태의 촉진을 통하여 용접 금속부의 충격인성 향상에 기여한다.
이하, 본 발명 용접 금속부의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).
탄소(C)의 함량은 0.01~0.1%로 하는 것이 바람직하다.　
탄소(C)는 용접 금속부의 강도 및 용접경화성을 확보하기 위하여 필수적인 원소이다. 그러나 탄소함량이 0.1%를 초과하게 되면 용접성이 크게 저하하고 용접시 용접부 저온균열이 발생하기 쉽고 용접 금속부 충격인성이 크게 저하하는 문제점이 있다.
　
실리콘(Si)의 함량은 0.1~0.5%로 하는 것이 바람직하다. 　
실리콘의 함량이 0.1% 미만인 경우에 용접금속내의 탈산효과가 불충분하고 용접금속의 유동성을 저하시키며, 0.5%를 초과하는 경우에는 용접 금속부내의 도상 마르텐사이트(M-A constituent)의 변태를 촉진시켜 저온 충격인성을 저하시키고, 용접균열감수성에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
　
망간(Mn)의 함량은 1.0~3.0%로 하는 것이 바람직하다. 　
Mn은 용접 금속부에서 탈산작용 및 강도를 향상시키는 필수원소로 TiO- (Ti,V)N 복합산화물 주위에 MnS형태로 석출하여 용접 금속부 인성개선에 유리한 침상 페라이트의 생성을 촉진시키는 역할을 한다. 또한 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.
티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.03%로 하는 것이 바람직하다.　
Ti는 O와 결합하여 미세한 Ti산화물을 형성시킬 뿐만 아니라, 미세 TiN석출물을 형성시키기 때문에 본 발명에서는 필수적인 원소이다. 이러한 미세한 TiO산화물 및 TiN복합석출물 효과를 얻기 위해서는 Ti을 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.03%를 초과하면 조대한 TiO산화물 및 조대한 TiN석출물이 형성되어 바람직하지 못하다.
니켈(Ni)의 함량은 1.5~3.0%로 하는 것이 바람직하다. 　
Ni은 고용강화에 의해 매트릭스(matrix)의 강도와 인성을 향상시키는 필수적인 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ni함유량이 1.5%이상 함유되는 것이 바람직하지만, 3.0%를 초과하는 경우에는 소입성을 크게 증가시키고 고온균열의 발생 가능성이 있기 때문에 바람직하지 못하다.　
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.3~1.0% 하는 것이 바람직하다. 　
Mo은 기지의 강도를 향상시키는 원소로서 0.3%이상은 필요하지만, 1.0%를 초과하면 그 효과가 포화되고, 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온균열 발생 및 인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
붕소(보론, B)의 함량은 0.0005~0.003%로 하는 것이 바람직하다. 　
B은 소입성을 향상시키는 원소로서 입계에 편석되어 입계 페라이트 변태를 억제한다. 즉, 고용 B는 용접 금속부의 강도를 향상시키는 경화능 확보 역할과 동시에 결정입계로 확산되어 결정입계의 에너지를 낮게하여 입계 페라이트 변태를 억제하는 역할을 하여 침상 페라이트의 변태를 촉진시킨다. 상기 입계 페라이트 변태를 억제하기 위해서는 0.0005% 이상 필요하지만, 그 함량이 0.003%를 초과하면 그 효과가 포화되고 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온균열 발생 및 인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
니오븀(Nb)의 함량은 0.005~0.03%로 하는 것이 바람직하다. 　
Nb는 소입성을 향상시키기 위한 필수원소로서, 특히 Ar3온도를 낮추고 냉각속도가 낮은 범위에서도 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있어 하부 베이나이트 조직을 얻기 위하여 필요하다. 강도 향상 효과를 기대하기 위해서는 0.005%이상이 필요하다. 그러나 0.03%를 초과하면 용접시 용접 금속부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접 금속부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못 하다.
바나듐(V)의 함량은 0.005~0.05%로 하는 것이 바람직하다. 　
V는 TiO산화물에 VN석출물을 형성시켜 페라이트 변태를 촉진하는 원소로서 0.005%이상이 필요하나 0.05%를 초과하면 용접 금속부에 탄화물(Carbide)과 같은 경화상을 형성시켜 용접 금속부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
질소(N)의 함량은 0.002~0.006%로 하는 것이 바람직하다. 　
N은 TiN 및 VN 석출물 등을 형성시키는데 필수적인 원소로, 미세 TiN 및 VN 석출물의 양을 증가시킨다. 특히 TiN, VN 석출물 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.002%이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 그러나, 질소 함량이 0.006%를 초과하면 그 효과가 포화되며, 용접금속내에 존재하는 고용질소량의 증가로 인해 인성저하를 초래할 수 있다. 　
인(P)의 함량은 0.030%이하로 하는 것이 바람직하다. 　
P는 용접시 고온균열을 조장하는 불순물 원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 따라서, 인성 향상 및 균열 저감을 위해서는 0.03%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 　
황(S)의 함량은 0.030%이하(0은 제외)로 하는 것이 바람직하다.
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 바람직하지 못하다.
　
산소(O)의 함량은 0.02~0.07% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 　
O는 용접 금속부 응고중에 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는 원소로, Ti산화물은 용접금속내에서 침상페라이트의 변태를 촉진시킨다. O 함유량이 0.02% 미만이면 Ti산화물을 용접 금속부에 적절히 분포시키지 못하며 0.07%를 초과하면 조대한 Ti산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성되어 용접 금속부 충격인성에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다. 　
　상기와 같이 조성되는 용접 금속부에 본 발명에서는 기계적성질을 보다 향상시키기 위해, Cu, Al, Cr, W, Zr의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종이상을 추가로 첨가할 수 있다. 　
　 　
구리(Cu)의 함량은 0.01~2.0%로 하는 것이 바람직하다. 　
Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 강도 및 인성을 확보하는데 유용한 원소이다. 이를 위해서는 Cu함유량이 0.01%이상 함유되어야 하지만, 2.0%를 초과하는 경우에는 용접 금속부에서 경화성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다.
　
또한 Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우 이들의 합계는 3.5%이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 3.5%을 초과하는 경우에 소입성이 커져서 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.
　 　
알루미늄(Al)의 함량은 0.001-0.01%로 하는 것이 바람직하다. 　
Al은 탈산제로서 용접금속내에 산소량을 감소시키는 원소이다. 또한 고용질소와 결합하여 미세한 AlN석출물을 형성시키기 위해서는 Al함유량을 0.001%이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, 0.01%를 초과하면 조대한 Al2O3을 형성시켜 인성개선에 필요한 TiO산화물의 형성을 방해하므로 0.01%이하로 하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)은 0.05~1.0%로 하는 것이 바람직하다. 　
Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시킬 수 있다. 그 함유량이 0.05%미만에는 강도를 얻을 수 없고 1.0%를 초과하는 경우 용접 금속부 인성열화를 초래하는 문제가 있다.
　
텅스텐(W) 함량은 0.05-0.5%로 하는 것이 바람직하다.
W은 고온강도를 향상시키고 석출강화에 효과적인 원소이다. 그러나 0.05%미만에서는 강도상승효과가 미약하기 때문에 바람직하지 못하고 0.5%이상에서는 용접 금속부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
지르코늄(Zr)의 함량은 0.005-0.5%로 하는 것이 바람직하다
Zr은 강도상승에 효과가 있기 때문에 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하며 0.5%를 초과할 경우 용접 금속부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.
또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위해 칼슘(Ca), 희토류 원소(REM)의 1종 또는 2종을 추가로 첨가할 수 있다. 　
　
Ca 및 REM은 용접시 아크를 안정시키고 용접 금속부에서 산화물을 형성시키는 원소이다. 또한 냉각과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 입내 페라이트변태를 촉진시켜 용접 금속부의 인성을 향상시킨다. 이를 위해, 칼슘(Ca)은 0.0005%이상, REM은 0.005%이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca이 0.05%, REM이 0.05%를 초과하는 경우 대형 산화물을 형성하여 인성에 나쁜 영향을 미칠 수 있다. REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf등의 1종 또는 2종이상을 사용하여도 무방하고 어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.
나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 이루어진다.
이하, 본 발명의 성분관계식에 대하여 상세히 설명한다.
Ti/O의 비는 0.1~0.4으로 하는 것이 바람직하다.　
Ti/O비가 0.1 미만의 경우에는 용접 금속부내에 오스테나이트 결정립 성장억제 및 침상페라이트 변태에 요구되는 TiO 산화물 개수가 불충분하며, TiO산화물내의 함유하는 Ti비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부의 인성개선에 유효한 침상페라이트 상분율이 저하된다. Ti/O의 비가 0.4를 초과하는 경우에는 용접 금속부내 오스테나이트 결정립성정억제 효과가 포화되며, 산화물내에 함유되는 합금성분의 비율이 오히려 작아져서 침상 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.
Ti/N의 비는 1.0~3.5로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 Ti/N비를 1.0미만인 경우 TiO산화물에 형성되는 TiN석출물 양이 감소하여 인성개선에 효과적인 침상 페라이트 변태에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하며, 3.5를 초과하는 경우 그 효과가 포화되고 고용질소양이 증가하여 충격인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
V/N의 비는 8~12로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 V/N비가 8미만인 경우 TiO산화물에 형성되는 VN석출물 양이 감소하여 침상 페라이트 변태에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하며, 또한 12를 초과하는 경우 그 효과가 포화되고 고용질소양이 증가하여 충격인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다.
　
O/B의 비는 12~25으로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 O/B비가 12 미만이면 용접후 냉각과정중에 오스테나이트 결정입계에 확산되어 입계 페라이트 변태를 억제하는 고용 B의 양이 불충분하며, O/B비가 25를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며, 고용질소량이 증가하여 용접열영향부의 인성을 저하시키기 때문에 바람직하지 못하다　
　
(Ti+4B)/O의 비는 0.3~0.6으로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 (Ti+4B)/O의 비가 0.3 미만의 경우 고용질소량이 증가하여 용접 금속부의 인성개선에 효과적이지 못하고, 0.6을 초과할 경우 TiN, BN 석출물의 개수가 불충분하기 때문에 바람직하지 못하다.
(Ni+3Mn+4Mo+5Nb)의 비는 10~12로 하는 것이 바람직하다.　
본 발명에서 (Ni+3Mn+4Mo+5Nb)의 비가 10 미만인 경우 하부 베이나이트 조직의 형성에 영향을 미치기 때문에 800MPa급 이상의 고강도 용접 금속부를 확보할 수 없으며, 그 비가 12를 초과할 경우 하부 베이나이트 대신에 마르텐사이트의 조직이 형성되기 때문에 바람직하지 못하다.
　
이하, 본 발명 용접 금속부의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
　
본 발명에서 SAW 용접후 형성되는 용접 금속부의 미세조직은 침상페라이트와 하부 베이나이트이고 고인성을 확보하기 위해서는 침상 페라이트 분율이 75%이상인 것이 바람직하다. 그 이유는 침상페라이트 조직은 고강도와 저온 충격인성을 동시에 얻을 수 있는 조직이기 때문이다.
즉, 상기 침상 페라이트 조직이 아닌 조대한 입계 페라이트, 위드만스타텐(Widmanstatten) 페라이트 등이 혼합되어 있는 경우에는 충격인성이 유리하지만 고강도를 확보하기 곤란하고, 마르텐사이트 조직이 혼합되어 있는 경우는 고강도를 확보할 수 있지만 저온충격인성을 확보하기 어렵기 때문에 본 발명에서는 침상 페라이트와 하부 베이나이트 조직을 갖도록 하는 것이 바람직하다.
이에 따라, 본 발명에서 고강도와 고인성의 유리한 최적의 미세조직은 75~85%정도의 침상 페라이트와 15~25%의 하부 베이나이트 조직으로 이루어지는 것이다.
　
용접 금속부에 존재하는 산화물은 용접후 용접 금속부의 미세조직 변태에 큰 영향을 미친다. 즉 분포하는 산화물의 종류, 크기 및 그 개수에 크게 영향을 받게 된다. 특히 SAW 용접 금속부의 경우 기타 다른 용접법과는 달리 용융되는 용접재료의 양이 많기 때문에 응고과정에서 결정립이 조대화되고 결정입계로부터 조대한 입계 페라이트, 위드만스테텐(Widmanstatten) 페라이트, 베이나이트 등의 조직이 형성되어 용접 금속부의 물성이 크게 저하된다.
이를 방지하기 위해서는 용접 금속부내에 TiO-(Ti,V)N 복합산화물이 미세한 간격으로 균일하게 분산되는 것이 중요하고, 바람직하게는 0.5㎛이하로 한다. 또한, TiO-(Ti,V)N 복합산화물의 입경 및 임계 갯수를 각각 0.01~0.1㎛ 및 1mm3당 1.0x107개 이상으로 한정하는 것이 바람직하다.
그 이유는 복합산화물의 입경이 0.01㎛미만에서는 SAW용접 금속부에서 침상페라이트의 변태를 촉진시키는 역할을 하지 못하며, 또한 0.1㎛을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제)효과가 적어지고 조대한 비금속 개재물과 같은 거동을 하여 고강도 용접 금속부 충격인성에 좋지 않은 영향을 미치기 때문이다.
또한, 상기 임계 갯수가 1.0x107개/㎣ 미만일 경우에는 복합산화물의 개수가 부족하여 침상페라이트 핵생성에 기여하지 못하여, 결정립 조대화를 방지하기 못하기 때문에 바람직하지 못하다.
　
본 발명에서 SAW이외의 다른 용접 프로세스에 의해서도 제조할 수 있다. 이 때 용접 금속부의 냉각속도가 빠르면 산화물을 미세분산시키고 조직이 미세하기 때문에 냉각속도가 빠른 용접 프로세스(process)가 바람직하다. 또한 같은 이유로 용접부의 냉각속도를 향상시키기 위하여 강재 냉각 및 Cu-backing방법도 유리하다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 본 발명의 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위내라고 해석하는 것은 당연하다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
(실시예)
표 1 및 2와 같은 성분 조성 및 표 3과 같은 복합산화물의 개수, 크기와 미세조직을 갖는 용접 금속부를 50~100kJ/cm의 용접입열량을 적용하여 SAW에 의해 제조하였으며, 표 2는 용접 금속부 합금성분 원소간의 구성비를 나타낸 것이다.　
상기와 같이 용접된 용접 금속부의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 용접 금속부의 중앙부에서 채취하였으며 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/mim에 서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하여 시험하고 그 결과를 표 3에 나타내었다.
　
용접 금속부의 충격인성에 중요한 영향을 미치는 산화물의 크기와 갯수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이때, 피검면은 100mm2을 기준으로 하여 평가하고 그 결과를 표 3에 나타내었다.　또한, SAW 용접 금속부의 충격인성 평가는 SAW 용접후 충격시험편으로 가공하여 -20℃에서 샤르피충격시험을 통하여 평가하고 그 결과를 표 3에 나타내었다.
구분 C Si Mn P S Ni Mo Ti B
(ppm)		 N
(ppm)		 Nb V Cu Al Cr Ca REM O
(ppm)
발명예
1		 0.04 0.35 2.1 0.015 0.005 2.4 0.60 0.005 15 25 0.005 0.025 0.10 - - - - 360
발명예
2		 0.07 0.32 2.0 0.010 0.002 2.3 0.65 0.006 14 34 0.007 0.030 0.13 0.006 - - - 340
발명예
3		 0.06 0.25 2.2 0.011 0.004 2.5 0.65 0.008 18 35 0.008 0.040 0.15 - 0.11 - - 380
발명예
4		 0.08 0.32 2.0 0.018 0.005 1.9 0.72 0.006 20 30 0.007 0.035 0.11 - - - - 320
발명예
5		 0.07 0.42 2.2 0.009 0.004 2.5 0.60 0.01 25 33 0.01 0.030 0.14 - - - - 320
발명예
6		 0.07 0.38 2.3 0.010 0.003 2.3 0.62 0.008 22 25 0.009 0.027 0.12 0.007 - - - 280
발명예
7		 0.09 0.25 2.0 0.011 0.005 2.5 0.65 0.005 19 29 0.008 0.029 0.15 - - - - 260
발명예
8		 0.06 0.35 1.9 0.012 0.006 2.6 0.64 0.007 20 30 0.007 0.031 0.12 - 0.10 - - 320
발명예
9		 0.06 0.28 1.9 0.010 0.005 2.5 0.50 0.011 15 32 0.008 0.033 0.11 - - 0.001 - 330
발명예
10		 0.07 0.38 2.2 0.009 0.003 2.8 0.55 0.008 20 35 0.005 0.035 0.13 - - - 0.005 360
비교예
1		 0.03 0.06 1.2 0.0414 0.006 1.6 0.19 0.02 19 32 0.02 0.05 - - - - - 450
비교예
2		 0.05 0.13 1.9 0.013 0.004 1.7 0.20 0.025 69 50 0.04 0.005 0.003 - - - - 415
비교예
3		 0.06 0.06 1.2 0.018 0.007 1.6 0.01 0.034 41 74 0.07 0.007 0.35 - - - - 450
비교예
4		 0.04 0.19 2.0 0.018 0.004 3.7 0.55 0.02 105 56 0.05 0.008 0.29 - - - - 460
비교예
5		 0.06 0.28 1.7 0.013 0.008 2.9 1.14 0.058 58 71 0.001 0.140 0.19 - - - - 170
비교예
6		 0.06 0.26 1.5 0.012 0.007 3.5 0.16 0.037 52 40 0.002 0.012 0.30 - - - - 640
비교예
7		 0.05 0.22 2.5 0.015 0.008 1.5 1.12 0.04 92 70 0.008 0.014 0.45 - - - - 160
비교예
8		 0.07 0.14 1.5 0.011 0.006 2.5 0.51 0.014 42 180 0.032 0.038 0.41 - 0.013 - - 120
비교예
9		 0.09 0.37 2.7 0.015 0.010 1.4 1.17 0.081 9 100 0.003 0.021 0.33 - - - - 440
비교예
10		 0.05 0.26 2.6 0.009 0.004 0.05 1.15 0.042 5 80 0.04 0.006 0.55 - - - - 750
비교예
11		 0.07 0.23 3.7 0.018 0.004 2.3 0.64 0.03 29 60 0.05 0.01 0.8 - - - - 190
구분 Ti/O Ti/N V/N O/B (Ti+4B)/O Ni+3Mn+4Mo+5Nb
발명예1 0.1 2.0 10.0 24.0 0.3 11.1
발명예2 0.2 1.8 8.8 24.3 0.3 10.9
발명예3 0.2 2.3 11.5 21.1 0.4 11.7
발명예4 0.2 2.0 11.7 16.0 0.4 10.8
발명예5 0.3 3.0 9.1 12.8 0.6 11.6
발명예6 0.3 3.2 10.8 12.7 0.6 11.7
발명예7 0.2 1.7 10.0 13.7 0.5 11.1
발명예8 0.2 2.3 10.3 16.0 0.5 10.9
발명예9 0.3 3.4 10.3 22.0 0.5 10.2
발명예10 0.2 2.3 10.0 18.0 0.4 11.6
비교예1 0.4 6.3 15.6 23.7 0.6 6.1
비교예2 0.6 5.0 1.0 6.0 1.3 8.4
비교예3 0.8 4.6 0.9 10.9 1.1 5.6
비교예4 0.4 3.6 1.4 4.4 1.4 12.2
비교예5 3.4 8.2 14.1 2.9 4.8 12.6
비교예6 0.6 9.3 3.0 12.3 0.9 8.7
비교예7 2.5 5.7 2.0 1.7 4.8 13.5
비교예8 1.2 0.8 2.1 2.9 2.6 9.2
비교예9 1.8 8.1 2.1 48.9 1.9 14.2
비교예10 0.6 5.3 0.8 150.0 0.6 12.7
비교예11 1.6 5.0 1.7 6.6 2.2 16.2
구분
 용접Process 및 입열량
 TiO+VN 복합산화물
 용접 금속부
acicular ferrite
(%)		 용접 금속부 기계적 성질
용접
Process		 용접입열량
(kJ/cm)		 개수
(개/mm3)		 평균크기
(㎛)		 인장강도
(MPa)		 vE -20℃
(J)
발명예1 SAW 60 3.1×108 0.015 85 832 132
발명예2 SAW 65 3.6×108 0.016 76 843 102
발명예3 SAW 55 3.7×108 0.016 78 828 98
발명예4 SAW 80 4.4×108 0.018 78 843 128
발명예5 SAW 78 5.3×108 0.014 76 847 88
발명예6 SAW 85 4.8×108 0.022 78 835 104
발명예7 SAW 98 3.6×108 0.013 82 824 134
발명예8 SAW 50 2.3×108 0.021 75 852 122
발명예9 SAW 55 4.6×108 0.025 84 845 135
발명예10 SAW 85 4.3×108 0.024 85 839 122
비교예1 SAW 45 2.0×106 0.075 36 862 14
비교예2 SAW 70 1.3×106 0.091 32 858 26
비교예3 SAW 60 2.4×106 0.121 24 750 56
비교예4 SAW 90 2.0×106 0.164 45 820 43
비교예5 SAW 80 1.4×106 0.087 37 650 16
비교예6 SAW 80 1.2×106 0.096 42 840 12
비교예7 SAW 80 2.0×106 0.063 44 841 29
비교예8 SAW 70 2.1×105 0.046 32 810 32
비교예9 SAW 70 1.8×105 0.051 29 790 29
비교예10 SAW 75 1.4×105 0.056 22 823 32
비교예11 SAW 75 1.6×106 0.073 41 815 29
표 3 에서 나타낸 바와 같이, 본 발명에 부합되는 조성 및 관계식을 만족하는 발명예 1 내지 10의 용접 금속부는 TiO-(Ti,V)N복합 산화물의 개수가 2X108개/mm3이상임에 반해, 비교예의 경우는 TiO-(Ti,V)N복합 산화물이 2.4X10 6개/mm3이하의 범위를 보이고, 평균크기도 발명예에 비해 조대한 것을 확인할 수 있다.
한편, 본 발명예의 미세조직은 침상페라이트 상분율도 모두 75%이상의 높은 분율로 구성되어 있다. 　따라서 본 발명의 용접 금속부는 800MPa이상의 고강도이면서 우수한 용접 금속부 충격특성을 보이고 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.01~0.1%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ni: 1.5~3.0%, Mo: 0.3~1.0%, Ti: 0.005~0.03%, Nb:0.005~0.03%, V: 0.005~0.05%, B: 0.0005~0.003%, N: 0.002~0.006%, P: 0.03%이하, S: 0.03%이하, O: 0.02~0.07%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 조성은 0.1≤Ti/O≤0.4, 1.0≤Ti/N≤3.5, 8≤V/N≤12 및 12≤O/B≤25의 관계를 만족하며, 상기 조성은 10≤(Ni+3Mn+4Mo+5Nb)≤12의 관계를 더 만족하는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 조성에 Al:0.001~0.05%, Cu:0.01~2.0%, Cr:0.05~1.0%, W: 0.05∼0.5%, Zr:0.005~0.5%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 Cu가 첨가되는 경우에는 Cu 및 Ni의 총합이 3.5%미만인 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 조성에 Ca: 0.0005~0.05% 및 REM: 0.005~0.05%의 1종 또는 2종을 포함하는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 조성은 0.3≤(Ti+4B)/O≤0.6 의 관계를 만족하는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  6. 삭제
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 용접 금속부의 미세조직이 면적분율로 70%이상의 침상 페라이트(acicular ferrite)와 나머지 하부 베이나이트(lower bainite)를 포함하는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 용접 금속부에는 평균입경 0.01~0.1㎛의 TiO-(Ti,V)N 복합산화물이 1.0×107개/㎣ 이상 분포되어 있는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 TiO-(Ti,V)N복합산화물은 0.5㎛이하의 간격으로 분산되어 있는 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부.
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