KR20110120350A

KR20110120350A - 용접 금속 및 그 용접 금속에 의해 접합된 용접 구조물

Info

Publication number: KR20110120350A
Application number: KR1020117022428A
Authority: KR
Inventors: 히데노리 나꼬; 요시또미 오까자끼; 겐 야마시따; 히데아끼 다까우찌; 미노루 오오쯔
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2009-03-26
Filing date: 2010-03-25
Publication date: 2011-11-03
Also published as: US20120021246A1; WO2010110387A1; JP2010227945A; KR101284423B1; CN102348531B; US8574381B2; JP5314473B2; CN102348531A

Abstract

용접 상태 또는 응력 제거 어닐링 후에 있어서 우수한 강도, 인성을 발현하는 용접 금속을 제공하기 위해, 본 발명의 용접 금속은, 질량％로, C : 0.04 내지 0.15％, Si : 0.50％ 이하, Mn : 1.0 내지 1.9％, Ni : 1.0 내지 4.0％, Cr : 0.10 내지 1.0％, Mo : 0.20 내지 1.2％, Ti : 0.010 내지 0.060％, Al : 0.030％ 이하, O : 0.015 내지 0.060％, N : 0.010％ 이하를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 화합물로서 포함되는 Ti량(％)과 Si량(％)의 비 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]가 1.5 초과이고, 하기 식{단, [X]는 원소 X의 함유량(％)}에 의해 산출되는 A값이 0.50 이상이다. A＝[Ti]/([O]－1.1×[Al]＋0.05×[Si])

Description

용접 금속 및 그 용접 금속에 의해 접합된 용접 구조물 {WELD METAL AND WELD STRUCTURE HAVING WELD JOINTS USING THE SAME}

본 발명은, 주로 Mn-Mo-Ni계 강재를 모재로 하여 용접된 용접 구조물 및 그 용접부의 용접 금속에 관한 것으로, 특히 용접 상태 및 응력 제거 어닐링 후에 있어서의 강도, 인성이 우수한 용접 금속에 관한 것이다.

Mn-Mo-Ni 강재는 우수한 강도, 인성을 갖고, 주로 원자력 발전 플랜트의 압력 용기 등에 사용된다. 최근, 에너지 수요의 증가에 수반하여, 압력 용기는 대형화의 경향에 있고, 한층 더 강도, 인성이 우수한 Mn-Mo-Ni 강재가 요구되고 있다. 그것에 수반하여, 이들 강종을 모재로 하는 용접 구조물의 용접부에 형성되는 Mn-Mo-Ni계 용접 금속에 있어서도, 강도, 인성 레벨의 가일층의 향상이 요구되고 있다.

또한, Mn-Mo-Ni 강재를 모재로 하는 용접 구조체에 있어서는, 통상 용접 시공 후에 응력 제거를 목적으로 한 장시간의 응력 제거 어닐링이 실시되지만, 이 어닐링에 의해 용접 금속의 강도, 인성이 열화되는 경우가 있어, 어닐링에 의해 강도, 인성이 열화되기 어려운 재료가 요구되고 있다.

이러한 요망에 대해, 용접 금속의 강도, 인성(이하, 이들을 통합하여 「기계적 특성」이라고 하는 경우가 있음)의 향상을 목표로 한 기술이 여러 가지 제안되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에서는, Cr, Mo, Cu, Ti, B 등의 합금 원소를 적정화함으로써 기계적 특성을 개선하는 기술이, 또한 특허문헌 2에서는, 플럭스 내장 용접 와이어에 대해, 금속 외피 및 플럭스의 조성을 동시에 제어함으로써, 응력 제거 어닐링 후의 기계적 특성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 또한, 황화물 제어의 관점에서, 특허문헌 3에서는, 기계적 특성에 더하여, 용접 작업성이 우수한 용접 재료가 제시되어 있다. 또한, 어닐링 후의 기계적 특성의 개선에 대해, 특허문헌 4에서는, 탄화물을 제어하는 것이 제안되어 있다.

일본 특허 공개 평9-253886호 공보 일본 특허 공개 평5-77086호 공보 일본 특허 공개 평8-267273호 공보 일본 특허 제3283763호 공보

그러나 상기한 기술만으로는, 응력 제거 어닐링 후의 용접 금속의 기계적 특성이 충분하다고는 할 수 없고, 또한 안전성을 고려하면, 용접 상태에 있어서도 우수한 기계적 특성을 구비하는 것이 바람직하다. 이로 인해, 용접 금속의 기계적 특성을 한층 더 개선하는 기술이 요망되고 있다.

본 발명은 이러한 문제에 비추어 이루어진 것으로, 강재를 모재로 하여 용접한 용접 구조물에 대해, 용접 상태(「AW」라 약기하는 경우가 있음), 혹은 응력 제거 어닐링(「SR 어닐링」이라 약기하는 경우가 있음) 후에 있어서도 우수한 강도, 인성을 구비한 용접 금속 및 그러한 용접 금속에 의해 접합된 용접 구조물을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, AW, SR 어닐링 후의 강도, 인성이 우수한 용접 금속을 실현하는 수단에 대해 예의 연구한 바, 미세한 애시큘러페라이트 조직을 발현시키는 것이 매우 유효한 것을 발견하였다. 또한, SR 어닐링에 의한 기계적 특성의 열화의 주요한 원인을 밝혀낸 바, 조대 입계 탄화물의 석출에 의한 것을 발견하고, 이것을 미세화시키는 것이 유효한 것을 지견하였다. 본 발명은 이러한 지식을 기초로 완성시킨 것이다.

즉, 본 발명의 용접 금속은, 질량％(이하, 단순히「％」라 표시함)로, C : 0.04 내지 0.15％, Si : 0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn : 1.0 내지 1.9％, Ni : 1.0 내지 4.0％, Cr : 0.10 내지 1.0％, Mo : 0.20 내지 1.2％, Ti : 0.010 내지 0.060％, Al : 0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음), O : 0.015 내지 0.060％, N : 0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, 화합물로서 포함되는 Ti량(％)을 [화합물형 Ti], 화합물로서 포함되는 Si량(％)을 [화합물형 Si]로 나타낼 때,

[화합물형 Ti]/[화합물형 Si]＞1.5

이고, 또한 Ti의 함유량(％)을 [Ti], O의 함유량(％)을 [O], Al의 함유량(％)을 [Al], Si의 함유량(％)을 [Si]로 나타낼 때, 하기 식에 의해 산출되는 A값이 0.50 이상으로 된 것이다.

A＝[Ti]/([O]－1.1×[Al]＋0.05×[Si])

이 용접 금속은, 소정 성분하에서, [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]의 비를 1.5 초과로 하므로, 애시큘러페라이트 조직의 발현을 저해하는 Si 산화물의 생성을 억제하여, 애시큘러페라이트 조직의 생성에 기여하는 Ti 산화물의 생성을 촉진할 수 있다. 또한 A값을 0.50 이상으로 하므로, Si 산화물이 Ti 산화물의 표면에 생성되는 것을 억제할 수 있어, Ti 산화물에 의한 애시큘러페라이트의 생성 촉진 작용을 유효하게 발휘시킬 수 있다. 이로 인해, 용접 금속 중에 미세한 애시큘러페라이트 조직을 발현시킬 수 있어, AW 혹은 SR 어닐링 후의 용접 금속의 강도, 인성을 향상시킬 수 있다.

상기 용접 금속에 있어서, 또한 Cr의 함유량(％)을 [Cr], Mn의 함유량(％)을 [Mn]으로 나타낼 때, 하기 식에 의해 산출되는 B값을 0.05 이상, 0.26 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, SR 어닐링 후의 기계적 특성에 악영향을 미치는 입계 탄화물의 조대화를 억제할 수 있어, SR 어닐링 후의 기계적 특성을 한층 더 향상시킬 수 있다.

B＝[Cr]/([Mn]＋1.2)

상기 용접 금속에 있어서, 용접 금속 중에 존재하는 탄화물 중, 원상당 직경으로 하여 200㎚ 이상의 탄화물의 평균 입경을 350㎚ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 조대 입계 탄화물의 생성이 억제되어, 용접 금속의 기계적 특성을 보다 향상시킬 수 있다.

또한, 상기 용접 금속은 Cu : 0.35％ 이하(0％를 포함하지 않음), 혹은 Nb : 0.008 내지 0.030％, V : 0.010 내지 0.10％ 중 1종 혹은 2종을 더 함유할 수 있다. 이에 의해, 강도를 보다 향상시킬 수 있다.

또한, 본 발명에 관한 용접 구조물은, Mn-Mo-Ni계 강재를 모재로 하여 용접한 용접 구조물이며, 그 용접부를 형성하는 용접 금속이 상기 어느 하나의 용접 금속으로 형성된 것이다. 상기한 바와 같이, 상기 용접 금속은 AW 혹은 SR 어닐링 후의 기계적 특성이 우수하므로, 본 발명에 관한 용접 구조물의 용접부에 대해서도 AW 혹은 SR 어닐링 후의 기계적 특성이 우수하고, 용접 구조물이 전체적으로 기계적 특성이 우수하고, 나아가서는 내구성이 우수하다.

본 발명의 용접 금속에 따르면, 소정 성분하에서, [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]를 1.5 초과로 하여 애시큘러페라이트의 생성에 기여하는 Ti 산화물의 생성을 촉진하고, 또한 Ti 산화물이 Si 산화물의 생성에 의해 애시큘러페라이트의 생성 촉진 작용이 방해되지 않도록 A값을 0.50 이상으로 규제하므로, 용접 금속 중에 미세한 애시큘러페라이트 조직을 발현시킬 수 있어, 용접 상태, 혹은 응력 제거 어닐링 후의 용접 금속의 강도, 인성을 향상시킬 수 있다. 또한, 본 발명의 용접 구조물은 그 용접부에 상기 용접 금속이 형성된 것이므로, 전체적으로 강도 및 인성이 우수하고, 나아가서는 내구성이 우수하다.

본 발명의 실시 형태에 관한 용접 금속은, Mn-Mo-Ni계 강재를 모재로 하여 용접한 용접부에 형성되는 용접 금속이며, 화학 조성이 C : 0.04 내지 0.15％, Si : 0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn : 1.0 내지 1.9％, Ni : 1.0 내지 4.0％, Cr : 0.10 내지 1.0％, Mo : 0.20 내지 1.2％, Ti : 0.010 내지 0.060％, Al : 0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음), O : 0.015 내지 0.060％, N : 0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어진다. 또한, 화합물로서 포함되는 Ti량(％)([화합물형 Ti])과 화합물로서 포함되는 Si량(％)([화합물형 Si])의 비 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]가 1.5 초과로 된다. 또한, Ti의 함유량(％)을 [Ti], O의 함유량(％)을 [O], Al의 함유량(％)을 [Al], Si의 함유량(％)을 [Si]로 나타낼 때, 하기 식에 의해 산출되는 A값이 0.50 이상으로 된다. 이하, 이들의 성분 한정 이유에 대해 설명한다.

A＝[Ti]/([O]－1.1×[Al]＋0.05×[Si])

C : 0.04 내지 0.15％

C는 강도를 확보하기 위한 필수 원소로, 0.04％보다 낮으면 강도가 부족해지고, 한편 0.15％ 초과에서는 마르텐사이트 등의 경질 조직의 증가를 초래하여, 인성의 열화를 초래한다. 이로 인해, C량의 하한을 0.04％, 바람직하게는 0.06％로 하고, 그 상한을 0.15％, 바람직하게는 0.12％, 더욱 바람직하게는 0.10％로 한다.

Si : 0.50％ 이하

Si는 용접 금속의 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 강도 향상의 점에서는 극히 미량이라도 좋지만, 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, 과잉 첨가는 강도의 과대한 상승 혹은 마르텐사이트 등의 경질 조직의 증가를 초래하는 것 외에, 산화물의 주체가 Si 산화물로 되므로, 애시큘러페라이트 조직이 생성되기 어려워져, 강도, 인성의 열화를 초래한다. 이로 인해, Si량의 상한을 0.50％, 바람직하게는 0.40％, 더욱 바람직하게는 0.20％로 한다.

Mn : 1.0 내지 1.9％

Mn은 강도 및 인성의 향상에 유효한 원소이다. 1.0％ 미만에서는 이러한 효과가 과소하고, 한편 과잉 첨가는 강도의 과대한 상승, 혹은 마르텐사이트 등의 경질 조직의 증가를 초래하는 것 외에, 입계 탄화물의 조대화를 초래하여, 강도, 인성 열화의 원인으로 된다. 이로 인해, Mn량의 하한을 1.0％, 바람직하게는 1.2％로 하고, 그 상한을 1.9％, 바람직하게는 1.8％로 한다.

Ni : 1.0 내지 4.0％

Ni는 강도 및 인성 향상에 유효한 원소이다. 1.0％ 미만에서는 이러한 효과가 과소해지고, 한편 과잉 첨가는 강도의 과대한 상승을 초래하여, 인성에 악영향을 미친다. 이로 인해, Ni량의 하한을 1.0％, 바람직하게는 1.2％로 하고, 그 상한을 4.0％, 바람직하게는 3.8％, 더욱 바람직하게는 2.8％로 한다.

Cr : 0.10 내지 1.0％

Cr은 적량 첨가함으로써 탄화물의 조대화를 억제하는 작용을 갖는다. 0.10％ 미만에서는 이러한 작용이 과소하고, 한편 과잉 첨가는 오히려 입계 탄화물의 조대화를 초래하여, 강도, 인성에 악영향을 미친다. 이로 인해, Cr량의 하한을 0.10％, 바람직하게는 0.20％로 하고, 그 상한을 1.0％, 바람직하게는 0.80％, 보다 바람직하게는 0.60％로 한다.

Mo : 0.20 내지 1.2％

Mo는 SR 어닐링시에 미세 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Mo량의 하한을 0.20％, 바람직하게는 0.40％, 보다 바람직하게는 0.60％로 한다. 한편, 과잉 첨가는 탄화물의 조대화를 초래하여, 인성에 악영향을 미치므로, Mo량의 상한을 1.2％, 바람직하게는 1.0％, 보다 바람직하게는 0.80％로 한다.

Ti : 0.010 내지 0.060％

Ti는 애시큘러페라이트 조직의 생성핵으로 되는 Ti 산화물을 형성하여, 강도, 인성의 향상에 기여하는 중요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Ti량의 하한을 0.010％, 바람직하게는 0.015％, 보다 바람직하게는 0.020％로 한다. 한편, 과잉으로 첨가하면 산화물의 조대화를 초래하여, 인성에 악영향을 미치므로, 그 상한을 0.060％, 바람직하게는 0.050％로 한다.

Al : 0.030％ 이하

Al은 애시큘러페라이트 조직의 생성에 악영향을 미치는 Si 산화물의 생성을 억제하는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 유효하게 발현시키기 위해서는 0.005％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나 과잉 첨가는 산화물의 조대화를 초래하여, 오히려 인성에 악영향을 미치므로, 상한을 0.030％, 바람직하게는 0.025％에 그치게 한다.

O : 0.015 내지 0.060％

O는 Ti와 함께 애시큘러페라이트 조직의 생성핵으로 되는 Ti 산화물을 형성시키기 위해 필요한 원소로, 적어도 0.015％, 바람직하게는 0.020％를 필요로 한다. 한편, 과잉 첨가는 산화물의 조대화를 초래하여, 인성을 열화시키므로, 상한을 0.060％, 바람직하게는 0.050％, 보다 바람직하게는 0.045％로 한다.

N : 0.010％ 이하

N은 Ti 혹은 필요에 의해 첨가되는 후술하는 Nb, V와 함께 탄질화물을 형성하여, 강도를 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 유효하게 발현시키기 위해서는 0.005％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나 과잉으로 첨가하면, 고용(固溶) N으로서 변형 시효를 초래하여, 인성에 악영향을 미치므로, 상한을 0.010％, 바람직하게는 0.0080％, 보다 바람직하게는 0.0075％로 한다.

[화합물형 Ti]/[화합물형 Si] : 1.5 초과

본 발명의 용접 금속의 기본 조성은 상기한 바와 같지만, 또한 화합물로서 포함되는 Ti(화합물형 Ti) 및 Si(화합물형 Si)의 질량비, [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]를 1.5 초과로 하는 것을 필요로 한다. 상기 비율은 애시큘러페라이트 조직의 생성에 영향을 미치는 Ti 산화물, Si 산화물의 생성량비를 간접적으로 규정하는 파라미터이며, 1.5 이하로 되면, 애시큘러페라이트 조직의 발현을 저해하는 Si 산화물이 우세해져, 강도, 인성이 열화되게 된다. 이로 인해, 상기 비율을 1.5 초과, 바람직하게는 2.0 이상, 보다 바람직하게는 2.5 이상으로 한다.

상기 화합물형 Ti, 화합물형 Si의 양은 각각 산화물로서 포함되는 Ti 및 Si를 상정한 것이며, 기본적으로 용접 상태에서 측정한 값을 사용하지만, 이 값은 SR 어닐링 후의 측정값이라 간주할 수 있다. 이것은 이하의 이유에 의한다. SR 어닐링에 의해 석출되는 Ti 탄질화물은 최대라도 원상당 직경으로 0.1㎛ 이하로 미세하고, 후술하는 측정 방법(전해 추출 잔사법)에 의해 탄질화물을 형성하는 Ti로서 검출되는 양은 극히 근소하다. 또한, Si는 강 중에 있어서 탄질화물을 형성하기 어려운 원소이며, SR 어닐링에 의한 석출량은 무시할 수 있는 정도이다. 이로 인해, SR 어닐링 후에 측정한 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]의 값도, 용접 상태에서의 측정값과 거의 동등해지기 때문이다.

A값 : 0.50 이상

단, A＝[Ti]/([O]－1.1×[Al]＋0.05×[Si])

A값은 애시큘러페라이트 조직에 영향을 미치는 산화물의 형태를 나타내는 파라미터이며, 상기 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]의 비율을 만족시키고, Si 산화물량이 억제되어, 산화물의 주체가 Ti 산화물로 되어도, A값이 0.50 미만으로 되면, Ti 산화물의 표면에 Si 산화물이 생성되게 되어, Ti 산화물에 의한 애시큘러페라이트 핵의 생성 안정도가 상대적으로 저하되므로, 애시큘러페라이트 조직의 생성이 저하되게 된다. 이로 인해, A값을 0.50 이상, 바람직하게는 0.60 이상, 보다 바람직하게는 0.80 이상으로 한다. 또한, A값은 Ti 산화물의 표면으로의 Si 산화물 생성을 제어하는 파라미터이며, 높으면 높을수록 바람직하므로, 상한을 설정할 필요는 없다.

본 발명의 용접 금속은, 상기 조성을 기본 조성으로 하고, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다. P, S는 불순물이며, 구 오스테나이트 입계에 편석되어, 인성 저하의 원인으로 되므로 적을수록 좋다. 상기 기본 조성에 있어서, Cr의 함유량(％)을 [Cr], Mn의 함유량(％)을 [Mn]으로 나타낼 때, 하기 식에서 산출되는 B값을 0.05 이상, 0.26 이하로 하도록 Cr 함유량, Mn 함유량을 조정하는 것이 바람직하다.

B＝[Cr]/([Mn]＋1.2)

B값은 SR 어닐링시의 입계 탄화물의 조대화를 나타내는 파라미터이며, 0.05 미만에서는 입계 탄화물의 주체가 Mn으로 되어, 입계 탄화물의 성장이 확산 속도가 큰 Mn에 율속되게 되므로, 조대화가 촉진되기 쉬워진다. 한편, 0.26 초과에서는 입계 탄화물의 주체가 Cr로 되지만, 입계 탄화물의 성장에 영향을 미치는 고용 Cr량이 증가하여, 역시 입계 탄화물의 조대화가 촉진되기 쉬워진다. 이로 인해, B값의 하한을 0.05, 바람직하게는 0.08로 하고, 그 상한을 0.26, 바람직하게는 0.20, 보다 바람직하게는 0.15로 하는 것이 좋다.

또한, 상기 기본 성분에 대해, Cu를 0.35％ 이하, 혹은 Nb, V 중 1종 또는 2종을 Nb : 0.008 내지 0.030％, V : 0.010 내지 0.10％의 범위에서 더 첨가할 수 있다.

Cu는 강도의 향상에 유효한 원소이다. 이것을 위해서는 0.01％ 이상의 첨가가 바람직하다. 한편, 과잉 첨가는 강도의 과대한 상승을 초래하여, 오히려 인성에 악영향을 미친다. 이로 인해, Cu량의 상한을 0.35％, 바람직하게는 0.30％로 한다.

Nb, V는 미세한 탄질화물을 형성하여 강도를 향상시키는 작용을 갖지만, Nb : 0.008％ 미만, V : 0.010％ 미만에서는 이러한 작용이 과소해지고, 한편 과잉으로 첨가하면 탄질화물의 조대화를 초래하여, 강도, 인성이 오히려 저하되게 된다. 이로 인해, Nb량의 하한을 0.008％로 하고, 그 상한을 0.030％, 바람직하게는 0.020으로 한다. 또한, V량의 하한을 0.010％로 하고, 그 상한을 0.10％, 바람직하게는 0.080％로 한다.

본 발명의 용접 금속의 조성은 상기한 바와 같지만, 조직적으로는 산화물을 기점으로 하는 미세 애시큘러페라이트 조직과 조대 래스(lath) 형상 베이나이트 조직이 미세하게 혼합된 조직을 보인다. 이로 인해, 애시큘러페라이트 조직을 정량적으로 평가하는 것은 곤란하지만, 현미경에 의한 육안 관찰에 따르면, 적어도 50면적％ 이상은 애시큘러페라이트 조직이 존재하고 있다.

또한, SR 어닐링 후의 용접 금속 중에는 조대한 탄화물이 존재하는 경향이 있지만, 이 탄화물의 사이즈에 대해, 원상당 직경으로 200㎚ 이상인 것의 평균 입경을 350㎚ 이하, 바람직하게는 330㎚ 이하로 억제함으로써, 강도, 인성에 악영향을 미치는 조대 입계 탄화물의 생성을 억제할 수 있어, 기계적 특성을 보다 향상시킬 수 있다. 탄화물의 조대화를 억제하기 위해서는, 성분적으로는 상기한 바와 같이 B값을 0.05 내지 0.26으로 하도록 Cr량, Mn량을 조정하는 것이 유효하고, 또한 탄화물의 평균 입경을 350㎚ 이하로 하기 위해서는 B값을 0.08 이상, 0.20 미만 정도로 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 용접 금속의 조성은, 엄밀하게는 모재의 Mn-Mo-Ni 강의 조성과 용입량, 용접 재료(용접 와이어)의 조성과 용입량, 용접에 있어서 사용하는 플럭스의 염기도에 따라 대략 정해지고, 용입량은 모재의 용접 접합부의 형상에 따라 정해진다. 용입량은 소량이므로, 용접 금속의 조성은 용접 재료의 조성과 용접 시공시의 플럭스의 염기도에 따라 대략 정해지고, 한편 용접 재료의 조성은, 목표로 하는 용접 금속의 조성과 플럭스의 염기도에 따라 대략 정할 수 있다. 통상, 플럭스의 염기도를 2.5 내지 2.6 정도로 유지하도록 하여 용접하지만, 이 경우, 용접 재료의 조성은 하기 식으로부터 구해지는 α값을 1.2 이상, β값을 0.04 내지 0.29로 되도록 하면 좋다. α값이 1.2 미만에서는, 용접 금속의 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]의 비가 1.5 이하로, 또한 A값이 0.50 미만으로 되기 쉬워진다. 한편, β값을 상기 범위로 제어함으로써, 용접 금속의 B값도 0.05 내지 0.26을 만족시키게 되고, 또한 β값을 0.08 이상, 0.20 미만으로 제어함으로써, 200㎚ 이상의 탄화물의 평균 입경이 350㎚ 이하로 되기 쉬워진다. 또한, 상기 α값, β값의 범위는, 염기도가 2.5 내지 2.6 정도인 경우이며, 염기도가 다르면 이들 값의 최적 범위도 변동된다. 이로 인해, 염기도가 다른 경우, 미리 실험에 의해 최적 범위를 구해 둔다.

α＝[Ti]/(0.5[Si]－0.8×[Al])

β＝[Cr]/([Mn]＋1.2)

단, 식 중의 [Ti]는 Ti의 함유량(％), [Al]은 Al의 함유량(％), [Si]는 Si의 함유량(％), [Cr]은 Cr의 함유량(％), [Mn]은 Mn의 함유량(％)이며, 모두 용접 재료의 원소량이다.

상기 모재의 Mn-Mo-Ni 강으로서는, 공지의 여러 강종, 예를 들어 ASTM 규격의 A533B C1.1, A533B C1.2, A508 C1.3, SA533B C1.1을 사용할 수 있다.

본 발명의 용접 금속은, 용접 상태(AW)에서 기계적 특성이 우수하지만, 또한 탄화물을 조대화하는 일 없이, 응력 제거 어닐링(SR 어닐링)을 실시함으로써 인성을 보다 향상시킬 수 있다. SR 어닐링은, 하기의 라손ㆍ밀러ㆍ파라미터(MP)로 하여 18×10³ 내지 20×10³ 정도를 만족시키는 범위에서 SR 온도, SR 시간을 제어하면 좋다. 예를 들어, 600 내지 650℃, 10 내지 30hr 정도로 하면 좋다.

MP＝(T＋273)×(20＋log t)

단, T는 SR 온도(℃), t는 SR 시간(hr)이다.

또한, 본 발명의 용접 금속이 형성되는 용접 방법으로서는, 특별히 한정되지 않고, 상기 용접 금속을 형성할 수 있는 용접 방법이면 어떠한 방법이라도 좋지만, 플럭스에 의한 조성 제어가 가능한 서브 머지 아크 용접이 바람직하다.

또한, 본 발명은, 용접부가 상기한 용접 금속인 용접 구조물을 제공하지만, 이 용접 구조물은 전체적으로 강도 및 인성이 우수하고, 나아가서는 내구성이 우수하다.

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이러한 실시예에 의해 한정적으로 해석되는 것은 아니다.

실시예

표 3에 나타낸 조성을 갖는 서브 머지 아크 용접용 용접 재료(용접 와이어 : 재료 기호에「W」를 부여한 것) 및 피복 아크 용접용 용접 재료(용접봉 : 재료 기호에「B」를 부여한 것)를 제작하였다. 한편, 표 1(수치 단위 : ％, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물)에 나타내는 조성의 Mn-Mo-Ni 강의 모재 후강판을 사용하여, 하기하는 용접 조건에서 서브 머지 아크 용접 혹은 피복 아크 용접에 의한 용접 시험을 실시하였다.

ㆍ서브 머지 아크 용접 조건

모재 판 두께 : 25㎜, 개선(開先) 각도 : 10°(V자), 루트 갭 : 15㎜, 용접 자세 : 하향, 용접 전류 : 425A, 용접 전압 : 30V, 용접 속도 : 5.8㎜/sec(35cpm), 예열 및 패스간 온도 : 180 내지 200℃

ㆍ피복 아크 용접 조건

모재 판 두께 : 20㎜, 개선 각도 : 20°(V자), 루트 갭 : 16㎜, 용접 자세 : 하향, 용접 전류 : 175A, 용접 전압 : 24V, 용접 속도 : 17㎜/sec(100cpm), 예열 및 패스간 온도 : 180 내지 200℃, 플럭스 : 비사용

또한, 실시한 용접 시험(서브 머지 아크 용접 및 피복 아크 용접)에서는, AWS가 규정하는 뉴트럴 플럭스를 사용하고, 플럭스의 염기도를 2.04 또는 2.55로 되도록 조정하였다. 염기도 2.04는 표 3의 No.22의 용접 와이어를 사용한 용접 시험(후술하는 표 4, 표 5의 시료 No.22)시에 적용하고, 그 외에는 염기도를 2.55로 하였다. 또한, 염기도는 IIW(국제 용접 학회 : International Institute of Welding) 권장의 하기 식(식 중의 산화물은 그 산화물의 질량％를 나타냄)에 의해 산출되고, 상기 염기도의 플럭스 성분의 대표예를 표 2에 나타낸다.

염기도＝BC/AC

BC＝CaF₂＋CaO＋MgO＋BaO＋SrO＋Na₂O＋K₂O＋Li₂O＋(MnO＋FeO)/2

AC＝SiO₂＋(Al₂O₃＋TiO₂＋ZrO₂)/2

용접 후, 용접 시험재의 용접부에 형성된 용접 금속의 중앙부로부터 성분 분석 시료를 채취하고, 이것으로부터 용접 금속의 조성을 조사하였다. 그 결과를 표 4(수치 단위 : ％, 잔량부 Fe 및 불가피 불순물)에 나타낸다. 또한, 마찬가지로 용접 금속의 중앙부로부터 잘라낸 시험편을 사용하여 전해 추출 잔사법에 의해 [화합물형 Ti], [화합물형 Si]를 측정하고, [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]의 비를 구하였다. 전해 추출 잔사법의 실시시에, 시험편의 매트릭스부를 10％ 아세틸아세톤-1％테트라메틸암모늄 염화물-메탄올 용액을 사용하여 전해하고, 포어 사이즈 0.1㎛의 필터에 통과시켜, 시험편 중의 화합물을 추출하였다. 용접 상태의 용접 금속으로부터 추출한 화합물은 거의 산화물이었다. 그 결과를 표 5에 나타낸다. 또한, 표 5에는 A값, B값도 병기하였다. 또한 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]란에 있어서, 「○」는 화합물형 Si가 검출되지 않은 것을 나타낸다.

또한, 용접 금속의 중앙부로부터, 용접선 방향으로 인장 시험편(JIS Z3111 A2호)을 채취하여, 인장 강도(TS)를 측정하였다. 또한, 동일 부분으로부터, 용접선에 대해 수직 방향으로 샤르피 충격 시험편(JIS Z3111 V 노치 시험편)을 채취하였다. 당해 시험편을 사용하여, -30℃에서의 흡수 에너지를 측정하여(n＝3), 그 평균값 vE-30(J)을 산출하였다. 또한 마찬가지로 샤르피 충격 시험편을 사용하여, JIS Z2242에 기초하여 흡수 에너지와 연성 파면율을 측정하고, 연성 파면율＝100％로 된 시험편의 흡수 에너지를 상부 선반 에너지 USE(J)로 정의하였다. 이들의 측정 결과, 산출 결과를 표 5에 아울러 나타낸다.

또한, 용접 후의 용접 시험재에 640℃×30hr의 응력 제거 어닐링(SR 어닐링)을 실시한 후, 상기와 동일한 방법으로, 용접 시험재의 용접부에 형성된 용접 금속에 대해, 인장 강도, 인성을 측정하였다. 또한, SR 어닐링 후의 용접 금속에 대해, 최종 패스 중앙부 레플리카 TEM 관찰용 시험편을 채취하고, 무작위로 선택한 4개소로부터 7500배의 TEM상을 촬영하여, 화상 해석 소프트(Image-Pro Plus, Media Cybernetic사제)를 사용하여 화상 해석하고, 원상당 직경으로 하여 200㎚ 이상의 탄화물을 선택한 후, 그들의 평균 입경 d(㎚)를 구하였다. 이들의 결과를 표 5에 아울러 나타낸다.

표 5로부터, 발명예에서는, 용접 상태, SR 어닐링 후의 모든 경우에서, TS가 700㎫ 초과, vE-30이 50J 초과, USE가 120J 초과로, 강도 및 인성이 모두 우수한 특성이 얻어졌다. 단, 시료 No.1 내지 3은, B값 및 소정 탄화물의 평균 입경이 바람직한 범위로부터 벗어났기 때문에, 인성이 저하되었다. 또한, 시료 No.5, 7, 10은, B값이 0.05 내지 0.26의 범위 내에 있지만, 소정 탄화물의 평균 입경이 350㎚ 초과이므로 SR 어닐링 후의 인성이 저하되는 경향이 보였다. 또한, 시료 No.14는 Mo량, Al량이 높기 때문에 강도가 향상되었지만, SR 인성, AW 인성은 저하되었다. 또한 시료 No.20은 V를 첨가하였기 때문에 강도가 향상되었지만, SR 인성이 저하되었다.

한편, 비교예에 대해서는, 시료 No.22는 조성이 본 발명을 만족시키지만, 용접시의 플럭스 염기도가 지나치게 낮으므로, 용접 금속의 A값이 발명 범위 밖으로 되어, 인성이 저하되었다. 다른 비교예는, 용접 와이어의 조성이 부적절하므로, 용접 금속의 조성(A값 등을 포함함)이나 [화합물형 Ti]/[화합물형 Si]의 비가 본 발명 범위 밖으로 되어, 강도나 인성이 열화되어 있다.

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

본 출원은, 2009년 3월 26일 출원된 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2009-075493)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 포함된다.

본 발명은, 원자력 발전 플랜트의 압력 용기 등의 제조에 유용하다.

Claims

질량％로,
C : 0.04 내지 0.15％,
Si : 0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Mn : 1.0 내지 1.9％,
Ni : 1.0 내지 4.0％,
Cr : 0.10 내지 1.0％,
Mo : 0.20 내지 1.2％,
Ti : 0.010 내지 0.060％,
Al : 0.030％ 이하(0％를 포함하지 않음),
O : 0.015 내지 0.060％,
N : 0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고,
화합물로서 포함되는 Ti량(％)을 [화합물형 Ti], 화합물로서 포함되는 Si량(％)을 [화합물형 Si]로 나타낼 때,
[화합물형 Ti]/[화합물형 Si]＞1.5
이고, 또한 Ti의 함유량(％)을 [Ti], O의 함유량(％)을 [O], Al의 함유량(％)을 [Al], Si의 함유량(％)을 [Si]로 나타낼 때, 하기 식에 의해 산출되는 A값이 0.50 이상인 것을 특징으로 하는, 용접 금속.
A＝[Ti]/([O]－1.1×[Al]＋0.05×[Si])
제1항에 있어서, 또한 Cr의 함유량(％)을 [Cr], Mn의 함유량(％)을 [Mn]으로 나타낼 때, 하기 식에 의해 산출되는 B값이 0.05 이상, 0.26 이하인, 용접 금속.
B＝[Cr]/([Mn]＋1.2)
제1항 또는 제2항에 있어서, 용접 금속 중에 존재하는 탄화물 중, 원상당 직경으로 하여 200㎚ 이상의 탄화물의 평균 입경이 350㎚ 이하인, 용접 금속.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, Cu : 0.35％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 더 함유하는, 용접 금속.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, Nb : 0.008 내지 0.030％, V : 0.010 내지 0.10％ 중 1종 혹은 2종을 더 함유하는, 용접 금속.
Mn-Mo-Ni계 강재를 모재로 하여 용접한 용접 구조물이며, 그 용접부의 용접 금속이 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 기재된 용접 금속으로 형성된, 용접 구조물.