KR101930181B1

KR101930181B1 - 대입열 용접용 강재

Info

Publication number: KR101930181B1
Application number: KR1020177010375A
Authority: KR
Inventors: 료 아라오; 카츠유키 이치미야; 카즈쿠니 하세
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2014-10-17
Filing date: 2015-10-14
Publication date: 2018-12-17
Also published as: CN107109596A; JP6418418B2; BR112017007462B1; KR20170054520A; JPWO2016060141A1; BR112017007462A2; WO2016060141A1

Abstract

본 발명의 대입열 용접용 강재는, mass%로, C：0.03∼0.10%, Si：0.01∼0.08%, Mn：0.8∼2.0%, S：0.0005∼0.0050%, Ti：0.005∼0.050%, Cu：0.20∼1.00% 이하, Ni：0.20% 초과 2.00% 이하, N：0.0040∼0.0100% 및 B：0.0003∼0.0030%를 함유하고, Ti/N이 2.0 이상 4.0 미만이고, A값(=2256×Ti-7716N＋10000B)이 3∼25이고, C_eq가 0.38∼0.43이고, 항복응력이 460MPa 이상이고, 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때의 열영향부의 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트가 1vol% 이하이고, 열영향부의 최연화부의 섬(島)형상 마르텐사이트가 5vol% 이상이며, 대입열 용접을 실시했을 때에도 강도와 인성이 뛰어난 용접 이음매를 얻을 수 있는 것이다.

Description

대입열 용접용 강재{STEEL MATERIAL FOR HIGH HEAT INPUT WELDING}

본 발명은, 선박이나 건축·토목 등의 분야의 각종 강(鋼) 구조물 등에 사용되는, 항복응력이 460MPa 이상인 강도를 가지고, 용접 입열량(入熱量)이 200kJ/cm를 초과하는 대입열(大入熱) 용접이 실시되는 용접용 강재에 관한 것으로, 특히 상기 대입열 용접을 실시했을 때의 용접부의 인성(靭性) 및 용접 이음매의 강도가 뛰어난 대입열 용접용 강재에 관한 것이다. 또한, 본 발명의 상기 대입열 용접용 강재는, 강(鋼) 소재로부터 열간압연으로 제조된 강재의 것을 말하며, 후강판 이외, 형강, 조강, 봉강 등을 포함하는 것이다.

선박이나 건축·토목 등의 분야에 있어서의 각종 강 구조물 등은, 용접 접합에 의해 원하는 형상의 구조물로 마무리되는 것이 보통이다. 따라서, 이들 구조물에는, 안전성을 확보하는 관점에서, 사용되는 강재(모재)의 강도나 인성의 확보에 더하여, 용접부의 강도나 인성도 뛰어난 것이 요청되고 있다.

또한, 최근에는, 선박이나 강 구조물은 더욱 더 대형화되고, 사용되는 강재도 고강도화나 후육화가 적극적으로 진행되고 있다. 그것에 수반하여, 용접 시공에는, 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding)이나 일렉트로 가스 용접(electro gas welding), 일렉트로 슬러그 용접(electro slag welding) 등의 고능률로 대입열의 용접 방법이 적용되도록 되어 오고있다. 그 때문에, 대입열 용접에 의해 시공된 경우에 있어서도, 용접부의 강도나 인성이 뛰어난 강재가 필요해지고 있다.

여기서, 강재에 대입열 용접을 실시했을 때의 용접부의 조직에 관하여 설명하면, 용접부의 중앙에는, 용융 모재 및 용접 재료로부터 생성된 용착 금속의 양자(兩者)가 용융 상태에서 거의 균일하게 혼합되어 응고된 용접 금속이 존재하고 있고, 그 양측에, 용접 시의 열에 의해, 모재의 조직이나 특성이 변질된 열영향부(HAZ；Heat Affected Zone)가 존재하며, 그 외측에, 모재가 존재하고 있다. 상기열영향부의 용접 금속에 접하는 부분(경계부)은, 일반적으로 「본드부(bond)」라고 칭해지고 있지만, 이 열영향부의 본드부 근방(이후, 간단히 「본드부 근방」이라고도 한다)은, 열영향부 중에서 가장 융점에 가까운 온도까지 가열되는 영역이기 때문에, 결정립이 조대화(粗大化)되어, 인성이 현저하게 저하된다. 한편, 열영향부 중에서 본드부로부터 약간 떨어진 곳에는, 결정립이 세립(細粒)이고, 경도가 가장 저하된 부분(이후, 단지 「최연화부(最軟化部)」라고도 한다)이 존재하고 있어, 이음매 강도의 저하를 초래하는 주요인이 된다는 것이 알려져 있다.

상기 본드부 근방의 인성 저하에 대하여는, 여러 가지의 대입열 용접용 강재가 제안되고 있으며, 예를 들면, TiN을 강(鋼) 중에 미세 분산시키고, 열영향부에 있어서의 오스테나이트립(austenite grain)의 조대화를 억제하거나 열영향부에 있어서의 페라이트 변태핵으로서 사용하거나 하는 기술이 실용화되고 있다. 그러나, 용접 시에 TiN이 용해되는 고온도역까지 가열되는 본드부 근방에서는, 상기 TiN의 효과를 얻지 못하고, 오히려, 고용(固溶)된 Ti나 N에 의해 지조직(地組織)이 취화되어, 인성이 현저하게 저하된다는 문제가 있다.

그래서, 융점 부근의 온도까지 가열되어도 용해되지 않는 입도 5㎛ 이하의 Ti산화물 TiOx(단, x：0.65∼1.3)를 강 중에 미세 분산시켜, 열영향부에 있어서의 침(針)형상 페라이트의 생성핵으로서 사용하거나(예를 들면, 특허문헌 1 참조), B, N 및 sol. Al량을 적정 범위로 조정하여, 열영향부를 미세화시키는 BN을 적극적으로 석출시키거나(예를 들면, 특허문헌 2 참조) 하여 용접부의 인성을 향상시키는 기술이 제안되고 있다. 그러나, Ti산화물은, 강 중에 균일 미세하게 분산시키는 것이 곤란하여, 산화물을 복합화함으로써, 분산능(分散能)을 개선시키는 것 등이 검토되고 있지만, 상기 특허문헌 1, 2의 기술에서는, 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접 열영향부에 있어서의 오스테나이트의 입자 성장을 억제하는 것은 곤란했다. 그래서, 특허문헌 3에는, Ca, O, S의 함유량을 적정하게 제어함으로써, 변태핵이 되어 열영향부의 페라이트 변태를 촉진하는 Ca계 비금속 개재물을 강 중에 미세 분산시켜, 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접 열영향부의 인성을 향상시키는 기술이 개시되어 있다.

그러나, 그 후의 연구에 의해, 항복응력이 460MPa 이상이고, 비교적 다량의 C나 합금 원소가 첨가된 강에서는, 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때에는, 본드부 근방에 섬형상 마르텐사이트(MA)이라고 불리는 경질의 취화 조직이 생성되어, 용접부의 인성을 저하시킨다는 것을 알 수 있었다. 여기서, 상기 본드부 근방이란, 오스테나이트립이 가장 조대화된 열영향부를 말한다. 그래서, 특허문헌 4 등에는, C, Si의 함유량을 저감하는 것에 더하여, P의 함유량을 더 저감하여, 섬형상 마르텐사이트의 생성을 억제하는 기술이 개시되어 있다.

한편, 대입열 용접 열영향부의 연화를 억제하는 기술에 관해서는, 용접부의 인성 저하 방지 기술만큼 많은 검토는 이루어지지 않아, 상기 특허문헌 1∼4에도 기재는 없지만, 몇 가지의 기술이 제안되고 있다. 그들 기술은, Nb나 V 등의 석출 강화 원소를 사용하는 기술과, B의 ?칭성(Quenching)을 사용하는 기술로 대별되며, 예를 들면, 특허문헌 5에는, C를 높이는 것과 함께 Si, Mn을 저감하고, Nb나 V를 함유시킴으로써 열영향부의 연화를 억제하는 기술이, 또한, 특허문헌 6에는, N에 대하여 Ti, B, Nb를 많이 함유하는 성분식을 규정함으로써, 또한, 특허문헌 7에는, 고용 B량을 규정함으로써, 열영향부의 연화를 억제하는 기술이 제안되고 있다.

특허문헌 1 : 일본 공개특허 소 57-051243호 공보 특허문헌 2 : 일본 공개특허 소 62-170459호 공보 특허문헌 3 : 일본 특허 제3546308호 공보 특허문헌 4 : 일본 공개특허 2008-163446호 공보 특허문헌 5 : 일본 공개특허 소 60-067622호 공보 특허문헌 6 : 일본 공개특허 2007-177327호 공보 특허문헌 7 : 일본 특허 제4233033호 공보

그런데, 최근, 강 구조물에 사용되는 강재의 고강도화에 수반하여, 항복응력이 460MPa를 초과하는 고강도 강재에도 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접이 적용되는 예가 더욱 증가되는 경향이 있다. 그러나, 합금 원소의 첨가량이 많고, 탄소 당량 C_eq가 높은 항복응력이 460MPa를 초과하는 강재는, 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접에서는 냉각 속도가 느리기 때문에, 본드부 근방이 페라이트와 베이나이트의 혼합 조직이 되어, 취화될 뿐만 아니라, 본드부로부터 약간 떨어진 영역(최연화부)에 있어서의 연화도 보다 커지기 때문에, 용접 이음매의 인성이나 강도의 저하가 현저해진다.

본 발명은, 종래 기술이 갖는 상기의 문제점을 감안하여 이루어진 것이며, 그 목적은, 항복응력이 460MPa 이상인 강도를 가지고, 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때에도, 본드부 근방의 인성이나 최연화부의 강도가 뛰어난 용접 이음매를 얻을 수 있는 대입열 용접용 강재를 제공하는 데 있다.

발명자들은, 항복응력이 460MPa 이상인 고강도 강재에 대하여 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때의 본드부 근방에 있어서의 인성과 최연화부에 있어서의 강도에 미치는 합금 원소와 조직 인자의 영향에 관하여 조사했다. 그 결과, 본드부 근방의 인성에 관해서는, 섬형상 마르텐사이트의 존재는 소량이라도 악영향을 미치는데 대하여, 최연화부의 강도에 관해서는, 소량의 섬형상 마르텐사이트가 존재하는 것이, 오히려 강도가 향상된다는 것을 발견했다.

그래서, 발명자들은, 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 억제한 후에, 최연화부의 섬형상 마르텐사이트의 생성량을 높여 주는 방책에 관하여 검토했다. 그 결과, 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트에 관해서는, C함유량의 저감에 더하여, Si나 P의 함유량을 더 저감함으로써 섬형상 마르텐사이트의 생성을 억제할 수 있다는 것, 한편, 최연화부의 섬형상 마르텐사이트에 관해서는, 적정량의 Ni를 첨가하는 것에 더하여, B, Ti 및 N의 함유량을 적정 범위로 제어하고, B의 ?칭성 향상 효과를 최대한으로 발현시킴으로써, 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트를 증가시키는 일 없이, 최연화부에 있어서의 섬형상 마르텐사이트의 형성을 촉진시킬 수 있다는 것을 알아내어, 본 발명을 개발하기에 이르렀다.

즉, 본 발명은, C：0.03∼0.10mass%, Si：0.01∼0.08mass%, Mn：0.8∼2.0mass%, P：0.010mass% 이하, S：0.0005∼0.0050mass%, Al：0.005∼0.100mass%, Nb：0.003∼0.030mass%, Ti：0.005∼0.050mass%, Cu：0.20∼1.00mass% 이하, Ni：0.20mass% 초과 2.00mass% 이하, N：0.0040∼0.0100mass% 및 B：0.0003∼0.0030mass%를 함유하고, Ti와 N의 함유량비(Ti/N)가 2.0 이상 4.0 미만이고, 하기 (1)식；

A=2256×Ti-7716N＋10000B … (1)

로 정의되는 A값이 3∼25의 범위, 및, 하기 (2)식；

C_eq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 … (2)

로 정의되는 C_eq가 0.38∼0.43의 범위에 있고, 잔부(殘部)가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지고, 항복응력이 460MPa 이상이며, 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때의 열영향부의 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트가 1vol% 이하, 또한, 열영향부의 최연화부에 있어서의 섬형상 마르텐사이트가 5vol% 이상인 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재이다. 여기서, 상기 (1)식 및 (2)식 중의 각 원소 기호는, 각각의 원소의 함유량(mass%)을 나타낸다.

본 발명의 상기 대입열 용접용 강재는, 상기 성분 조성에 더하여, V：0.20mass% 이하, Cr：0.40mass% 이하 및 Mo：0.40mass% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 상기 대입열 용접용 강재는, 상기 성분 조성에 더하여, Mg：0.0005∼0.0050mass%, Zr：0.0010∼0.0200mass%, REM：0.0010∼0.0200mass% 및 Ca：0.0005∼0.0050mass% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 항복응력 460MPa 이상의 고강도 강재에 대하여 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때에도 양호한 인성과 강도를 가지는 용접 이음매를 확보할 수 있으므로, 서브머지드 아크 용접이나 일렉트로 슬러그 용접과 같은 대입열 용접에 의해 시공되는 선박이나 대형 구조물의 품질 향상에 많이 기여한다.

우선, 본 발명의 기본적인 기술 사상에 관하여 설명한다.

발명자들은, 항복응력이 460MPa 이상인 고강도 강재에 대하여 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때의 본드부 근방의 인성과 최연화부의 강도에 미치는 합금 원소와 조직 인자의 영향에 관하여 조사했다. 그 결과, 본드부 근방에 관해서는, 섬형상 마르텐사이트의 존재는 소량이라도 인성에 악영향을 미치는데 대하여, 최연화부에 관해서는, 반대로 소량의 섬형상 마르텐사이트가 생성되는 쪽이, 경도가 상승되어, 강도를 높일 수 있다는 것을 발견했다. 또한, 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트는, C나 Si, P의 함유량을 저감함으로써 생성을 억제할 수 있지만, 그들 원소의 저감은, 최연화부의 강도를 오히려 저하시킬 우려가 있다는 것을 발견했다.

그래서, 발명자들은, 열영향부의 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 억제한 후에, 열영향부의 최연화부에 소량의 섬형상 마르텐사이트를 생성시키는 것을 검토했다.

용접 이음매의 강도 저하의 원인이 되는 열영향부의 최연화부는, 본드부로부터 약간 떨어진 곳, 예를 들면 모재 판두께가 60mm인 맞댐 용접의 경우, 본드부로부터 10∼15mm 정도만큼 떨어진 곳에 존재한다. 이 최연화부는, 용접으로 대입열을 받았을 때, 강 조직은 오스테나이트로 변태되지만, 본드부 근방에 비하면 온도가 낮기 때문에, 생성되는 오스테나이트는 세립(細粒)이 된다. 그 때문에, 오스테나이트의 입경이 큰 본드부 근방과 비교해서 ?칭성이 저하되고, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 변태 조직을 얻기 어려워, 페라이트 주체의 조직이 된다. 이것이, 최연화부가 형성되는 이유이다.

따라서, 열영향부의 최연화부의 강도를 높이기 위해서는, 페라이트 주체의 조직의 경도을 높일 필요가 있다. 발명자들의 조사에 의하면, 최연화부에 있어서의 페라이트 주체의 조직은, 페라이트와 제2상의 펄라이트(pearlite)로 이루어진다. 따라서, 이 조직의 경도을 높이는 데는, 상기 제2상의 ?칭성을 향상시켜, 펄라이트를 마르텐사이트(섬형상 마르텐사이트)로 하는 것이 유효하다고 생각된다.

그러나, 최연화부의 제2상을 섬형상 마르텐사이트로 하기 위해서, 단지 강의 ?칭성을 높이는 것만으로는, 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 촉진시켜 본드부 근방의 인성을 저하시킬 우려가 있다. 그래서, 발명자들은, ?칭성에 영향을 주는 원소가, 최연화부 및 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트 생성에 미치는 영향에 관하여 조사했다.

?칭성에 영향을 주는 원소는, 지조직(地組織)에 고용(固溶)되어 ?칭성에 영향을 미치는 원소와, 입계(粒界)에 편석(偏析)되어 ?칭성에 영향을 미치는 원소로 크게 나눌 수 있다. 고용되어 ?칭성의 향상에 기여하는 원소로서는, C 외에, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni 등이 있지만, 그 중에서도 Ni은, 용접 시의 열이력이나 다른 첨가 원소의 영향으로 석출되는 경우가 적다. 그 때문에, 모상(母相)에 있어서의 ?칭성이 동등한 첨가량으로 제2상 조직의 ?칭성에 미치는 영향을 비교하면, Ni은 다른 원소보다 제2상 조직의 ?칭성을 보다 높이는 효과가 있다는 것을 알아냈다.

한편, 입계에 편석되어 ?칭성의 향상에 기여하는 원소로서는 B를 들 수 있지만, 이 B의 과잉의 첨가는, B를 포함하는 조대한 탄화물 혹은 질화물을 생성하여, 열영향부의 본드부 근방의 인성을 저하시켜 버릴 우려가 있다. 그래서, 발명자들은, N과의 결합력이 B보다 강한 Ti의 함유량을 N함유량에 대하여 적정화하는, 즉, Ti/N을 적정화하여 강 중의 N을 Ti로 고정함과 함께, 강 중의 Ti, B, N의 함유량을, 하기 (1)식；

A=2256×Ti-7716N＋10000B　… (1)

다만, 각 원소 기호는 각각의 원소의 함유량(mass%)을 나타낸다.

로 정의되는 A값이 3∼25의 범위가 되도록 제어함으로써, 열영향부의 최연화부의 ?칭성 향상에 필요한 B를 확보할 수 있어, 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 억제한 후, 최연화부의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 촉진시킬 수 있다는 것을 발견했다.

본 발명은, 상기 발견에, 검토를 더 하여 완성한 것이다.

다음으로, 본 발명의 대입열 용접용 강재에 관하여 설명한다.

우선, 본 발명이 대상으로 하는 대입열 용접용 강재는, 전술한 바와 같이, 항복응력이 460MPa 이상인 고강도를 가지고, 또한, 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접이 실시되는 것이다. 이것은, 본 발명이 대상으로 하는 항복응력 460MPa 이상의 고강도강이고, 특히 판두께 30∼100mm의 강재에서는, 용접 능률을 향상시키는 관점에서 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접이 실시되는 경향이 있고, 이 범위의 조건에서 강도나 인성을 양립한 강재가 열망되고 있기 때문이다.

다음으로, 본 발명의 대입열 용접용 강재는, 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접에 의해 형성되는 열영향부의 본드부 근방의 인성 및 최연화부의 강도를 양립시키기 위해서는, 각각의 영역에 형성되는 섬형상 마르텐사이트의 분율(分率)이 하기의 범위인 것이 필요하다.

본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트：1vol% 이하

열영향부 중에서, 가장 고온으로 노출되어, 오스테나이트립이 조대화되는 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 억제함으로써, 대입열 용접부에 있어서의 인성을 향상시킬 수 있지만, 이러한 효과를 얻기 위해서는, 상기 본드부 근방에 생성되는 섬형상 마르텐사이트의 분율을 1vol% 이하로 억제할 필요가 있다. 여기서, 상기 본드부 근방이란, 본드부로부터 500㎛ 이내의 오스테나이트립이 가장 조대화된 열영향부인 것을 말하며, 금속 조직이, 주상(主相)인 아시큘러(acicular)-페라이트나 베이나이트와, 제2상으로 이루어지는 부분이다. 또한, 제2상으로서는, 1vol% 이하의 섬형상 마르텐사이트 외에, 페라이트나 펄라이트를 최대 20vol% 정도 포함하고 있어도 된다.

최연화부의 섬형상 마르텐사이트：5vol% 이상

항복응력 460MPa 이상의 강재를 용접한 이음매에는, 모재와 동등한 강도, 즉 인장강도로 570MPa 이상이 필요하다. 용접 이음매의 인장강도에 영향을 주는 인자로서는, 용접 금속의 강도, 모재 판두께, 최연화부의 경도 등이 있지만, 최연화부의 경도의 영향이 가장 크다. 항복응력이 460MPa 이상인 강재의 용접 이음매가 상기 강도를 가지기 위해서는, 최연화부의 조직은 주상의 페라이트와 제2상으로 이루어지고, 제2상으로서 섬형상 마르텐사이트가 5vol% 이상 존재하고 있는 것이 필요하다. 또한, 최연화부의 섬형상 마르텐사이트의 상한에 특히 제한은 없지만, 최대로 15vol% 정도이다. 또한, 제2상으로서는, 섬형상 마르텐사이트 외에, 베이나이트나 펄라이트를 최대 20vol% 정도 포함하고 있어도 된다.

다음으로, 본 발명의 대입열 용접용 강재가 가져야 할 성분 조성에 관하여 설명한다.

C：0.03∼0.10mass%

C는, 강의 강도를 높이는 원소이며, 강 구조용의 강재로서 460MPa 이상의 항복응력을 확보하기 위해서는, 0.03mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, C가 0.10mass%를 초과하면, 본드부 근방에서 섬형상 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 되기 때문에, 상한은 0.10mass%로 한다. 바람직하게는 0.05∼0.08mass%의 범위이다.

Si：0.01∼0.08mass%

Si는, 강을 용제할 때의 탈산제로서 첨가되는 원소이며, 0.01mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.08mass%를 초과하면, 대입열 용접된 열영향부의 본드부 근방에 섬형상 마르텐사이트가 생성되어, 인성 저하를 초래하게 된다. 따라서, Si는 0.01∼0.08mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.02∼0.06mass%의 범위이다.

Mn：0.8∼2.0mass%

Mn은, 모재의 강도를 확보하기 위해서 0.8mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 2.0mass%를 초과하면, 본드부 근방의 인성을 현저하게 저하시킨다. 따라서, MN은 0.8mass%∼2.0mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 1.2∼1.8mass%의 범위이다.

P：0.010mass% 이하

P는, 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트의 생성을 촉진시켜, 인성을 크게 저하시키기 때문에, 0.010mass% 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.008mass% 이하이다.

S：0.0005∼0.0050mass%

S는, 페라이트의 핵생성 사이트가 되는 MnS나 CaS를 형성하기 위해서 필요한 원소이며, 0.0005mass% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 과도하게 함유시키면, 모재의 인성 저하를 초래하기 때문에, 상한은 0.0050mass%로 한다.

Al：0.005∼0.100mass%

Al은, 강의 탈산을 위해서 첨가되는 원소이며, 0.005mass% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.100mass%를 초과하여 첨가하면, 모재의 인성뿐만 아니라, 용접 금속의 인성도 저하시킨다. 따라서, Al는 0.005∼0.100mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010∼0.080mass%의 범위이다.

Nb：0.003∼0.030mass%

Nb는, 모재의 강도를 확보하는데 유효한 원소이다. 그러나, 0.003mass% 미만의 함유량에서는, 상기 효과가 작고, 한편, 0.030mass%를 초과하여 첨가하면, 본드부 근방에 섬형상 마르텐사이트가 생성되어 인성을 저하시킨다. 따라서, Nb는 0.003∼0.030mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.008∼0.020mass%의 범위이다.

Ti：0.005∼0.050mass%

Ti는, 용강(溶綱)의 응고 시에 TiN이 되어 모재 속으로 석출되고 오스테나이트립의 조대화를 억제하여, 모재의 인성 향상에 기여함과 함께, B와 결합되는 N을 고정하고, 저감하여 고용 B를 확보하고, 모재의 강도를 확보하기 위해서 유효하게 작용한다. 또한, 용접 열영향부에서, 페라이트 변태의 핵이 되고, 용접부의 고인성화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.005mass% 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.050mass%를 초과하여 첨가하면, 석출한 TiN이 조대화되어, 오히려 상기 효과를 얻을 수 없게 된다. 따라서, Ti는, 0.005∼0.050mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.010∼0.035mass%의 범위이다.

B：0.0003∼0.0030mass%

B는, 용접 열영향부에서 N과 BN을 생성하여 고용 N을 저감시킨다. 또한, 생성한 BN은 변태핵이 되어 페라이트 변태를 촉진시켜, 인성을 높이는 효과가 있다. 그 때문에, B는 0.0003mass% 이상 함유시킨다. 그러나, 0.0030mass%를 초과하여 첨가하면, 모재 및 열영향부의 인성 저하를 초래한다. 따라서, B는 0.0003∼0.0030mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0008∼0.0020mass%의 범위이다.

N：0.0040∼0.0100mass%

N은, TiN을 생성시키기 위해서 0.0040mass% 이상 함유시킨다. 한편, 0.0100mass%를 초과하는 첨가는, 열영향부에서 용접 시의 입열로 TiN이 용해되는 영역의 고용 N량을 증대시켜 인성을 저하시킨다. 따라서, N은 0.0040∼0.0100mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0045∼0.0080mass%, 보다 바람직하게는 0.0050∼0.0070mass%의 범위이다.

Cu：0.20∼1.00mass%

Cu는, ?칭성을 향상시켜, 모재 및 용접 이음매의 강도 확보에 유효한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 0.20mass% 이상 첨가할 필요가 있다. 한편, 1.00mass%를 초과하면, 상기 효과가 포화된다. 따라서, Cu는 0.20∼1.00mass%의 범위로 한다. 바람직하게는 0.30∼0.80mass%의 범위이다.

Ni：0.20mass% 초과 2.00mass% 이하

Ni은, 본 발명에 있어서 필수의 원소이며, 고용됨으로써 모재의 강도를 높이는 것과 함께, 인성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, Ni은, 고용됨으로써 지조직의 인성을 높이는 효과도 있기 때문에, 열영향부의 본드부 근방의 인성 향상에도 기여한다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 0.20mass% 초과의 첨가를 필요로 한다. 한편, 2.0mass%를 초과하면, 상기 효과가 포화된다. 따라서, Ni은 0.20mass% 초과 2.00mass% 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.60∼1.50mass%의 범위이다.

본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기 성분 조성을 만족하는 것에 더하여, 상기 성분이 이하의 관계를 더 만족하는 것이 필요하다.

Ti/N：2.0 이상 4.0 미만

Ti와 N의 함유량의 비인 Ti/N은, 열영향부의 본드부 근방에 있어서의 TiN의 미세 분산 상황 및 고용 N량에 크게 영향을 주기 위해, 후술하는 (1)식에서 정의하는 A값과 함께, 본 발명에서 중요한 인자의 하나이다. Ti/N이 2.0을 밑돌면, 고용 N이 증가되어, 열영향부의 인성을 저하시키거나 열영향부에 BN이 되어 석출되어, ?칭성을 확보하는데 필요한 B를 저감시키므로, 최연화부의 경도를 확보하는 것이 곤란해지거나 한다. 한편, 4.0 이상에서는, N이 TiN이 되어 거의 완전하게 고정되고, 고용 N이 감소되어 BN이 석출되지 않게 되거나 Ti의 붕탄화물이 석출되거나 하기 때문에, 열영향부의 인성이 크게 저하된다. 따라서, Ti/N은 2.0 이상 4.0 미만으로 한다. 바람직하게는, 2.5∼3.5의 범위이다.

A값：3∼25

하기 (1)식；

A=2256×Ti-7716N＋10000B　… (1)

여기서, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 각 원소의 함유량(mass%)을 나타낸다.

로 정의되는 A값은, 상기 Ti/N과 함께, 발명에서 중요한 인자의 하나이다.

상기 A값은, (1)식을 고쳐 쓰면,

A=10000B-(7716N-2256×Ti)

로 나타내지는 것으로부터 알 수 있는 바와 같이, 강 중에 포함되는 B로부터, Ti에 의해 고정되어 있지 않은 고용 N과 BN을 형성하여 고정되는 B량을 뺀 고용 B량을 의미하고 있고, TiN나 BN 등의 생성 반응이 평형론적으로 진행되지 않는 경우에 있어서, 고용 원소로서 변태에 작용하는 B량을 나타내는 지표이다.

상기 A값이 3 이상이면, 강재가 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접의 열이력을 받았을 때이라도, 고용 B에 의한 ?칭성의 향상 효과가 충분히 발현되어, 최연화부의 경도를, 항복응력이 460MPa 이상인 강재에 있어서의 용접 이음매에 요구되는 강도 확보에 필요한 경도인 HV10로 160 이상으로 할 수 있다. 그러나, A값이 25를 초과하면, 탄붕화물 등의 조대한 석출물이 생성되어, 열영향부의 본드부 근방의 인성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는, 상기 A값은 3∼25의 범위로 한다. 바람직하게는 6∼15의 범위이다.

C_eq：0.38∼0.43

본 발명의 대입열 용접용 강재는, 용접 시의 입열에 의해, 모재 제조 시에 실시된 TMCP 등의 조직 제어의 효과가 모두 무효가 되어 버린다. 그 때문에, 용접 시의 가열·냉각에 의해서도 용접 이음매의 강도와 인성을 양립시킬 필요가 있는 점에서, ?칭성의 지표인 탄소 당량 C_eq를 적정 범위로 제어할 필요가 있고, 구체적으로는 하기 (2)식；

C_eq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　… (2)

여기서, 상기 식 중의 각 원소 기호는, 각각의 원소의 함유량(mass%)을 나타낸다.

로 정의되는 탄소 당량 C_eq가 0.38∼0.43의 범위가 되도록 각 성분의 조성을 제어할 필요가 있다.

상기 C_eq가 0.38 미만에서는, ?칭성이 부족하여, 최연화부의 경도가 현저하게 저하되기 때문에, 원하는 용접 이음매의 강도를 확보할 수 없다. 한편, C_eq가 0.43을 초과하면, ?칭성이 과잉이 되어, 본드부 근방에 있어서의 페라이트의 생성이 억제되어, 섬형상 마르텐사이트의 생성이 촉진되기 때문에, 충분한 인성을 확보할 수 없게 된다. 바람직한 C_eq는 0.39∼0.42의 범위이다.

본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기에 설명한 필수 성분에 더하여, 강도 향상 등을 목적으로 하여, V, Cr 및 Mo 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 하기의 범위에서 더 첨가할 수 있다.

V：0.20mass% 이하

V는, VN으로서 석출되어, 모재의 강도·인성의 향상에 기여함과 함께, 페라이트 생성핵으로서도 작용하는 원소이다. 상기 효과를 발현시키기 위해서는, 0.005mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 과잉의 첨가는, 오히려 인성의 저하를 초래하므로, 상한은 0.20mass%로 하는 것이 바람직하다.

Cr：0.40mass% 이하, Mo：0.40mass% 이하

Cr 및 Mo는, 모재의 고강도화에 유효한 원소이며, 상기의 효과를 얻기 위해서는, 각각 0.02mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 어느 원소도, 다량의 첨가는, 인성에 악영향을 미치기 때문에, 첨가하는 경우에는 0.40mass% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기 성분에 더하여, Mg, Zr, REM 및 Ca로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 하기의 범위에서 더 첨가할 수 있다.

Mg：0.0005∼0.0050mass%, Zr：0.0010∼0.0200mass%, REM：0.0010∼0.0200mass%, Ca：0.0005∼0.0050mass%

Mg, Zr 및 REM은, 모두, 산화물이 되어 분산됨으로써, 인성을 개선하는 효과가 있는 원소이다. 또한, 황화물계 개재물의 형태 제어에도 유용한 원소이다. 이와 같은 효과를 발현시키는 데는, Mg는 0.0005mass% 이상, Zr 및 REM은 각각 0.0010mass% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

또한, Mg는 0.0050mass% 초과, Zr 및 REM은 각각 0.0200mass% 초과 첨가해도, 그 효과는 포화될 뿐이다. 따라서, 이러한 원소를 첨가하는 경우는, 상기 범위로 하는 것이 바람직하다.

또한, Ca는, 황화물계 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.0005mass% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0050mass%를 초과하면, 청정도의 저하를 초래하여, 인성이 열화된다. 그래서, Ca를 함유하는 경우에는 0.0005∼0.0050mass%의 범위로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기의 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다.

다음으로, 본 발명의 대입열 용접용 강재의 제조 방법에 관하여 설명한다.

본 발명의 대입열 용접용 강재는, 항복응력을 460MPa 이상으로 하는 제조 방법이면, 종래 공지의 방법으로 제조할 수 있고, 특히, 제조 조건에 제한은 없다. 예를 들면, 전로(轉爐)나 전기로(電氣爐) 등으로 용제(溶製)한 강을 RH 탈(脫)가스 등으로 2차 정련하여 강 성분을 상기 적정 범위로 조정한 후, 연속 주조 또는 조괴-분괴(造塊-分塊)공정을 거쳐 슬라브 등의 강 소재로 한다. 이어서, 상기강 소재를 재가열하고, 열간압연하여 원하는 치수의 강재로 한 후, 방냉하는 공정을 거치고, 혹은, 상기 열간압연 후, 가속 냉각, 직접 ?칭-템퍼링(Quenching-tempering), 재가열 ?칭-템퍼링, 재가열 노말라이징-템퍼링 등의 공정을 거쳐 제조할 수 있다.

상기에 설명한 본 발명에 의하면, 항복응력이 460MPa 이상이고, 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때에도, 열영향부의 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트의 분율을 1vol% 이하, 열영향부의 최연화부의 섬형상 마르텐사이트의 분율을 5vol% 이상으로 할 수 있으므로, 모재의 강도 및 인성뿐만 아니라, 용접 이음매의 강도 및 인성도 뛰어난 대입열 용접용 강재를 얻을 수 있다.

실시예

고주파 용해로(溶解爐)를 이용하여 표 1의 No. 1∼42에 나타낸 각종 성분 조성을 가지는 강을 실험실적으로 용제하고, 주조하여 150kg의 강괴로 한 후, 열간압연하여 두께가 120mm인 강편으로 했다. 이어서, 상기 강편을 1150℃에서 2시간 가열한 후, 마무리 압연 온도를 850∼900℃로 하는 열간압연하여 판두께 60mm로 한 후, 판두께 1/4 위치에 있어서의 냉각 속도를 8℃／sec로 하는 가속 냉각에 의해 판두께 중심 온도가 350℃가 될 때까지 냉각하고, 그 후, 방냉하여 후강판(제품판)으로 했다.

[표1-1]

[표1-2]

이렇게 하여 얻은 상기 후강판을 이하의 평가 시험에 제공했다.

＜모재의 강도 측정＞

후강판의 판두께 1/4 위치로부터, 판폭 방향을 시험편 길이 방향으로 하고, 평행부가 14mmφ×85mm, 표점(標點)간 거리가 70mm인 환봉(丸棒) 인장시험편을 채취하여 인장시험을 실시하고, 모재의 강도(항복응력 YS, 인장강도TS)를 측정했다.

＜열영향부의 최연화부의 경도 측정 및 조직 평가＞

상기 후강판으로부터 3mmφ×10mm의 소형 시료를 채취하여, Ac₃ 변태점 바로 위의 오스테나이트역(域)에 상당하는 900℃로 가열 후, 800∼500℃ 사이를 390sec로 냉각하는 열처리를 실시한 후, JIS　Z　2244(1998)에 규정되는 방법으로 비커스 경도 HV10를 5점 측정하고, 그 중의 가장 낮은 경도를 최연화부의 경도로 하고, 160 이상의 경도의 것을 합격으로 했다.

이어서, 상기 경도 측정 후의 소형 시료의 단면을 나이탈(nital)로 에칭하여 조직을 현출(現出)한 후, 주사형 전자현미경 SEM을 이용하여 1000배로 3시야의 조직 사진을 촬영하고, 그것들을 화상 해석하여 마르텐사이트의 면적분율을 구하고, 그 평균값을 최연화부의 마르텐사이트 분율로 했다.

＜열영향부의 본드부 근방의 인성 및 조직 평가＞

상기 후강판으로부터 폭 80mm×길이 80mm×두께 15mm의 샘플을 채취하여, 1450℃로 가열한 후, 800∼500℃ 사이를 390sec로 냉각하는 열처리를 실시했다. 상기 열처리는, 입열량이 500kJ/cm의 일렉트로 가스 용접에 의해 열영향부가 받는 열이력에 상당한다.

이어서, 상기 샘플로부터, 길이 방향이 압연 방향과 평행하게 되도록 하여 2mm V노치(notch) 샤르피(Charpy; 충격시험) 시험편을 채취하여, -100∼40℃의 온도 범위에서 샤르피 충격 시험을 실시하고, 연성파면율(延性破面率)이 50%가 되는 파면천이온도 vTrs를 구하고, -40℃ 이하의 것을 합격으로 평가했다.

또한, 상기 열처리 후의 샘플의 단면을 나이탈로 에칭하여 조직을 현출한 후, 주사형 전자현미경 SEM를 이용하여 1000배로 3시야의 조직 사진을 촬영하고, 그것들을 화상 해석하여 섬형상 마르텐사이트의 면적분율을 구하고, 그 평균값을 본드부 근방의 섬형상 마르텐사이트 분율로 했다.

상기 측정의 결과를 표 2에 나타냈다. 이 결과로부터, 발명예의 No.1∼21의 후강판은, 모재의 항복응력 YS가 460MPa 이상, 인장강도 TS가 570MPa 이상인 점에서, 원하는 모재 강도가 얻어지고 있다는 것, 또한, 열영향부의 본드부 근방의 마르텐사이트 분율이 1vol% 미만, 인성 vTrs가 -40℃ 이하이고, 또한, 열영향부의 최연화부의 마르텐사이트 분율이 5∼15vol%, 경도 HV10가 160 이상인 점에서, 대입열 용접 후의 열영향부의 인성 및 강도 특성도 뛰어나다.

이에 대하여, 강의 성분 조성이 본 발명의 범위 밖인 비교예의 No.22∼42의 후강판은, 항복응력 YS, 본드부 근방의 인성 vTrs 및 최연화부의 경도 중 어느 하나 이상의 특성이 본 발명예의 후강판보다 저위(低位)로 되고 있다는 것을 알 수 있다.

[표 2]

Claims

C：0.03∼0.10mass%, Si：0.01∼0.08mass%, Mn：0.8mass% 이상 1.8mass% 미만, P：0.010mass% 이하, S：0.0005∼0.0050mass%, Al：0.005∼0.100mass%, Nb：0.003∼0.030mass%, Ti：0.005∼0.050mass%, Cu：0.20∼1.00mass% 이하, Ni：0.20mass% 초과 2.00mass% 이하, N：0.0040∼0.0100mass% 및 B：0.0003∼0.0030mass%를 함유하고, Ti와 N의 함유량비 Ti/N이 2.0 이상 4.0 미만이고, 하기 (1)식에서 정의되는 A값이 3∼25의 범위, 및, 하기 (2)식에서 정의되는 C_eq가 0.38∼0.43의 범위에 있고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 가지고, 항복응력이 460MPa 이상이고, 용접 입열량이 200kJ/cm를 초과하는 대입열 용접을 실시했을 때의 열영향부의 본드부 근방에 있어서의 섬형상 마르텐사이트가 1vol% 이하, 또한, 열영향부의 최연화부에 있어서의 섬형상 마르텐사이트가 5vol% 이상인 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.
A=2256×Ti-7716N＋10000B　… (1)
C_eq=C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15　… (2)
여기서, 상기 (1)식 및 (2)식 중의 각 원소 기호는, 각각의 원소의 함유량(mass%)을 나타낸다.
청구항 1에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, V：0.20mass% 이하, Cr：0.40mass% 이하 및 Mo：0.40mass% 이하 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.
청구항 1 또는 2에 있어서,
상기 성분 조성에 더하여, Mg：0.0005∼0.0050mass%, Zr：0.0010∼0.0200mass%, REM：0.0010∼0.0200mass% 및 Ca：0.0005∼0.0050mass% 중에서 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.