KR20020028203A

KR20020028203A - 용접 열 영향부의 ＣＴＯＤ 특성이 우수한 460ＭＰａ이상의 항복 강도를 가지는 후강판

Info

Publication number: KR20020028203A
Application number: KR1020027000105A
Authority: KR
Inventors: 고지마아키히코; 데라다요시오; 기요세아키히토; 요시다유즈루; 아다치도시히코; 다나카가즈아키; 우에모리류지; 이마이시로
Original assignee: 아사무라 타카싯; 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2000-05-09
Filing date: 2001-05-09
Publication date: 2002-04-16
Also published as: DE60108350T2; TW541343B; CN1188535C; DE60108350D1; JP2002212670A; KR100469378B1; JP3699657B2; CN1380910A; WO2001086013A1

Abstract

본 발명은, 항복 강도가 460MPa이상이고, HAZ에 있어서 -10℃에서의 CTOD가 0.2mm 이상인 후강판을 제공하는 것을 목적으로 하는 것으로, 질량%로, C:0.04∼0.14%, Si:0.4% 이하, Mn:1.0∼2.0%, P:0.02% 이하, S:0.001∼0.005%, Al:0.001∼0.01%, Ti:0.005∼0.03%, Nb:0.005∼0.05%, Mg:0.0003∼0.005%, O:0.001∼0.005%, N:0.001∼0.01%를 함유하고, 나머지 부분이 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 화학 성분을 가지며, Mg와 Al로 이루어지는 산화물을 내포하는 0.01∼0.5μm의 TiN이 10000개/mm²이상 존재하며, 또한, 산화물과 황화물이 복합된 형태로 0.3질량% 이상의 Mn을 함유하는 0.5∼10μm의 입자가 10개/mm²이상 존재하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 CTOD 특성이 우수한 460 MPa이상의 항복 강도를 가지는 후강판.

Description

용접 열 영향부의 ＣＴＯＤ 특성이 우수한 460ＭＰａ 이상의 항복 강도를 가지는 후강판{THICK STEEL PLATE BEING EXCELLENT IN CTOD CHARACTERISTIC IN WELDING HEAT AFFECTED ZONE AND HAVING YIELD STRENGTH OF 460 MPa OR MORE}

북해에서 사용되는 해양 구조물의 용접 이음부는 -10℃에서의 CTOD 특성이 요구된다. 이와 같은 엄격한 HAZ 인성이 요구되는 강재로서, 예를 들면 Proceedings of 12th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, VolumeⅢ-A, pp.207-214에 기재되어 있는 바와 같이, Ti 옥사이드강이 사용되고 있다. HAZ의 용융선 근방은 1400℃이상으로 가열되기 때문에, TiN입자에 의한 핀 고정 효과가 소실되어, 오스테나이트(γ)가 현저하게 조대화되고, HAZ 조직이 조대화되어 인성이 악화된다. 이와 같은 문제점을 해결하는 강으로서 상술한 Ti 옥사이드강이 개발되었다.

이 기술은, 예를 들면 일본공개특허공보 소63-210235호 공보나 일본공개특허공보 평06-075599호 공보에 기재되어 있는 바와 같이, TiN 입자에 의한 핀 고정 효과가 소실되어 조대화된 γ립의 입내에서, 열적으로 안정된 Ti 산화물을 변태 핵으로서 생성하는 침상 페라이트를 이용하는 것으로, HAZ 조직의 미세화를 꾀한 강이다. 조대 γ립을 효과적으로 미세화하는 이 침상 페라이트는 입내 변태 페라이트(Intra Granular Ferrite: IGF)라고 불린다.

그러나, 이 Ti 옥사이드강의 항복 강도는, 420 MPa급까지이고, 그 이상의 항복 강도를 가지면서 HAZ의 CTOD 특성을 보증하는 후강판은 개발되어 있지 않다. 한편, 해양 구조물을 경량화함으로써 건조 코스트의 저감을 꾀하는 움직임이 활발하고, 해양 구조물을 경량화하기 위하여 항복 강도가 높은 후강판이 요구되고 있다. 즉, 종래보다 고강도인 460MPa 이상의 항복 강도를 가지고, CTOD 특성을 보증할 수 있는 HAZ 인성이 우수한 후강판이 강하게 요망되고 있다.

발명의요약

본 발명은, 항복 강도가 460MPa이상, 바람직하게는 500∼550MPa급이고, HAZ에 있어서 -10℃에서의 CTOD가 0.2mm이상인 후강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은, 질량%로,

C:0.04∼0.14%,

Si:0.4% 이하,

Mn:1.0∼2.0%,

P:0.02% 이하,

S:0.001∼0.005%,

Al:0.001∼0.01%,

Ti:0.005∼0.03%,

Nb:0.005∼0.05%,

Mg:0.0003∼0.005%,

O:0.001∼0.005%,

N:0.001∼0.0l%를

함유하고, 또한 필요에 따라 질량%로,

Ca:0.0005∼0.005%,

REM:0.0005∼0.01%,

Zr:0.0005∼0.01%,

Cu:0.05∼l.5%,

Ni:0.05∼3.0%,

Cr:0.05∼0.5%,

Mo:0.05∼0.5%,

V:0.005∼0.05%,

B:0.0001∼0.003%

의 1종 이상을 함유하고, Ca, REM, Zr의 합이 0.02% 이하이며, Cu, Ni, Cr, Mo의 합이 3.0% 이하이며, 나머지 부분이 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는화학 성분을 가지고, Mg와 A1로 이루어지는 산화물을 내포하는 0.01∼0.5μm의 TiN이 10000개/mm²이상 존재하고, 또한, 산화물과 황화물이 복합된 형태로 0.3 질량% 이상의 Mn을 함유하는 0.5∼10μm의 입자가 10개/mm²이상 존재하는 것을 특징으로 하는 용접 열 영향부의 CTOD 특성이 우수한 460MPa 이상의 항복 강도를 가지는 후강판이다.

본 발명은, 용접 열 영향부 (Heat Affected Zone : HAZ)의 CTOD (Crack Tip Opening Displacement) 특성이 우수한 460MPa 이상, 바람직하게는 500∼550MPa급의 항복 강도를 가지는 후강판에 관한 것으로, 그 용도는 주로 해양 구조물용으로서 사용되나, 같은 강도와 HAZ 인성(CTOD특성)이 요구되는 기타 용접 구조물에도 적용할 수 있다.

도1(a)∼(d)는, 본 발명의 용접 열 영향부의 CTOD 특성이 우수한 460 MPa 이상의 항복 강도를 가지는 후강판에서의 HAZ 조직 제어에 관한 기술적 사상을 모식적으로 도시한 도면이다. 도1(a)는, 종래의 Ti 옥사이드강에 관계되는 HAZ 조직을 설명하는 도면이고, 도1(d)는, 본 발명 강의 HAZ 조직을 설명하는 도면이다. 도1에 있어서, 1은 용접 금속, 2는 용접 열 영향부(HAZ), 3은 용융선을 가리킨다. 또 HAZ 조직중의 4는 γ입계, GBF는 입계 페라이트, FSP는 페라이트 사이드플레이트, IGF는 입내 변태 페라이트, Bu는 상부 베이나이트, MA는 마르텐사이트, 오스테나이트 혼합상을 보여주고 있다.

[발명의 구성]

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

도1(a)∼(d)는, HAZ 조직 제어에 관한 기술적 사상을 모식적으로 나타내는 도면이다. 도1(a)는, 종래의 Ti 옥사이드강에 관계되는 HAZ 조직을 설명하는 도면이고, 도1(d)는, 본 발명 강의 HAZ 조직을 설명하는 도면이다. 도1 중에 있어서, 1은 용접 금속, 2는 용접 열 영향부(HAZ), 3은 용융선을 가리키고 있다. 또 HAZ 조직 중의 4는 γ입계, GBF는 입계 페라이트, FSP는 페라이트 사이드플레이트, IGF는 입내 변태 페라이트, Bu는 상부 베이나이트, 그리고, MA는 마르텐사이트, 오스테나이트 혼합상을 나타내고 있다.

Ti 옥사이드강의 항복 강도를 합금 원소의 첨가에 의하여, 현행 420MPa급으로부터 460MPa 이상의 500MPa급, 나아가 550MPa급으로 높여 나가면, 용융선 근방 HAZ가 경화되어 충분한 CTOD 특성을 확보하기가 어려워진다. 이 때의 HAZ 조직을 모식적으로 도1(a)에 나타낸다. HAZ가 취화되는 첫째 원인은, 입내 변태 페라이트(IGF)의 생성에 의하여 조대 γ립의 내부를 미세화하여도 γ립의 입계를 따라서 생성하는 조대 입계 페라이트(Grain Boundary Ferrite : GBF)나 페라이트 사이드 플레이트(Ferrite Side Plate : FSP)가, HAZ의 경화에 따라 취성 파괴 발생에 대한 민감성을 높이기 때문이다. 따라서, 이러한 GBF나 FSP를 미세화함으로써 취성 파괴 발생에 대한 감수성을 낮출 필요가 있다. 둘째 취화 원인은, 고강도화를 위하여 합금 원소의 첨가량을 증가시킴으로써 HAZ의 소입성이 높아지고, MA (Martensite-Austenite constituent)라고 불리는 미시적인 취화상이 많이 생성되어, 이것이 취성 파괴 발생을 촉진하기 때문이다. 따라서, 460 MPa 이상의 항복 강도를 달성하는 경우에 있어서도, MA를 가능한 한 저감할 필요가 있다. 이상, 높은 항복강도 하에서 양호한 이음부 CTOD 특성을 달성하려면, Ti 옥사이드강의 금속학적 효과(IGF효과)를 유지하면서, 상기 두 가지 취화 원인을 제거하는 것이 지침이 된다. 즉, 본 발명의 요점은 HAZ 조직을 아래의 3개의 시점으로부터 동시에 제어하는 것이다.

(1) 용융선 근방 HAZ의 γ입계를 따라서 생성하는 GBF나 FSP를 미세화 한다.

(2) 용융선 근방 HAZ의 γ입내를 IGF의 생성에 의하여 미세화한다.

(3) 용융선 근방 HAZ의 MA생성량을 저감한다.

먼저 (1)을 달성하는 수단에 대하여 설명한다. 취성 파괴 발생에 유해한 조대 GBF나 FSP를 미세화하려면, γ립을 줄일 필요가 있다. l400℃를 넘어 가열되는 용융선 근방 HAZ의 γ립 성장을 강력하게 억제하는 것을 목적으로, 여러가지 강 성분에 대하여 예의 검토한 결과, Mg와 Al을 적정하게 제어함으로써 Mg와 A1로 이루어지는 0.01∼0.1μm의 초미세 산화물을 강 중에 수없이 분산시키고, 이것을 핵으로 0.01∼0.5μm의 TiN을 복합 석출시키는 기술을 발명하였다. 이와 같은 복합 석출의 TiN입자는, 용융선 근방에서도 열적으로 안정적이므로, 성장하거나 용해되지 않고 강력하게 γ입계의 이동을 핀 고정할 수 있다. 예를 들면, 용접 입열량이 큰 용접을 하여도 용융선 근방의 γ립을 100μm정도의 크기로 유지할 수 있다. 또한, γ입계 위에 존재하는 이러한 핀 고정 입자 자체가, GBF나 FSP의 변태 핵으로서 직접 기능하는 경우가 있고, 변태 장소의 증가를 통하여 GBF나 FSP의 미세화에 기여한다. 이와 같은 복합 석출의 TiN 입자가 10000개/mm²이상 존재함으로써, GBF나 FSP가 CTOD 특성에 악영향을 미치지 않는 크기까지 미세화된다. 이와 같은 복합 석출 TiN 입자가 10000개/mm²미만이면, γ세립화나 γ입계 상의 변태 핵의 개수가 불충분하게 되는 결과, GBF나 FSP가 충분히 미세화되지 않아 CTOD 특성이 악화된다.이 복합 형태의 TiN 입자에는 황화물이 석출되는 경우도 있지만, 상술한 핀 고정 입자나 변태 핵으로서의 기능에 악영향을 미치는 것은 아니다.

도1(b)는 여기에서 설명한 (1)의 기술만을 적용한 때의 HAZ 조직 모식도이다. GBF나 FSP는 미세화하나, 본 기술만으로는 γ립내가 상부 베이나이트라고 불리는 MA를 포함하는 취화조직으로 덮히게 되어, 충분한 CTOD 특성이 얻어지지 않는다. 이에, 아래에 설명하는 (2)의 기술을 병용하여야 한다.

(2)를 달성하는 수단에 대하여 설명한다. 본 발명은 상술한 초미세 산화물을 다수 생성시키기 위하여, Mg를 의도적으로 첨가한다. Mg는 통상적인 크기 (수μm)의 산화물에도 포함되기 때문에, 본 발명에서는 이와 같은 비교적 큰 Mg 함유 산화물을 이용하여 IGF를 생성시키는 것을 추구하였다. 그 결과, 아래의 3개의 조건이 IGF 변태 핵으로서 중요하다는 것을 알았다.

(1) 최저한의 개수가 존재할 것.

(2) 적당한 크기일 것.

(3) Mn을 함유할 것.

(1)의 관점에서, IGF 변태 핵은 용융선 근방 HAZ에 있어서 안정되게 존재하고, 적어도 10개/mm²이상 필요하다. IGF 변태 핵이 10개/mm²미만에서는 HAZ 조직 미세화가 불충분하다.

또한, (2)의 관점에서, IGF 변태 핵으로서 유효하게 기능하려면 0.5μm이상의 크기가 필요하다. 입자의 크기가 0.5μm 미만이 되면 IGF 변태 핵으로서의 능력이 현저하게 저하된다. 이러한 조건을 충족시키기 위하여, 본 발명에서는 0.5μm 이상의 산화물을 IGF 변태 핵으로서 이용하는 것을 검토하였다. 그러나, 10μm을 넘는 산화물은 취성 파괴 발생 기점으로서 작용하기 때문에 바람직하지 않다.

(3)의 관점에서, IGF 변태 핵으로서 유효하게 기능하려면, 0.3 질량% 이상의 Mn을 함유할 필요가 있는 것으로 판명되었다. 그러기 위해서는, 0.5∼10μm의 산화물에 Mn을 함유시키면 되지만, 본 발명에서는 (1)에 설명한 핀 고정 입자를 생성시키기 위하여 Mn보다도 탈산력이 강하고, Mg, Al, Ti를 필수로 하기 때문에, 이들 원소가 0.5∼10μm의 산화물을 구성하여, 이 중에 0.3질량% 이상의 Mn을 안정적으로 함유시키기가 어렵다. 따라서 본 발명에서는, Mn을 포함하는 황화물을 이와 같은 산화물상에 복합 석출시키는 것을 생각하였다. 이와 같은 수단을 강구하면, 복합 입자중의 Mn 함유량을 안정적으로 0.3질량% 이상으로 하는 것이 가능하고, IGF 변태 핵으로서 유효하게 기능시킬 수 있다. 또한, 산화물상에 Mn 함유 황화물을 복합 석출시키기 위한 조건을 탐색한 결과, 산화물중의 Mg 함유량이 중요하다는 것을 알았다. Mn 함유 황화물이 복합될 때의 산화물 중에는 10질량% 이상의 Mg가 함유되어 있었다. 한편, 황화물이 복합되지 않고 단독으로 존재하는 산화물 중의 Mg 함유량은 10질량% 미만이었다. 즉, 0.5∼10μm의 산화물 중에 10질량% 이상의 Mg를 함유시킴으로써 Mn 함유 황화물을 안정적으로 복합 석출시키는 것이 가능하다는 것을 밝혀내었다. 그 결과로서, 산화물과 황화물이 복합된 형태로 0.3질량% 이상의 Mn을 함유하는 0.5∼10μm의 IGF 변태 핵을 10개/mm²이상 확보할 수 있다. 단, Ca,REM, Zr이 합계 0.02 질량% 넘게 첨가되면, 산화물에 복합되는 황화물 중에 Mn이 함유되지 않게 되고, 복합 입자중의 Mn 함유량은 0.3 질량% 미만이 되어 버린다는 점에 주의할 필요가 있다.

도1(c)는 (1)의 기술과 여기에 설명한 (2)의 기술을 병용한 때의 HAZ 조직의 모식도이다. GBF나 FSP의 미세화 외에 다량의 IGF가 생성됨으로써 HAZ의 조직은 미세화된다. 그러나, 합금 성분의 첨가량이 부적절한 경우에는 MA 생성량이 늘어 CTOD 특성이 불충분하게 된다. 이에, 다음에 설명하는 (3)의 기술을 병용함으로써 안정적으로 CTOD 특성을 향상시킬 필요가 있다.

(3)을 달성하는 수단에 대하여 설명한다. HAZ에 있어서 MA 생성 거동은, 소입성과 냉각 속도에 크게 의존하는 것으로 알려져 있다. 본 발명에서의 HAZ의 소입성은, 강 성분 이외에도 γ립경이나 IGF 생성 능력의 영향을 크게 받는다. 종래 강에서는 HAZ의 소입성에 대하여 γ립경이나 IGF 생성은 대부분 고려하고 있지 않지만, 본 발명 강은 γ립이 작은데다 IGF 생성 능력이 높으므로, γ입계나 γ립내에 페라이트의 변태 장소가 증가하고, 성분이 동일한 종래 강에 비하여 HAZ의 소입성이 현저하게 저하되는 특징을 가진다. 이와 같은 특징을 가지는 본 발명 강에 대하여, 해양 구조물의 용접 시행시의 냉각 속도(800℃에서 500℃의 냉각 시간이 약 15s)와 본 발명의 C와 Mn의 범위를 전제로, MA의 생성 상황에 미치는 합금 성분의 영향을 예의 검토하였다. 그 결과, 아래의 두 가지 점이 밝혀졌다.

(4) Nb를 종래 보다 높여도 HAZ의 MA량은 증가하기 어렵다.

(5) Cu, Ni, Cr, Mo의 합과 HAZ의 MA량의 사이에 비연속적인 강한 상관이 있다.

(4)의 관점에서, Nb를 0.05질량%까지 높여도 HAZ의 MA량에 큰 영향을 미치지 않는다는 것을 알았다. 종래의 상기 구조물용 후강판 (이음부 CTOD 보증강)에 실제로 사용되는 Nb는, 예를 들면, Proceedings of 12th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME Volume Ⅲ-A, pp.207-214에서는 420 MPa급의 항복 강도에서 0.02질량%의 Nb가 상한이고, Proceedings of l2th International Conference on OMAE, 1993, Glasgow, UK, ASME, Volume Ⅲ-A, pp.199-205에서는 460 MPa급의 항복 강도에서 0.021질량%의 Nb가 상한이며, Proceedings of 13th International Conference on OMAE, 1994, Houston, ASME, Volume Ⅲ, pp.307-314에서는 420 MPa급의 항복 강도에서는 0.024질량%의 Nb이다. 이와 같이 종래에는 0.02질량% 정도의 Nb량이 실질적으로 상한으로 되어 있고, 이에 대하여 본 발명은 Nb를 0.05질량%까지 유효하게 이용할 수 있다는 이점이 있다.

(5)의 관점에서, Cu, Ni, Cr, Mo의 합이 3.0 질량%를 넘으면 HAZ의 MA량이 급격하게 증가한다는 것을 알았다. 이상으로부터, 460MPa 이상, 특히 500∼550MPa급의 항복 강도를 유지하면서 판 두께를, 예를 들면 76.2mm정도까지, 확대해 나가는 경우의 성분 설계로서, 가능한 한 Nb를 활용하여 두꺼운 재료의 모재강도를 얻고, 한편, MA생성을 조장하는 Cu, Ni, Cr, Mo를 삭감하는 것이 지침이 된다. Cu, Ni, Cr, Mo의 삭감은 합금 코스트의 면에서도 바람직하다.

도1(d)는 (1), (2)의 기술에 여기에서 설명한 (3)의 기술을 병용한 때의 HAZ조직의 모식도이다. HAZ 조직의 충분한 미세화 이외에도 안정적으로 MA량이 저감됨으로써, 고강도에 있어서도 양호한 이음부 CTOD 특성이 달성된다. 이와 같이 본 발명은 (1), (2), (3)의 기술을 동시에 발현시킴으로서 실현 가능하게 된다

다음으로 화학 성분의 한정 이유에 대해서 설명한다. 이하, 화학 성분의 설명에 있어서 %로 기록하고 있는 것은 질량%를 의미하는 것으로 한다.

C는 모재와 HAZ의 강도, 인성을 확보하기 위하여 0.04% 이상 필요하다. 그러나, 0.14%를 넘으면 모재와 HAZ의 인성이 저하되는 동시에 용접성이 악화되기 때문에, 이것이 상한이다.

Si는 탈산을 위하여 첨가할 수 있다. 그러나, 0.4%를 초월하면 HAZ 인성이 열화된다. 본 발명에서는 Al, Ti, Mg에 의하여도 탈산이 가능하고, HAZ 인성의 관점에서 Si는 적을수록 좋다. Si는 HAZ의 MA 생성을 조장하기 때문에 본 발명에서는 바람직하지 않은 원소이다.

Mn은 모재와 HAZ의 강도, 인성을 확보하기 위해 1.0% 이상이 필요하다. Mn은 IGF 변태 핵을 구성하는 황화물을 형성하는 데 있어서도 중요하다. 그러나, Mn이 2.0%를 넘으면 모재나 HAZ가 취화되거나, 용접성이 열화하기 때문에, 이것이 상한이다.

P는 본 발명에 있어서 불순물 원소이고, 양호한 모재와 HAZ의 재질을 확보하기 위하여 0.02% 이하로 저감할 필요가 있다.

S는 본 발명에 필요한 원소이다. IGF 변태 핵으로서 산화물상에 황화물을 복합 석출시키기 위하여 0.001% 이상 확보하여야 한다. 그러나, S가 0.005%를 넘으면 모재 및 HAZ의 인성이 열화되기 때문에, 이것이 상한이다.

Nb는 HAZ 인성의 열화를 최소한으로 억제하여 모재 강도를 높이는데 매우 유효하다. Nb는 모재의 조직 미세화를 통하여 인성을 높이는데 유효하다. 예를 들면, 76.2mm의 판 두께로 500MPa급의 항복 강도를 달성하면서, 또한 양호한 모재 인성을 얻으려면, 0.005% 이상의 Nb가 필요하다. 그러나, Nb가 0.05%를 넘으면 MA량의 증가나 석출 경화에 의하여 HAZ 인성이 열화되므로, 이것이 상한이다. Nb는 본 발명의 모재를 만드는데 있어서 적극적으로 사용하여야 하는 원소이며, 0.02% 이상의 Nb를 유효 이용하는 것이 바람직하다.

Al은 Mg와 함께 0.01∼0.1μm의 초미세 산화물을 형성하고, 그 위에 복합 석출하는 TiN을 수반하여 핀 고정 입자로서, 또한 GBF나 FSP의 변태 핵으로서 기능하며, HAZ조직을 미세화한다. 그러기 위해서는 0.001% 이상이 필요하다. Al이 0.001% 미만이 되면 TiN의 복합 입자를 10000개/mm²이상 얻는데 필요한 개수의 초미세 산화물을 확보할 수 없고, γ세립화나 γ입계상의 변태 핵의 개수가 불충분하게 되는 결과, GBF나 FSP가 충분히 미세화되지 않고 HAZ 인성이 열화된다. 그러나, A1이 0.01%를 넘으면 IGF변태 핵을 구성하는 산화물중의 Al 함유량이 늘고, 그 반동으로 산화물중의 Mg 함유량이 10질량% 미만이 된다. 그 결과, 산화물상에 Mn 함유 황화물이 석출되기 어려워지고, lGF 변태 핵으로서의 능력을 잃어, 10개/mm²이상의 IGF변태 핵을 안정적으로 확보하기가 어려워진다.

이와 같이 IGF 변태 핵의 개수가 부족하면 HAZ 인성은 열화된다. 따라서 Al의 상한은 0.01%이다.

Ti는 TiN을 형성하여 초미세(Mg, Al) 산화물 상에 0.01∼0.5μm의 크기로 복합 석출하고, 핀 고정 입자로서, 나아가 GBF이나 FSP의 변태 핵으로서 기능하며, HAZ조직을 미세화한다. 그러기 위하여 0.005% 이상 필요하다. Ti가 0.005% 미만이 되면 이와 같은 복합 형태의 TiN 입자를 10000개/mm²이상 확보할 수 없고, GBF나 FSP가 충분히 미세화되지 않아 HAZ 인성이 열화된다. Si와 Al이 모두 하한에 가까운 경우는 탈산 원소가 부족한 경우가 있으므로, Ti에 탈산을 맡기는 의미에서 0.01% 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, Ti가 0.03%를 넘으면, TiC가 석출되거나, TiN이 수μm으로까지 조대화하는 등 모재나 HAZ가 취화된다. 이상의 이유로부터 Ti의 상한은 0.03%이다.

Mg는 본 발명에서 가장 중요한 역할을 한다. Mg의 첫번째 역할은, Al과 함께 0.01∼0.1μm의 초미세 산화물을 형성하고, 그 위에 복합 석출하는 TiN을 수반하여 핀 고정 입자로서, 나아가 GBF나 FSP의 변태 핵으로서 기능하며, HAZ 조직을 미세화 하는 것이다. Mg의 두번째 역할은, 0.5∼10μm의 산화물중에 10질량% 이상 포함되므로, 그 위에 Mn 함유 황화물이 복합 석출되는 것을 촉진하고, IGF 변태 핵으로서의 기능을 부여하여 HAZ 조직을 미세화 하는 것이다. 이들 2가지 역할을 동시에 만족시키려면 0.0003% 이상의 Mg가 필요하고, 바람직하게는, 0.0005% 이상이다. Mg가 0.0003% 미만이면,산화물중의 Si, Al, Ti 등의 함유량이 늘고, 그 반동으로서 산화물중의 Mg함유량이 10질량% 미만이 되어, 산화물상에 Mn 함유 황화물이 석출되기 어려워지고, IGF 변태 핵으로서의 능력을 잃어 IGF 변태 핵의 개수가 부족하다.동시에, TiN의 복합 입자를 10000개/mm²이상 얻는데 필요한 개수의 초미세(Mg, Al) 산화물을 확보하는 것도 곤란하게 된다. 그러나, Mg가 0.005%를 넘어도 그 금속학적 효과는 포화되므로, 이것을 상한으로 한다.

O는 초미세 (Mg, Al)산화물을 형성하여 HAZ의 핀 고정 효과를 맡음과 동시에, 0.5∼10μm의 Mg 함유 산화물을 형성하여 HAZ에 IGF 변태 핵으로서 기능한다. 이들 두 가지 역할을 만족하기 위하여 0.001% 이상의 O가 필요하다. O가 0.001% 미만이 되면, TiN 복합 입자를 10000개/mm²이상 얻는데 필요한 개수의 초미세 산화물이나 10개/mm²이상의 0.5∼10μm산화물을 확보하기가 어렵다. 그러나, O이 0.005%를 넘으면 10μm을 넘는 조대 산화물이 많이 생성되고, 이것이 모재나 HAZ에 취성 파괴 발생 기점으로서 작용하기 때문에, 0.005%를 상한으로 한다.

N은 TiN을 생성하여 초미세 (Mg, Al) 산화물상에 0.01∼0.5μm의 크기로 복합 석출하고, 핀 고정 입자로서, 또 GBF나 FSP의 변태 핵으로서 기능하며, HAZ조직을 미세화한다. 그러기 위해서는 0.001% 이상이 필요하다. N이 0.001% 미만이 되면, 이와 같은 복합 형태의 TiN입자를 10000개/mm²이상 확보할 수 없다. 그러나, N이 0.01%를 넘으면 고용 N이 늘어 모재나 HAZ가 취화되거나, 주편의 표면 성상이 열화되기 때문에, 이것을 상한으로 한다.

다음으로, 선택 원소의 한정 이유를 설명한다.

Ca, REM, Zr은 탈산제나 탈황제로서 첨가할 수 있다. 탈산제로서 O량의 저감에 기여한다. 탈황제로서 S량의 저감에 기여함과 동시에, 황화물의 형태를 제어한다. 이러한 효과를 통하여 모재와 HAZ의 재질을 개선하기 위하여, 각각 0.0005% 이상이 필요하다. 그러나, 이러한 원소가 너무 많아지면 IGF 변태 핵 중에 혼입하게 되고, IGF 변태 핵을 구성하는 산화물이나 황화물 내의 Mg함유량이나 Mn 함유량이 감소되어 IGF 변태 핵으로서의 기능을 잃는다. 이러한 의미에서, Ca, REM, Zr의 각각의 상한은 0.005%, 0.01%, 0.01%이고, 이들 3개의 원소의 합을 0.02% 이하로 제한할 필요가 있다. 여기에서 REM이란, La, Ce 등의 란탄족 원소를 가리키고, 이러한 원소가 혼재한 밋슈메탈을 첨가하여도 상술한 효과는 얻어진다.

Cu, Ni, Cr, Mo는 모재의 강도, 인성, 내식성 등을 향상시키는데 이용할 수 있다. 그러기 위해서는 어떠한 원소도 0.05% 이상 필요하다. 종래, 모재의 고강도화, 고인성화, 판 두께 확대를 동시에 달성하는 경우에 이러한 원소를 적극적으로 이용하여 왔으나, 본 발명에서는 HAZ의 CTOD 특성을 확보한다는 관점에서 이러한 원소를 최대한 저감하는 것이 바람직하다. 이와 같은 의미에서, Cu, Ni, Cr, Mo의 상한을 각각 1.5%, 3.0%, 0.5%, 0.5%로 규제하고, 또한, 이러한 원소의 합이 3.0% 이하가 되도록 조정하여야 한다. 각 원소가 상한을 넘거나, 이러한 원소의 합이 3.0%를 넘으면 HAZ의 CTOD 특성이 현저하게 열화한다.

V는 석출 강화에 의하여 모재 및 HAZ의 강도에 유효하다. 그러기 위해서는 0.005% 이상 필요하다. 그러나, V가 0.05%를 넘으면 용접성이나 HAZ 인성이 열화되므로, 이를 상한으로 한다.

B는 모재의 강도, 인성을 향상시키는데 유효하다. 그러기 위해서는 0.0001%이상이 필요하다. 그러나, B가 0.003%를 넘으면 용접성이 현저하게 열화되므로, 이를 상한으로 한다.

본 발명 강은, 철강업의 제강 공정에 있어서 소정의 화학 성분으로 조정하고, 연속 주조한 주편을 재가열하여 압연, 냉각, 열처리의 각 공정을 여러가지로 제어하여 후강판으로 제조한다. 판 두께 76.2mm와 같은 두꺼운 재료에 있어서 460MPa 이상, 바람직하게는 500∼550MPa급의 항복 강도를 얻으려면, Nb량을 최대한으로 활용하기 위하여, 압연 후의 직접 소입 또는 가속 냉각을 적용하는 것이 유효하다. 또한, 어닐링에 의하여 강도와 인성을 조정할 수 있다. 주편을 일단 냉각하지 않고 열간 장입 압연하는 것도 가능하다. HAZ 인성은 강 성분 이외에, 핀 고정 입자와 IGF 변태 핵의 분산 상태로 정한다. 이러한 입자의 분산상태는 모재의 제조 과정에서 크게 변화하지 않는다. 따라서, HAZ 인성은 모재의 제조 공정에 크게 의존하지 않고, 어떠한 가열, 압연, 열처리 공정을 적용하여도 된다.

본 발명에서 규정한 개재물의 분산 상태는, 예를 들면 이하와 같은 방법으로 정량적으로 측정된다.

Mg와 A1로 이루어지는 산화물을 내포하는 0.01∼0.5μm의 TiN의 개수는, 모재강판의 임의의 장소로부터 추출 레플리커 시료를 제작하고, 이것을 투과 전자현미경(TEM)을 사용하여 10000∼50000배의 배율로 적어도 1000μm²이상의 면적에 걸쳐 관찰하고, 대상이 되는 크기의 TiN의 개수를 측정하며, 이것을 단위 면적당 개수(개/mm²)로 검산한다. 이 때, (Mg, Al) 산화물과 TiN의 동정은, TEM에 부속 에너지분산형 X선 분광법(EDS)에 의한 조성 분석과, TEM에 의한 전자 회절상의 결정 구조 해석에 의하여 이루어진다. 이와 같은 동정을 측정하는 모든 복합 개재물에 대하여 실시하는 것이 번잡한 경우, 간편하게는 다음 순서에 의한다. 우선, 사각 형상의 개재물을 TiN으로 간주하고, 대상이 되는 크기의 TiN의 내부에 개재물이 존재하는 것의 개수를 측정한다. 다음으로, 이와 같은 방법으로 개수를 측정한 복합 석출TiN 중에, 적어도 10개 이상에 대하여 상기 요령으로 상세한 동정을 실시하고, (Mg, Al)산화물과 TiN이 복합되는 비율을 구한다. 그리고, 처음에 측정된 복합 석출 TiN의 개수에 이 비율을 곱한다. 강중의 탄화물이 이상의 TEM 관찰을 방해하는 경우, 500℃이하의 열처리에 의하여 탄화물을 응집· 조대화하고, 대상이 되는 복합 개재물의 관찰을 용이하게 할 수 있다.

산화물과 Mn 함유 황화물이 복합된 0.5∼10μm의 입자의 개수는, 다음과 같은 방법으로 측정할 수 있다. 우선, 모재강판의 임의의 장소로부터 소편 시료를 잘라내어 경면 연마시료를 제작하고, 이를 광학 현미경을 사용하여 1000배의 배율로 적어도 3mm²이상의 면적에 걸쳐 관찰하고, 대상이 되는 크기의 입자의 개수를 측정하며, 이것을 단위 면적당의 개수(개/mm²)로 환산한다. 이어서, 동일시료를 주사형 전자현미경(SEM)에 부속 파장 분산형 X선 분광법 장치(WDS)를 사용하여, 대상이 되는 크기의 입자를 적어도 10개 이상을 랜덤하게 조성 분석한다. 이 때, 입자의 분석치에 지철의 Fe가 검출되는 경우, 분석 값으로부터 Fe를 제외하고 입자의 조성을 구한다. 이와 같이 측정한 입자 중에, O와 S가 동시에 검출되어 Mn을 0.3질량% 이상 포함하는 입자가 IGF 변태 핵으로서 유효한 것으로 간주하고, 0.5∼10μm의 입자에 차지하는 IGF 변태 핵의 비율을 구한다. 또한, 처음에 광학 현미경으로 측정된 개수에 이 비율을 곱한다. 간편하게는, 상기 시료에 대해서 원소 맵핑(mapping)을 행하고, O, S, Mn 3개가 공존하는 0.5∼10μm의 입자의 개수를 측정한다.

표1에 연속 주조한 강철의 화학 성분을, 표2에 강판의 판 두께, 제조법, 핀 고정 입자와 IGF 변태 핵의 개수, 모재재질, 용접 조건, HAZ 인성을 나타낸다.

본 발명 강은 38.1∼76.2mm의 판 두께로, 모재의 항복 강도(YS)가 510∼570MPa이고, 용접 입열량이 3.5∼10.0kJ/mm인 서브머지드 아크 용접에 의한 다층쌓기 이음 본드부(CGHAZ)에 있어서, -10℃에서 0.2mm을 넘는 양호한 CTOD를 가진다.

한편, 비교강은 화학 성분이 적정하지 않으므로, 76.2mm의 판 두께에서 모재 혹은 HAZ의 재질이 떨어진다. 강 12는 S가 너무 적기 때문에 IGF 변태 핵의 개수가 부족하여 HAZ 인성이 떨어진다. 강13은 S가 너무 많아 모재와 HAZ의 인성이 떨어진다. 강14는 Nb가 너무 적어 모재의 강도와 인성이 떨어진다. 강15는 Nb가 너무 많아 HAZ 인성이 떨어진다. 강16은 A1이 너무 적어 핀 고정 입자의 개수가 부족하여 HAZ 인성이 떨어진다. 강l7은 Al가 너무 많아, IGF 변태 핵의 개수가 부족하고 HAZ 인성이 떨어진다. 강18은 Ti가 너무 적어 핀 고정 입자의 개수가 부족하고 HAZ 인성이 떨어진다. 강 19는 Ti가 너무 많아 모재와 HAZ의 인성이 떨어진다. 강20과 강21은 각각 Mg와 O가 너무 적어, 핀 고정 입자의 개수와 IGF 변태 핵의 개수가 부족하여 HAZ 인성이 떨어진다. 강22는 N이 너무 적어 핀 고정 입자의 개수가 부족하고 HAZ 인성이 떨어진다. 강23은 Cu, NI, Cr, Mo의 합이 너무 많아 HAZ 인성이 떨어진다. 강24는 Ca, REM, Zr의 합이 너무 많아 IGF 변태 핵의 개수가 부족하고 HAZ 인성이 떨어진다.

1) DQ: 직접소입, ACC: 가속 냉각, T: 템퍼링, CR: 제어압연 그대로

2) Mg와 Al로 구성되는 산화물을 내포하는 0.01∼0.5μm의 TiN

3) 산화물과 황화물이 복합된 형태로 0.3 질량 % 이상의 Mn을 함유하는 0.5∼10μm의 입자

4) YS, TS, vTrs는 판 두께 중심부 위치에서 시험, RAZ는 3개의 평균치

5) 서브머지드 아크 용접법에 의한 다층쌓음 용접, レ형 개선

6) BS7448에 준거, PWHT는 없음, 3개의 최저치를 표시, CGHAZ는 Coarse Grain HAZ의 약자로, I 개선측의 용융선상에 피로 노치를 넣었다.

본 발명에 의하여 고강도의 매우 두꺼운 후강판의 이음부 CTOD 특성이 현격하게 향상된 결과, 해양 구조물의 경량화나 대형화로 길이 열렸다. 이로써 해양 구조물의 건조 코스트가 대폭 삭감되고, 또한 깊은 해역에서의 에너지 개발이 가능하게 된다.

Claims

질량%로,

C: 0.04∼0.14%,

Si: 0.4% 이하,

Mn: 1.0∼2.0%,

P: 0.02% 이하,

S: 0.001∼0.005%,

Al: 0.001∼0.0l%,

Ti: 0.005∼0.03%,

Nb: 0.005∼0.05%,

Mg: 0.0003∼0.005%,

O:0.001∼0.005%,

N: 0.001∼0.01%

를 함유하고, 나머지 부분이 철 및 불가피한 불순물로 이루어지는 화학 성분을 가지며, Mg와 A1로 이루어지는 산화물을 내포하는 0.0l∼0.5μm의 TiN이 10000개/mm²이상 존재하고, 또한, 산화물과 황화물이 복합된 형태로 0.3질량% 이상의 Mn을 함유하는 0.5∼10μm의 입자가 10개/mm²이상 존재하는 것을 특징으로 하는 용접 열 영향부의 CTOD 특성이 우수한 460MPa 이상의 항복 강도를 가지는 후강판.
제 1항에 있어서,

질량%로, 추가적으로,

Ca: 0.0005∼0.005%,

REM: 0.0005∼0.01%,

Zr: 0.0005∼0.01%,

의 1종 이상을 함유하고,

Ca, REM, Zr의 합이 0.02% 이하임을 특징으로 하는 용접 열 영향부 인성의 CTOD 특성이 우수한 460MPa 이상의 항복 강도를 가지는 후강판.
제 1항 또는 제 2항에 있어서,

질량%로, 추가적으로,

Cu: 0.05∼1.5%,

Ni: 0.05∼3.0%,

Cr: 0.05∼0.5%,

Mo: 0.05∼0.5%,

V: 0.005∼0.05%,

B: 0.0001∼0.003%

중 1 종류 이상을 함유하고, Cu, Ni, Cr, Mo의 합이 3.0% 이하임을 특징으로 하는 용접 열영향부 인성의 CTOD 특성이 우수한 460MPa 이상의 항복 강도를 가지는후강판.