KR20130080048A - 전자 빔 용접 조인트 및 전자 빔 용접용 강재와 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

질량％로 C:0.02％∼0.10％, Si:0.03％∼0.30％, Mn:1.5％∼2.5％, Ti:0.005％∼0.015％, N:0.0020％∼0.0060％ 및 O:0.0010％∼0.0035％를 적어도 함유하고, S:0.010％ 이하, P:0.015％ 이하, Al:0.004％ 이하로 각각 제한하고, 잔량부 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 지표값 CeEBB가 0.42％∼0.65％이며, 상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물의 수가 20개/㎟ 이하이고, 상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³∼1×10⁵개/㎟인 전자 빔 용접용 강재이다.

Description

전자 빔 용접 조인트 및 전자 빔 용접용 강재와 그 제조 방법 {ELECTRON-BEAM WELDED JOINT, STEEL MATERIAL FOR ELECTRON-BEAM WELDING, AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은 개선면에 판 형상 또는 박 형상의 인서트 메탈이 끼워진 피용접부에, 전자 빔이 조사되고, 용접되는 전자 빔 용접용 강재와 그 제조 방법, 또한 이 강재의 개선면에 인서트 메탈이 끼워진 피용접부에 전자 빔을 조사하여 형성된 전자 빔 용접 조인트에 관한 것이다.

본원은 2010년 11월 22일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-260458호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

최근, 지구 환경의 온난화의 하나의 원인인 CO₂ 가스의 삭감이나, 석유 등의 화석 연료의 장래적인 고갈에 대처하기 위해, 재생 가능한 자연 에너지의 이용이 적극적으로 시도되고 있다. 풍력 발전도 유망시되고 있는 재생 가능 에너지 중 하나이고, 대규모의 풍력 발전 플랜트가 건설되고 있다.

풍력 발전에 가장 적합한 지역은 끊임없이 강풍을 기대할 수 있는 지역이다. 그로 인해, 해상 풍력 발전이, 세계적 규모로 계획 및 실현되고 있다(특허문헌 1∼ 4 참조).

해상에 풍력 발전용 철탑을 건설하기 위해서는, 해저의 지반에, 철탑의 기초 부분을 타입할 필요가 있다. 해수면으로부터, 풍력 발전용 터빈의 날개 높이를 충분히 확보하기 위해서는, 기초 부분도 충분한 길이를 갖는 것이 필요하다.

그로 인해, 철탑의 기초 부분의 구조는 판 두께가 50㎜ 초과, 예를 들어 100㎜ 정도, 직경이 4m 정도인 대단면을 갖는 강관 구조로 된다. 철탑의 높이는 80m 이상에 도달한다. 그리고, 최근, 풍력 발전용 철탑과 같은 거대한 강 구조물을, 건설 현장 근처의 해안에서, 전자 빔 용접으로, 간이하고, 또한 고능률로 조립하는 것이 요구되고 있다.

즉, 판 두께 100㎜에나 달하는 극후강판을, 건설 현장에서, 또한 고능률로 용접한다고 하는 종래에 없는 기술적 요청이 이루어지고 있다.

일반적으로, 전자 빔 용접, 레이저 빔 용접 등의 고에너지 밀도 빔 용접은 효율적인 용접이다. 그러나, 레이저 빔으로 용접할 수 있는 판 두께에는 한도가 있다. 또한, 종래의 전자 빔 용접은 고진공 상태로 유지한 진공 챔버 내에서 행해질 필요가 있었다. 그로 인해, 종래, 고에너지 밀도 빔 용접으로 용접할 수 있는 강판의 판 두께나 크기는 용접 장치의 능력이나 진공 챔버 내의 크기에 따라서 제한되어 있었다.

이에 대해, 최근, 피용접부의 근방을 감압하여, 판 두께 100㎜ 정도의 극후강판을, 효율적으로, 건설의 현지에서 용접할 수 있는 전자 빔 용접 방법이 제안되어 있다. 예를 들어, 영국의 용접 연구소에서는 저진공 하에서 시공이 가능한 용접 방법(RPEBW:Reduced Pressured Electron Beam Welding:감압 전자 빔 용접)이 개발되어 있다(특허문헌 5, 참조).

이 감압 전자 빔 용접(RPEBW)을 사용하면, 풍력 발전용 철탑과 같은 대형 강 구조물을 건설하는 경우에도, 용접하는 부분을, 국소적으로 진공 상태에 두고, 효율적으로 용접할 수 있다. RPEBW법에서는 진공 챔버 내에서 용접하는 방법에 비해, 진공도가 낮은 상태에서 용접하는 용접 방법이다.

일반적으로, 용접 구조물의 안전성을 정량적으로 평가하는 지표로서, 파괴 역학에 기초하는 파괴 인성값 δc가 알려져 있다. δc는 CTOD(Crack Tip Opening Displacement:균열 단부 개구 변위) 시험으로 구해진다. 파괴 인성에는 시험편의 사이즈가 영향을 미치므로, 종래의 V노치 샤르피 충격 시험과 같은 소형 시험에서 양호한 결과가 얻어져도, 대형 강 구조물의 용접 조인트에 대한 CTOD 시험에서, 양호한 파괴 인성값 δc가 얻어진다고는 할 수 없다.

또한, 전자 빔 용접법은 전자 빔이 갖는 에너지에 의해, 용접부의 모재를 일단 용융하고, 응고시켜 용접하는 방법이고, 통상, 전자 빔 용접법에 의한 용융 금속의 성분 조성은 모재(강재)와 대략 동등하다. 한편, 일렉트로 가스 용접 등의 대입열 아크 용접법에서는, 용접 와이어 등에 의해, 용접 금속의 경도나, 파괴 인성값 δc 등의 기계 특성을 조정한다. 전자 빔 용접법에서 용접 와이어를 이용하는 것은 어렵다.

따라서, 전자 빔 용접 조인트의 파괴 인성값 δc를 향상시키기 위해, 용접 금속(WM)의 경도나 청정도를 적정화하는 방법이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 6, 7 참조). 특허문헌 6에는 용접 금속의 경도를, 모재의 경도의 110％ 초과 220％ 이하로 하고, 또한 용접 금속의 폭을 강재의 판 두께의 20％ 이하로 하는 것이 제안되어 있다. 또한, 특허문헌 7에는 용접 금속 중의 O의 양을 20ppm 이상으로 하고, 입경 2.0㎛ 이상의 산화물의 양을 10개/㎟ 이하로 하는 것이 제안되어 있다.

일본 특허 출원 공개 제2008-111406호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-092406호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-322400호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-037397호 공보 일본 국제 공개 99/16101호 팜플릿 일본 특허 출원 공개 제2007-21532호 공보 일본 특허 출원 공개 제2008-88504호 공보

해상 풍력 발전용 철탑의 건설에 있어서는, 강재를 맞대어 용접한 후, 용접부에 열처리를 실시하지 않고, 그대로 사용하므로, 용접 금속(WM) 및 용접 열영향부(HAZ:Heat-Affected Zone. 이하, 단순히 「열영향부」라고 함)에는 우수한 인성이 요구된다. 전자 빔 용접의 경우, 용접 와이어를 사용하지 않으므로, 모재의 성분 조성을 조정하여, 용접 금속 및 열영향부의 인성을 제어하게 된다.

종래, 용접 금속에 있어서의 개재물, 용접 금속의 경도와 모재의 경도의 관계, 또는 용접 금속의 폭을 제어하는 방법이 제안되어 있지만, 열영향부의 인성이 불충분하면, 용접부의 전체적인 파괴 인성은 저하된다.

또한, 판 형상 또는 박 형상의 Ni(인서트 메탈)을 용접면(개선면)에 부착하여 전자 빔 용접을 행하여, 용접 금속(WM)의 인성을, 모재의 인성 이상으로 높일 수 있다. 그러나, 이 경우에도 모재의 성분 조성이 적정하지 않으면, 용접 금속의 경도와 열영향부의 경도의 차가 현저해진다. 그러면 경도의 차가 매우 커진 부분인 열영향부의 파괴 인성값 δc가 크게 저하되게 된다.

또한, 본 발명자들의 검토에 따르면, 전자 빔 용접 조인트에 있어서는, 인서트 메탈을 사용하지 않는 경우라도, 인성 향상을 위해 적절한 성분 조성이, 용접 금속과 열영향부에서 반드시 일치하는 것은 아니다. 그로 인해, 종래의 아크 용접용 고HAZ 인성강에, 그대로, 전자 빔 용접을 실시해도, 용접 금속에서 높은 인성은 얻어지지 않는다. 한편, 전자 빔 용접에 의해 형성되는 용접 금속의 인성을 고려하여, 아크 용접용 강재의 성분 조성을 최적화해도, 열영향부에서 고인성은 얻어지지 않는다.

즉, 전자 빔 용접과 아크 용접은 용접 방법 및 형성되는 조인트 구조의 점에서 기본적으로 다르기 때문에, 전자 빔 용접에 관한 과제는 아크 용접에 관한 과제 해결 방법으로 해결할 수는 없다.

본 발명은 이와 같은 실정을 감안하여 이루어진 것으로, 본 발명의 목적은 해상 풍력 발전용 철탑의 기초 부분을 구성하는 판 두께 45㎜ 이상의 강재이며, 개선면에 판 형상 또는 박 형상의 인서트 메탈이 끼워진 피용접부에 전자 빔을 조사하여, 고강도이고, 또한 용접 금속(WM), 열영향부(HAZ), 모재(BM:Base Metal)의 파괴 인성값이 적절하게 밸런스된 용접 조인트를 형성할 수 있는 전자 빔 용접용 강재와 그 제조 방법이다. 본 발명의 다른 목적은, 이 강재의 개선면에 판 형상 또는 박 형상의 인서트 메탈이 끼워진 피용접부에 전자 빔을 조사하여 형성된 전자 빔 용접 조인트를 제공하는 것이다.

본 발명은 개선면에 판 형상 또는 박 형상의 인서트 메탈이 끼워진 피용접부에 전자 빔을 조사하여, 용접되는 전자 빔 용접용 강재에 있어서, Mn을 1.5 질량％ 이상 첨가하여 켄칭성을 확보하는 동시에, Al량을 최대한 저감시켜, 적당량의 Ti을 첨가하고, Ti을 10％ 이상 함유하는 미세한 산화물 입자(이하, 단순히 Ti 함유 산화물이라고 함)를 강 중에 분산시킨다. 이 Ti 함유 산화물을, 입성장을 억제하는 기능을 갖는 피닝 입자 및 입자 내 변태 시의 생성 핵으로서 이용하여, 용접 금속(WM), 열영향부(HAZ) 및 모재(BM)의 파괴 인성을 적절하게 밸런스시킨다.

특히, WM 폭 및 HAZ 폭이 좁고, 입열량이 낮은 전자 빔 용접에 있어서는, Ti 함유 산화물이, 용접 금속(WM) 및 열영향부(HAZ)의 입자 내 변태에 있어서의 생성 핵으로서 극히 유효하게 기능하여, 마이크로 조직의 조대화의 억제에 현저하게 기여한다.

그리고, 본 발명에 있어서는, 새롭게 도입한 전자 빔 용접 켄칭성 지표식 CeEBB, CeEBW에 의해 얻어지는 지표값을 제어하고, 강재(BM), 용접 금속(WM) 및 열영향부(HAZ)의 파괴 인성을, 적절하게 밸런스시켜, 인서트 메탈을 사용하여 형성된 전자 빔 용접 조인트 전체적으로, 필요한 파괴 인성을 확보한다. 또한, 본 발명에 있어서는, 켄칭성을 높이기 위해, Mn량을 증대하는 한편, Cr, Mo, Cu, Ni 및/또는 Nb의 각 양을 저감시켜, 전자 빔 용접용 강의 제조 비용을 저감시킨다.

전자 빔 용접 켄칭성 지표 CeEBB, CeEBW는 인서트 메탈을 사용하여 형성하는 전자 빔 용접 조인트의 파괴 인성의 향상을 위해, 본 발명자들이 새롭게 도입한 지표이다. 지표 CeEBB, CeEBW의 기술적 의의에 대해서는, 더불어 도입한 지표(비) "C/CeEBB"(C:C 함유량)의 기술적 의의와 더불어 후술한다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 전자 빔 용접 조인트는, 강재가 전자 빔으로 용접되어, 용접 금속이 형성된 전자 빔 용접 조인트이며, 상기 강재의 조성이 질량％로, C:0.02％∼0.10％, Si:0.03％∼0.30％, Mn:1.5％∼2.5％, Ti:0.005％∼0.015％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0010％∼0.0035％, Nb:0％∼0.020％, V:0％∼0.030％, Cr:0％∼0.50％, Mo:0％∼0.50％, Cu:0％∼0.25％, Ni:0％∼0.50％ 및 B:0％∼0.0030％를 함유하고, S:0.010％ 이하로 제한하고, P:0.015％ 이하로 제한하고, Al:0.004％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 강재의 조성을 하기의 수학식 1에 대입하여 구해지는 지표값 CeEBB가 0.42％∼0.65％이며, 상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물의 수가 20개/㎟ 이하이고, 상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³∼1×10⁵개/㎟이고, 상기 용접 금속의 조성이 질량％로, C:0.02％∼0.10％, Si:0.03％∼0.30％, Mn:1.2％∼2.4％, Ni:1.0％∼2.3％, Ti:0.005％∼0.015％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0004％∼0.0020％, Nb:0％∼0.020％, V:0％∼0.030％, Cr:0％∼0.50％, Mo:0％∼0.50％, Cu:0％∼0.25％ 및 B:0％∼0.0030％를 함유하고, S:0.010％ 이하로 제한하고, P:0.015％ 이하로 제한하고, Al:0.004％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 용접 금속의 조성을 하기의 수학식 2에 대입하여 구해지는 지표값 CeEBW가 0.56％∼0.73％이다.

[수학식 1]

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 상기 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％이고,

[수학식 2]

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 상기 용접 금속의 조성 중의 각 원소의 질량％이다.

(2) 상기 (1)의 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 상기 지표값 CeEBB에 대한 질량％로 나타낸 상기 강재의 C량의 비, C/CeEBB가 0.02∼0.15여도 좋다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)의 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 상기 강재의 두께가 45∼150㎜여도 좋다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)의 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 용접 금속의 CTOD값을 δ_WM, 용접 열영향부의 CTOD값을 δ_HAZ 및 상기 강재의 CTOD값을 δ_BM으로 정의하면, 0.8≤δ_BM/δ_WM≤1.25 및 0.5≤δ_HAZ/δ_WM≤1.1이어도 좋다.

(5) 본 발명의 다른 일 형태에 관한 전자 빔 용접용 강재는 상기 강재의 조성이 질량％로, C:0.02％∼0.10％, Si:0.03％∼0.30％, Mn:1.5％∼2.5％, Ti:0.005％∼0.015％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0010％∼0.0035％, Nb:0％∼0.020％, V:0％∼0.030％, Cr:0％∼0.50％, Mo:0％∼0.50％, Cu:0％∼0.25％, Ni:0％∼0.50％ 및 B:0％∼0.0030％를 함유하고, S:0.010％ 이하로 제한하고, P:0.015％ 이하로 제한하고, Al:0.004％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 상기 강재의 조성을 하기의 수학식 1에 대입하여 구해지는 지표값 CeEBB가 0.42％∼0.65％이며, 상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물의 수가 20개/㎟ 이하이고, 상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³∼1×10⁵개/㎟이다.

[수학식 1]

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 상기 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％이다.

(6) 상기 (5)의 전자 빔 용접용 강재에 있어서, 상기 CeEBB에 대한 질량％로 나타낸 상기 강재의 C량의 비, C/CeEBB가 0.02∼0.15여도 좋다.

(7) 상기 (5) 또는 (6)의 전자 빔 용접용 강재에 있어서, 상기 강재의 두께가 45∼150㎜여도 좋다.

(8) 본 발명의 다른 일 형태에 관한 제조 방법은 상기 (5) 또는 (6)의 전자 빔 용접용 강재의 제조 방법이며, 상기 강재를 주조할 때, 상기 강재를 1300∼ 1100℃의 온도 영역에서의 냉각 속도가 9℃/min 이상이 되도록 냉각하는 공정과, 상기 주조 공정 후, 상기 강재를 950∼ 1150℃로 가열하고, 그 후, 가공 열처리를 실시하는 공정을 갖는다.

전자 빔 용접 조인트에 있어서, 소정의 CTOD값(파괴 인성값)을 확보하기 위해서는, 강재(BM), 용접 금속(WM) 및 열영향부(HAZ)의 파괴 인성값을, 적절하게 밸런스시키는 것이 중요하다.

즉, 강재(모재)의 파괴 인성과 열영향부의 파괴 인성이 우수해도, 용접 금속의 파괴 인성이 떨어져 있으면, 용접 금속이 파괴의 기점이 된다. 또한, 용접 금속의 파괴 인성이 우수해도, 열영향부의 파괴 인성이 떨어져 있으면, 열영향부를 기점으로 하여 파괴가 진행된다. 이와 같이, 용접 조인트의 각 부에서 파괴 인성에 편차가 있으면, 용접 조인트 전체적인 파괴 인성은 열화된다.

전자 빔 용접을 적용한 항복 강도 355㎫급의 강재의 용접부(용접 금속 및 열영향부)에서의 취성 파괴는 구오스테나이트립으로부터 생성되는 조대한 입계 페라이트, 상부 베이나이트나 페라이트 사이드 플레이트 등으로부터 발생한다.

그리고, 상기 마이크로 조직이나 구오스테나이트 입계로부터 생성된 조대한 페라이트가 기점으로 되어 취성 파괴할 때의 파면 단위는 구오스테나이트의 입경에 의존한다. 따라서, 석출물에 의한 피닝 효과나 입자 내 변태를 이용하여, 용접 금속 및 열영향부에 있어서의 마이크로 조직의 입경을 작게 함으로써, 용접부의 파괴 인성을 개선할 수 있다.

따라서, 본 발명에 있어서는, 용강 중의 Al을 저감시키고, Ti을 첨가함으로써, 모재 뿐만 아니라, Ni을 포함하는 인서트 메탈을 개재시켜 전자 빔 용접한 용접부의 용접 금속(WM) 및 열영향부(HAZ)의 구오스테나이트립 내에, 적절한 입경의 미세한 Ti 함유 산화물을 적당량 생성시킨다. 입열량이 낮은 전자 빔 용접에서는 열영향부(HAZ)에 미세한 Ti 함유 산화물이 잔존하여, 입성장을 억제하는 피닝 입자로서 기능하므로, 열영향부에 있어서의 입성장이 억제되어 파괴 인성이 향상된다.

또한, 미세한 Ti 함유 산화물은 입자 내 변태 시의 생성 핵이 되고, 특히 열영향부에 입자 내 페라이트를 생성시킨다. 또한, 이 Ti 함유 산화물은 Ti을 10％ 이상 함유하는 산화물이고, 예를 들어 TiO 또는 Ti₂O₃이다. 이 Ti 함유 산화물에는 Ti이나 산소 이외의 원소를 포함해도 전혀 지장이 없다.

그 결과, 열영향부의 조직이 미세해져, 강재(모재), 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성이 향상되는 동시에, 이들 3개의 파괴 인성의 밸런스가 향상된다.

본 발명에 따르면, 항복 강도 355㎫급의 강재의 용접부에, Ni을 포함하는 인서트 메탈을 개재시켜 전자 빔 용접하여 형성된 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 용접 금속 및 열영향부에 있어서의 파괴 인성의 열화를 억제할 수 있다. 또한, 강재(모재), 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성이 적절하게 밸런스된 전자 빔 용접 조인트를 제공하고, 또한 이 용접 조인트를 형성할 수 있는 강재를 저비용으로 제공할 수 있다.

도 1은 강재의 강도 및 인성과 금속 조직의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 2a는 켄칭성과 용접 금속의 결정립경의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 2b는 켄칭성과 열영향부의 고탄소 마르텐사이트량의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 3은 강재(모재)의 경도에 대한 용접 금속의 경도의 비와, 용접 금속 및 열영향부의 파괴 인성의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 4는 CeEBB와 용접 금속 및 열영향부의 파괴 인성값(δc)의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 5는 열영향부의 파괴 인성값과 C/CeEBB의 관계를 정성적으로 나타내는 도면이다.
도 6은 노치를 도입한 시험편을 도시하는 도면이다.
도 7은 용접 조인트의 CTOD 시험 결과와, 강재에 포함되는 산화물의 개수의 관계를 나타내는 도면이다.
도 8a는 주조편의 냉각 속도와, 강재에 포함되는 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수의 상관을 나타내는 도면이다.
도 8b는 주조편의 냉각 속도와, 강재에 포함되는 조대한 산화물 입자의 수의 상관을 나타내는 도면이다.
도 9는 강재 중의 전체 산소량과, 강재에 포함되는 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수의 상관을 나타내는 도면이다.

해상 풍력 발전용 철탑의 건설에 있어서는, 강재를 용접한 후, 조인트부에 열처리를 실시하지 않고, 그대로 사용한다. 이로 인해, 용접 금속 및 열영향부에는 우수한 인성이 요구된다. 본 발명에 있어서는, 용접 금속의 인성을 모재와 동등해질 때까지 높이기 위해, 용접부에 Ni을 포함하는 인서트 메탈을 개재시켜 전자 빔 용접을 행한다.

종래, 전자 빔 용접은 Cr이나 Mo를 다량으로 함유하는 강(소위, Cr-Mo강)이나 스테인리스강, 또는 고Ni강 등, 용접 금속의 산화물의 생성이 필요하지 않은 강재에 적용되어 왔다. 스테인리스강의 열영향부에는 취화상이 생성되지 않는다. 또한, Cr-Mo강의 경우, 열영향부의 조직은 도 1에 정성적으로 도시한 바와 같이 인성이 우수한 하부 베이나이트로 되고, 매우 높은 인성이 얻어진다.

본 발명의 실시 형태에 관한 전자 빔 용접 조인트에 사용하는 강재의 판 두께나 강도는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 해상 풍력 발전용 철탑 등에 사용되는, 판 두께가 45∼150㎜, YP(항복점)가 약 315㎫∼550㎫, TS(인장 강도)가 약 450㎫∼690㎫인 구조용 강을 적절하게 사용할 수 있다. 필요에 따라서, 판 두께 상한을 120㎜ 또는 130㎜로 해도 좋다. YP 하한을 340㎫ 또는 355㎫로, YP 상한을 500㎫, 460㎫ 또는 420㎫로 해도 좋다. TS 하한을 470㎫ 또는 490㎫로, TS 상한을 600㎫, 570㎫ 또는 550㎫로 해도 좋다.

이러한 종류의 강재는 Cr-Mo 고강도강에 비해 강도가 낮고, 열영향부의 조직은, 도 1에 정성적으로 도시한 바와 같이 인성이 낮은 상부 베이나이트로 된다. 이와 같은 강재를 전자 빔 용접하면, 특히, 열영향부에서는 입계 페라이트나 상부 베이나이트 등의 조대한 조직이 발달하여, 고탄소 마르텐사이트(섬 형상 마르텐사이트 또는 M-A constituent라고도 함)가 생성되기 쉽다. 따라서, 구조용 강을 전자 빔 용접하는 경우, 열영향부의 인성의 확보는 용이하지 않다.

조직과 인성의 관계에 대해서는, 결정립경의 미세화가 특히 용접 금속의 인성의 향상에 유효한 것, 고탄소 마르텐사이트가 특히 열영향부의 인성을 저하시키는 것이 알려져 있다. 또한, 성분과 조직의 관계에 대해서는, 켄칭성 지표 Ceq를 크게 하면, 도 2a에 도시한 바와 같이 용접 금속의 입경이 미세해지는 것, 도 2b에 도시한 바와 같이 열영향부의 고탄소 마르텐사이트가 증가하는 것이 알려져 있다.

또한, 용접 금속 및 열영향부의 인성을 높이기 위해서는, 용접 금속의 경도와 강재(모재)의 경도의 밸런스가 중요하다. 즉, 도 3에 도시한 바와 같이, 강재(모재)의 경도에 대해, 용접 금속의 경도를 높이면, 용접 금속의 인성은 향상된다. 그러나, 용접 금속의 경화의 영향에 의해 열영향부에 변형이 집중되므로, 열영향부의 인성은 저하된다. 따라서, 인성이 떨어지는 상부 베이나이트의 생성을 방지하기 위해 켄칭성을 높이면, 용접 금속의 경화가 일어나고, 이 영향에 의해, 열영향부의 인성이 손상된다고 하는 문제가 발생한다.

이와 같이, 강의 켄칭성과 WM의 결정립경이나 HAZ의 고탄소 마르텐사이트의 관계, 강재(모재)의 경도에 대한 WM의 경도의 비와 용접 조인트의 인성의 관계는, 정성적으로는 공지였다. 그러나, 종래, 강재의 성분에 의해 용접 조인트의 파괴 인성의 밸런스를 제어한다고 하는 사고 방식은 존재하지 않았다. 그로 인해, 예를 들어 켄칭성을 높인 강재(모재)를 전자 빔 용접하면, WM의 인성은 향상되지만, HAZ의 인성이 현저하게 저하되는 등의 문제가 발생했다.

따라서, 본 발명자들은 인서트를 개재시켜 형성된 전자 빔 용접에 있어서, 우수한 인성을 확보하기 위해, 전자 빔 용접에 적합한 켄칭성을 표시하는 지표를 검토하여, 새롭게 "전자 빔 용접 켄칭성 지표 CeEBB, CeEBW"를 고안하여 도입하였다. 즉, 하기 수학식 1에서 정의하는 "전자 빔 용접 켄칭성 지표 CeEBB" 및 하기 수학식 2에서 정의하는 "전자 빔 용접 켄칭성 지표 CeEBW"는 전자 빔 용접 조인트의 파괴 인성을 보다 높이기 위해, 강재의 조직의 형성에 크게 영향을 미치는 켄칭성에 착안하여, 필요한 조직의 생성을 확실하게 확보하는 것을 고려한 새로운 지표이다.

[수학식 1]

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 전자 빔 용접 조인트의 모재, 즉 전자 빔 용접 조인트에 사용하는 강재에 있어서의 각 성분의 함유량(질량％)이다. CeEBB값의 단위는 질량％이다.

[수학식 2]

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 전자 빔 용접 조인트의 용접 금속에 있어서의 각 성분의 함유량(질량％)이다. CeEBW값의 단위는 질량％이다.

또한, 이들의 성분 중 어느 하나가 강재에 첨가되어 있지 않은 경우, 그 원소의 함유량에 0을 대입하여 수학식 1 및 수학식 2를 사용하면 된다.

예를 들어, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V이 모두 함유되지 않은 강재의 경우, CeEBB는 상기 식(수학식 1) 대신에, 하기의 식(수학식 1')을, CeEBW는 상기 식(수학식 2) 대신에, 하기의 식(수학식 2')을 사용하면 된다.

[수학식 1']

[수학식 2']

단, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V이 불가피적 불순물로서 함유되어 있는 경우에는, 수학식 1 및 수학식 2에 의해 CeEBB 및 CeEBW를 계산하는 것이 바람직하다.

상기 수학식 1에서 정의하는 CeEBB는 경도와 상관되는 공지의 탄소당량 Ceq(＝C＋1/6Mn＋1/15Cu＋1/15Ni＋1/5Cr＋1/5Mo＋1/5V)를 기초로, Mn이, 전자 빔 용접 시에 증발하여 감소하여, 켄칭성이 저하되는 것을 고려하여 작성된 지표이다. 또한, 인서트 메탈을 개재시켜 형성하는 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 경험적으로 얻어진, Mn의 감소에 기인하는 켄칭성의 저하의 정도에 기초하여, Mn의 계수를 1/4로 하였다.

지표값 CeEBB는, (1) 강재(모재)의 성분을 조정함으로써, Ni 함유박을 사용한 전자 빔 용접 후의 용접 금속에 있어서의 켄칭성을 필요한 범위에서 확보하고, (2) 이 용접 금속에 있어서, 미세한 페라이트의 생성을 촉진하고, 또한, (3) 전자 빔 용접 후의 열영향부에 있어서, 인성을 저하시키는 상부 베이나이트나 고탄소 마르텐사이트 등의 생성을 억제하기 위한 지표이다.

도 4에 전자 빔 용접 조인트에 있어서의 용접 금속(WM) 및 열영향부(HAZ)의 파괴 인성값(δc)과 CeEBB의 관계를 정성적으로 나타낸다. 실선의 곡선은 용접 금속의 파괴 인성값(δcwm)이고, 파선의 곡선은 열영향부의 파괴 인성값(δcha)이다. 2점 쇄선의 곡선은 가상적으로 WM의 경도의 영향을 무시한 경우의 열영향부의 파괴 인성값(HAZ 인성의 예측값)이다. 이와 같은 HAZ 인성의 예측값은 HAZ의 열이력을 모의한 열처리를 실시한 시험편을 사용하여 파괴 인성 시험에 의해 측정할 수 있다.

WM의 파괴 인성값(δcwm)은 인서트 메탈(Ni박 등)을 사용함으로써, 모재와 동등한 정도로 향상된다. 지표값 CeEBB가 커지면, HAZ에서는 고탄소 마르텐사이트의 증가와 HAZ의 경화에 의해 HAZ 인성의 예측값이 저하된다.

또한, 지표값 CeEBB가 커지면 WM이 경화되어, 그 영향을 받고, δcha는 HAZ 인성의 예측값보다도 저하된다. 또한, Ni박 등을 사용하는 경우, CeEBB가 낮아도 인성에는 문제가 없지만, 강도가 저하되므로, CeEBB에 하한값을 정할 필요가 있다.

이와 같이, 지표값 CeEBB에 의해 용접 금속 및 열영향부의 파괴 인성을 종합적으로 평가하는 것이 가능해진다. 지표값 CeEBB를 적정 범위로 정하면, 열영향부의 파괴 인성값을 1점 쇄선으로 나타내는 목표값 이상으로 할 수 있다. 후술하는 피닝 입자나 입자 내 변태를 활용하는 경우에는, 피닝이나 입자 내 변태의 효과에 따라서 δcha가 향상되게 된다.

다음에, 본 발명자들은 강재(모재)의 C량 및 지표값 CeEBB와, 모재, 용접 금속 및 열영향부의 인성의 관계에 대해 검토하였다. 그 결과, 모재의 C량과 CeEBB의 비 "C/CeEBB"의 상한을 제한하는 것이 바람직한 것을 알 수 있었다. 이하에, 비 "C/CeEBB"의 기술적 의의에 대해 설명한다.

비 "C/CeEBB"는 열영향부의 켄칭성이 극단적으로 치우치지 않도록 하기 위한 지표이다. 본 발명에서는, 인서트 메탈을 사용하므로, C/CeEBB의 저하에 의한 용접 금속의 켄칭성의 저하는 Ni에 의해 보충할 수 있다. 도 5에 CeEBB와 열영향부의 파괴 인성값의 관계를 나타낸다.

CeEBB는 켄칭성의 지표이므로, CeEBB가 커지면, 열영향부에서는 고탄소 마르텐사이트의 생성이 촉진되어 파괴 인성값이 저하된다. 한편, 열영향부에서는 C량의 증가에 의해 고탄소 마르텐사이트의 생성이 촉진된다. 그로 인해, 도 5에 도시한 바와 같이, 열영향부의 파괴 인성값을 확보하기 위해서는, C/CeEBB를 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명자들은 Ni을 포함하는 인서트 메탈을 개재시켜 전자 빔 용접한 용접 조인트의 용접 금속의 적정한 성분 조성에 대해서도 검토하였다. 용접 금속에는 Ni을 포함하는 인서트 메탈로부터 Ni이 첨가되므로, 용접 금속에 있어서 인성을 확보하는데 있어서, 적정한 Ni량과 CeEBB를 명확하게 할 필요가 있다.

또한, 본 발명자들은 용접 금속의 파괴 인성률과 열영향부의 파괴 인성값의 밸런스를 개선하는 방법에 대해 검토하여, 이하의 결과를 얻었다. 전자 빔 용접은 입열량이 낮으므로, Ti 함유 산화물 입자가 보다 많이 잔존한다. 이 Ti 함유 산화물 입자는 열영향부에 있어서, 입성장을 억제하는 피닝 입자로서 기능하고, 입성장을 억제하고, 또한 용접 금속에 있어서, 입자 내 변태의 생성 핵으로서 극히 유효하게 기능하여, 입자 내 페라이트의 생성을 촉진한다. 이들 작용의 결과, Ti 함유 산화물 입자가, Ni을 포함하는 인서트 메탈을 개재시켜 형성된 전자 빔 용접 조인트의 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성을 향상시키는 것을 알 수 있었다.

본 발명자들은, 또한, Ti 함유 산화물을 포함하는 강 중 산화물 입자의 사이즈나 개수가, 전자 빔 용접 조인트의 파괴 인성값에 대해 미치는 영향에 대해, 예비 실험을 행하여 검증하였다. 이하에 상세하게 서술하는 바와 같이, 이 예비 실험에서는, 강 중의 전체 산소량이나 주조편의 냉각 속도를 변화시킴으로써, 다른 개수나 사이즈의 산화물 입자를 갖는 복수의 강재를 작성하였다. 이들의 강재를 사용하여 전자 빔 용접 조인트를 제작하여, 파괴 인성값을 검사하였다.

이 예비 시험에 있어서, 산화물 입자의 계측, 파괴 인성값의 계측은 강판의 판 두께 방향 중심부를 대상으로 행하였다. 이 이유는 이하와 같다. 첫번째 이유는, CTOD 시험에서 검증된 바와 같이, 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 역학적으로 가장 구속력이 높고, 파괴의 기점이 되기 쉬운 것은 판 두께 중심부이기 때문이다. 또한, 강판의 판 두께 방향 중심부에서는, 연속 주조에 있어서의 응고 편석(중심 편석)에 의해, 용질 원소가 농화하여 조직이 경화되기 쉽다. 이로 인해, 판 두께 방향 중심부는 판 두께 방향의 표층에 가까운 부분에 비해 야금학적으로 취성 파괴가 발생하기 쉬운 상태로 되어 있는 것이 두번째 이유이다. 또한, 본 발명의 대상인 전자 빔 용접 조인트는 통상의 아크 용접 조인트와는 달리, 융합면이 판 두께 방향에 대략 평행한 평면 형상이므로, 상술한 판 두께 방향의 역학적ㆍ야금적인 영향을 받아, 조대한 산화물 입자가 취성 파괴의 기점이 되기 쉽다. 즉, 전자 빔 용접 조인트의 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성값은 통상의 아크 용접 조인트에 비해, 판 두께 중심부에 존재하는 산화물 입자의 사이즈나 개수에 큰 영향을 받기 쉬운 것이 세번째 이유이다.

후술하는 예비 실험에 의해 산화물 입자의 수와 파괴 인성값의 관계를 조사한 결과, 이하의 지식이 얻어졌다. Ti을 10％ 이상 함유하는 산화물 입자는 그 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상일 때에, 높은 효율로 피닝 작용 및 입자 내 변태 촉진 작용을 나타내고, 결정립의 미립자화에 크게 공헌한다. 한편, 입경이 비교적 큰 산화물(Ti 함유 산화물을 포함하는 전체 산화물)의 입자는 취성 파괴의 기점이 된다. 산화물 입자의 원 상당 직경이 0.5㎛를 초과하면, 취성 파괴의 기점이 되는 경향이 나타나기 시작하고, 특히, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 경우에는, 파괴의 기점이 되는 경향이 특히 높기 때문에, 그 개수를 가능한 한 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 Ti 함유 산화물 입자를 강재에 적당량 함유시키면, 취성 파괴를 발생시키지 않고, 효과적으로 결정립을 미립자로 할 수 있는 것을 알 수 있었다.

이 예비 실험에서는, 강재 내의 산화물 입자 중, (1) 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만이고, Ti을 10％ 이상 포함하는 산화물 입자(이하, 단순히 「미소한 Ti 함유 산화물」이라고 칭하는 경우가 있음), (2) 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 전체 산화물(이하, 단순히, 「조대한 산화물」이라고 칭하는 경우가 있음)의 2클래스에 대해 그 수량을 측정하였다. 그 후, 강재 내의 각 클래스의 산화물 입자의 수량과, 이 강재를 사용한 전자 빔 용접 후의 조인트의 인성값의 관계를 정량적으로 검증하였다.

예비 실험에서는, 소형 실험로를 사용하여, 질량％로, C:0.07％, Si:0.06％, Mn:2.0％, P:0.007％, S:0.002％, Ti:0.009％, Al:0.002％, N:0.006％를 목표로 한 주조편을 제조하였다. 주조편의 제조에 있어서, 각 클래스의 산화물의 개수를 제어하기 위해, 이하의 2개의 공정을 제어하였다. (i) 용탕의 진공 탈가스 처리의 처리 시간을 변화시킴으로써 주조편의 전체 산소량을 조정하였다. (ii) 주조 시에, 주조편을 냉각하기 위한 냉각수량을 조정함으로써, 1300∼1100℃의 온도 영역의 주조편의 냉각 속도를 1∼30℃/min의 범위에서 제어하였다. 이 예비 실험에서 제조된 각 주조편의 성분 조성은 상기의 성분 조성의 목표값과 거의 일치했다. 또한, 제조된 각 주조편의 전체 산소량은 10ppm∼41ppm이었다. 얻어진 주조편을 사용하여, 후술하는 ACC에 의해 판 두께 50㎜의 강판을 제조하였다.

상기 강재의 산화물 입자의 개수의 측정 방법은 후술하는 실시예에서 사용한 방법에 준한다.

또한, 이들의 강재에 대해, 용접 금속의 Ni 농도가 2％로 되도록 개선면에 Ni박을 끼우고, 후술하는 실시예에서 사용한 전자 빔 용접을 실시하여, I 개선의 맞댐 용접 조인트를 제작하였다. 이 용접 방법의 상세는, 후술하는 실시예에 준한다. 이들 용접 조인트의 융합부(FL:Fusion Line) 부분에 노치가 형성된 CTOD 시험편을 작성하여, 시험 온도 0℃에서 CTOD 시험을 실시하였다. 이 결과로 얻어진 HAZ의 파괴 인성값, δ_HAZ가 0.5㎜ 이상인 경우에는, 그 샘플을 합격으로 하고, 이 이외의 경우에는 불합격으로 하였다. 이 예비 실험의 결과를 도 7∼도 9에 나타낸다. 도 7∼도 9에 있어서, CTOD 시험에 합격한 샘플은 중공의 플롯이고, 불합격의 샘플은 빈틈없이 칠해진 플롯으로 나타냈다. 또한, 강 중의 산소량이 0.0035％ 이하인 샘플은 마름모형, 0.0035％ 초과의 샘플은 삼각형의 플롯으로 나타냈다.

도 7은 CTOD 시험의 결과와, 상기 미소한 Ti 함유 산화물 및 상기 조대한 산화물의 개수의 관계를 나타낸다. 도 7상에서, CTOD 시험에 합격한 용접 조인트의 플롯(중공의 마름모형)은 모두, 「본 발명의 범위」로서 나타낸 파선의 사각의 범위 내에 있다. 즉, HAZ의 CTOD값, δ_HAZ가 0.5㎜ 이상이 되는 조건은, (1) 강재의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물(상기 조대한 산화물)이 20개/㎟ 이하이고, 또한, (2) 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물(상기 미소한 Ti 함유 산화물)이 1×10³∼1×10⁵개/㎟인 것이었다.

다음에, 주조편의 1300∼1100℃의 온도 영역에서의 냉각 속도와, 상기 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수량의 상관을 검토하였다. 도 8a에 도시한 바와 같이, 냉각 속도가 상승하면, 판 두께 중심부에 있어서의 미소한 Ti 함유 산화물의 수량이 증가하는 경향이 있었다. 특히, 진공 탈가스 공정에 의해 강 중의 전체 산소량을 0.0035％ 이하로 한 샘플(마름모형의 플롯)에서는, 주조편의 냉각 속도가 9℃/min 이상인 경우에, 냉각 속도에 의존하여 산화물의 수량이 증가하는 경향이 명확해졌다. 이 결과, 상기의 전체 산소량 및 냉각 속도의 범위에 있어서, 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수량을 1×10³∼1×10⁵개/㎟의 범위로 제어할 수 있었다. 도 8a상에서, 이 냉각 속도 범위를 「본 발명의 범위」로 하여 파선과 화살표로 나타낸다. 또한, 상기한 전체 산소량 및 냉각 속도의 범위를 만족시키는 전체 샘플에서, HAZ의 CTOD값, δ_HAZ는 0.5㎜ 이상이었다(마름모형의 중공의 플롯).

다음에, 주조편의 1300∼1100℃의 온도 영역에서의 냉각 속도와, 상기 조대한 산화물 입자의 수량의 상관을 검토하였다. 도 8b에 도시한 바와 같이, 냉각 속도가 상승하면, 판 두께 중심부에 있어서의 조대한 산화물의 수량이 감소하는 경향이 있었다. 특히, 탈가스 처리에 의해 강 중의 전체 산소량을 0.0035％ 이하로 한 샘플(마름모형의 플롯)에서는, 주조편의 냉각 속도가 9℃/min 이상인 경우, 상기 조대한 Ti 함유 산화물의 수량은 20개/㎟ 이하의 범위에 있었다. 도 8b상에서, 이 냉각 속도 범위를 「본 발명의 범위」로 하여 파선과 화살표로 나타낸다.

다음에, 강 중의 전체 산소량과, 상기 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수량의 상관을 검토하였다. 도 9에 도시한 바와 같이, 전체 산소량이 상승하면, 판 두께 중심부에 있어서의 상기 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 수량은 증가하는 경향이 있었다. 전체 산소량이 0.0035％ 초과이면, 주조편의 냉각 속도를 9℃/min 이상으로 해도, 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수량을 1×10⁵개/㎟ 이하로 제어할 수 없는 경우가 있다. 이 경우, 과잉의 산화물 입자가 취성 파괴의 기점이 되어, CTOD 시험값을 악화시키고 있다고 생각된다. 도 9상에서는, 전체 산소량이 0.0035％(35ppm) 이하의 범위를 「본 발명의 범위」로 하여 파선과 화살표로 나타낸다. 이 산소량의 범위 내에서는 주조편의 냉각 속도를 9℃/min 이상으로 한 모든 샘플이 0.5㎜ 이상의 δ_HAZ값을 나타냈다(마름모형의 중공의 플롯).

상기 예비 실험의 결과를 종합하여 발명자들은 이하의 지식을 얻었다. (1) 판 두께 중심부에 존재하는 조대한 산화물 입자를 적게 하고, (2) 입자 내 변태의 변태핵이 되는 미소한 Ti 함유 산화물 입자의 양을 적절하게 제어함으로써, 전자 빔 용접 조인트의 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성을 향상시킬 수 있다. 또한, 산화물 입자의 사이즈나 개수를 제어하기 위해서는, (3) 강재 중의 전체 산소 농도를 적절한 범위로 제어하는 것 및 (4) 강재의 주조 시의 냉각 속도를 적절한 범위로 제어하는 것이 효과적인 것을 알 수 있었다. 또한, 예비 실험에서 얻어진 주조편의 필요 냉각 속도 9℃/min은 강의 용제 및 주조를 행하는 제강 공장의 레이들 정련 설비나 주조 설비의 조건 등(예를 들어, 진공 탈가스의 진공도, 주조 시의 둑의 형상 등)에 의해 변화되는 것이라고 생각된다. 이로 인해, CTOD 시험 결과의 향상을 위해서는, 소정의 성분 범위에서 소정의 산화물의 수가 얻어지면 되고, 반드시 주조 시의 냉각 속도를 9℃/min 이상으로 한정할 필요는 없다.

상기 예비 실험의 결과를 감안하여, 본 발명에서는 모재의 C량, O량, CeEBB, C/CeEBB 및 산화물 입자의 사이즈나 개수를 적정한 범위 내로 제어하고, Al의 함유량을 저감시켜 적당량의 Ti을 첨가한다. 그리고, 이 모재를 사용하여, Ni을 포함하는 인서트 메탈을 개재시켜 전자 빔 용접 조인트를 형성한다. 이 결과, 용접 시에, 미세한 Ti 함유 산화물이 피닝 입자 및 입자 내 변태의 생성 핵으로서 이용되고, 모재의 파괴 인성값에 대한 용접 금속 및 열영향부의 파괴 인성값의 비를 적절한 범위로 하여, 파괴 인성값 δc의 편차를 최대한 억제할 수 있다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강재의 조성은 질량％로, 적어도, C:0.02％∼0.10％, Si:0.03％∼0.30％, Mn:1.5％∼2.5％, Ti:0.005％∼0.015％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0010％∼0.0035％를 함유한다. 또한, 상기 강재의 조성에 포함되는 불가피적 불순물 중, S:0.010％ 이하, P:0.015％ 이하, Al:0.004％ 이하로 제한할 필요가 있다. 또한, 필요에 따라서, Nb:0％∼0.020％, V:0％∼0.030％, Cr:0％∼0.50％, Mo:0％∼0.50％, Cu:0％∼0.25％, Ni:0％∼0.50％ 및 B:0％∼0.0030％를 함유해도 좋다. 상기 강재의 조성의 잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

상기 강재를 사용하여 개선면에 Ni을 포함하는 인서트 메탈을 끼운 상태에서 전자 빔 용접한 경우, 용접 금속에 있어서는, Mn 및 O가 감소하고, Ni이 증가한다. 이 결과, 용접 금속의 조성은 질량％로, 적어도, C:0.02％∼0.10％, Si:0.03％∼0.30％, Mn:1.2％∼2.4％, Ni:1.0％∼2.3％, Ti:0.005％∼0.015％, N:0.0020％∼0.0060％, O:0.0004％∼0.0020％를 함유한다. 또한, 상기 용접 금속의 조성에 포함되는 불가피적 불순물 중, S:0.010％ 이하, P:0.015％ 이하, Al:0.004％ 이하로 제한할 필요가 있다. 또한, 필요에 따라서, Nb:0％∼0.020％, V:0％∼0.030％, Cr:0％∼0.50％, Mo:0％∼0.50％, Cu:0％∼0.25％ 및 B:0％∼0.0030％를 함유해도 좋다. 상기 용접 금속의 조성의 잔량부는 철 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

이하, 각 원소의 첨가 이유 및 첨가량에 대해 설명한다. 또한, ％는 질량％를 의미한다.

C는 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 용접 구조체로서의 강도를 확보하기 위해, 0.02％ 이상 첨가한다. 바람직한 하한은 0.03％이고, 보다 바람직한 하한은 0.04％이다. 한편, C량이 0.10％를 초과하면 켄칭성이 지나치게 증대되어, 인성이 저하되므로, 상한을 0.10％ 이하로 한다. 바람직한 상한은 0.08％ 또는 0.07％이고, 보다 바람직하게는 0.06％이다.

Si는 탈산 원소로, 강판의 강도를 확보하기 위해서도 유효한 원소이다. 그로 인해, 0.03％ 이상 첨가한다. 그러나, Si를 과잉으로 첨가하면, 섬 형상 마르텐사이트가 다량으로 생성되고, 특히, 용접 금속 및 열영향부의 인성이 저하되므로, 상한을 0.30％로 한다. 바람직한 상한은 0.25％ 또는 0.20％이고, 보다 바람직한 상한은 0.15％이다.

Mn은 인성을 확보하고, 또한 켄칭성을 높여 강판의 강도를 확보하는 데 유효한 원소이다. Mn량이 1.5％ 미만에서는 강재의 인성, 강도 및 켄칭성을 충분히 확보할 수 없다. 또한, 전자 빔 용접 시, Mn이 용접 금속으로부터 증발하여, 일부 상실된다. 따라서, 강재의 인성, 강도 및 켄칭성, 또한 용접 금속의 켄칭성을 확보하기 위해, 1.5％ 이상의 Mn을 첨가한다.

Mn량의 바람직한 하한은 1.6％ 또는 1.7％이고, 보다 바람직하게는 1.8％이다. 단, Mn량이 2.5％를 초과하면, 켄칭성이 과대하게 증대되고, 특히 열영향부의 인성이 저하되므로 Mn량의 상한을 2.5％로 한다. 바람직한 상한은 2.4％이고, 보다 바람직한 상한은 2.3％이다.

P은 불가피적 불순물로, 모재(BM), 용접 금속(WM) 및 열영향부(HAZ)의 인성에 악영향을 미친다. 특히, 열영향부(HAZ)의 인성을 확보하기 위해서는, P은 적은 것이 바람직하고, 0.015％ 이하로 제한한다. 바람직한 P량은 0.010％ 이하 또는 0.006％ 이하로 한다. P량의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 제조 비용의 관점으로부터, 0.001％ 미만의 극저P화는 불필요하고, P량은 0.001％ 이상으로 해도 좋다.

S은 불가피적 불순물로, MnS을 형성한다. MnS은 미세한 Ti 함유 산화물 입자를 핵으로서 석출하여, Mn 희박 영역을 형성하고, 입자 내 페라이트의 생성(입자 내 변태)을 촉진한다. 입자 내 변태를 촉진시키기 위해서는, S을 0.0001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 바람직한 S량의 하한은 0.001％이다. 필요에 따라서, S량의 하한을 0.002％로 해도 좋다. 또한, S량의 하한을 한정하지 않고, 하한을 0％로 해도 좋다. 한편, S를 과잉으로 함유하면, 특히 열영향부(HAZ)의 인성이 저하되므로, S량을 0.010％ 이하로 제한한다. 바람직한 S량의 상한은 0.007％ 또는 0.005％이다.

Al은 강력한 탈산 원소로, Ti 함유 산화물 입자의 생성을 방해하므로, 첨가량을 제한한다. 본 발명의 실시 형태에서는, Ti 함유 산화물 입자의 생성을 촉진시키기 위해, Al은 0.004％ 이하로 제한한다. 필요에 따라서, Al량의 상한을 0.003％ 또는 0.0025％로 제한해도 좋다. Al량은 적을수록 바람직하므로, 그 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％로 한다. 그러나, 용강에 Ti을 첨가하기 전의 O량을 저감시키기 위해, Al을 탈산제로서 사용하는 경우, 0.0005％ 이상 또는 0.001％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다.

Ti은 본 발명에 있어서 극히 중요한 원소로, 강의 탈산에 사용한다. 용접 시에, 열영향부(HAZ)에, 입자 내 변태 시에 생성 핵으로서 기능하는 Ti 함유 산화물 입자를 형성시켜 인성을 향상시키기 위해, Ti을 0.005％ 이상 첨가한다. Ti량은 0.007％ 이상이 바람직하지만, 과잉이면, 조대한 TiN이 생성되어, 인성이 열화되므로, 상한을 0.015％로 한다. 바람직한 상한은 0.012％이다.

N은 Ti과 결합하여, 결정립의 조대화를 억제하는 기능을 갖는 TiN을 형성하는 원소이다. 결정립의 조대화 억제를 위해, N을 0.0020％ 이상 첨가한다. 바람직한 N량의 하한은 0.0030％이다. 한편, N량이 과잉이면, 특히, 열영향부의 인성에 악영향을 미치므로, N량의 상한을 0.0060％로 한다. N량의 바람직한 상한은 0.0050％이다.

O는 Ti과 결합하여, 입자 내 변태 시의 생성 핵으로서 기능하는 Ti 함유 산화물 입자를 형성하여, 특히 열영향부(HAZ)의 인성을 향상시키는 효과를 갖는다. O량이 지나치게 적으면, 상기 첨가 효과가 충분히 얻어지지 않으므로, 하한을 0.0010％로 한다. 전자 빔 용접 조인트의 용접 금속의 O량은 모재의 O량보다도 적어지므로, 모재의 O량의 하한은 0.0015％가 바람직하고, 더욱 바람직하게는 0.0020％이다. 한편, O가 과잉이면, 과잉으로 산화물이 생성되어 취성 파괴의 기점이 되는 등, 모재 및 열영향부의 인성에 악영향을 미친다. 이로 인해, 강재의 O량의 상한을 0.0035％로 한다. 조성이나 제조 공정 등의 조건으로 강재에 과잉의 산화물이 생성되기 쉬운 경우, O량의 상한을 0.0032％, 0.0029％, 또는 0.0025％로 해도 좋다.

또한, 본 발명의 실시 형태에 따라서 일반적인 조건으로 전자 빔 용접을 행하면, 그 과정에 있어서, 용접 금속에서는 강재의 O량 중, 약 절반 정도가 상실되는 경우가 많다. 따라서, 강재의 O량이 0.0035％ 이하일 때, 용접 후의 조인트에 있어서, 용접 금속 중의 O량은 약 0.0020％ 이하로 되는 경우가 많다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강판에서는 Mg 또는 Ca를 첨가할 필요는 없고, 불가피적 불순물 중, Mg량, Ca량을 각각 0.0002％ 이하로 제한해도 좋다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강재는 Nb 및/또는 V를, 이하의 이유로, 일정한 한도 내에서 더 함유해도 좋다.

Nb은 모재의 켄칭성을 향상시켜, 강도를 높이는 데 유효한 원소로, 첨가는 필수는 아니지만, 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, Nb을 0.001％ 이상, 바람직하게는 0.003％ 이상 첨가한다. 단, 과잉으로 첨가하면, 특히 열영향부(HAZ)의 인성이 저하되므로, Nb량의 상한을 0.020％로 한다. 바람직한 상한은 0.012％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.010％이다. Nb의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, Nb량이 0％여도 좋다.

V은 소량의 첨가로, 켄칭성 및 템퍼링 연화 저항을 높이는 작용을 이루는 원소이고, 첨가는 필수는 아니지만, 필요에 따라서 첨가해도 좋다. 첨가 효과를 얻기 위해서는, V를 0.005％ 이상, 바람직하게는 0.010％ 이상 첨가한다. 단, 과잉으로 첨가하면, 특히 열영향부(HAZ)의 인성이 저하되므로, V량의 상한을 0.030％로 한다. 바람직한 상한은 0.025％이고, 보다 바람직하게는 0.020％이다. V의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, V량이 0％여도 좋다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강재는 필요에 따라서 Cr, Mo, Cu, Ni 및 B의 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다. 이들 원소의 첨가는 필수는 아니지만, 첨가하면 인성 및 강도의 향상에 유효하다. 이 효과를 얻기 위해서는, Cr, Mo, Cu, Ni의 1종 또는 2종 이상을 각각 0.05％ 이상 첨가한다.

B는 소량 첨가로 켄칭성을 크게 향상시키는 원소이므로, 냉각 속도를 확보하는 것이 곤란한 경우 등 필요에 따라서, 0.0030％를 상한으로 첨가해도 좋다. 켄칭성 향상 효과를 얻기 위해서는, B를 0.0002％ 이상 첨가한다.

그러나, Cr, Mo, Cu 및 Ni는 고가이므로, 경제적 관점으로부터, Cr:0.50％ 이하, Mo:0.50％ 이하, Cu:0.25％ 이하, Ni:0.50％ 이하의 첨가량으로 한다. 특히, Mn량을 높인 본 발명의 강재에서는, 이들의 원소를 과잉으로 첨가하면, 켄칭성이 지나치게 높아져, 인성의 밸런스를 손상시키는 일이 있다. 따라서, 바람직하게는, Cr, Mo, Cu 및/또는 Ni의 합계량을 0.70％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 이 합계량을 0.50％ 이하로 한다. 필요에 따라서, 이 합계량을 0.40％, 0.30％ 또는 0.20％로 제한해도 좋다. B 첨가에 의한 강재의 균열 등을 회피하기 위해, B량의 상한을 0.0020％, 0.0017％ 또는 0.0014％로 제한해도 좋다. Cr, Mo, Cu, Ni 및 B의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, 각각의 첨가량이 0％여도 좋다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강재에 있어서는, 전자 빔 용접한 경우, 용접 금속의 Mn량 및 O량은 모재보다도 적어진다. 이는, 전자 빔 용접을 진공 중에서 행할 때에, 용접 금속에서는, Mn의 일부가 증발하고, 산화물이 용접 금속으로부터 부상하여 배출되기 때문이다. 따라서, 용접 금속의 Mn량 및 O량을 각각 질량％로, Mn:1.2∼2.4％, O:0.0004∼0.0020％로 한다. 용접 금속의 Mn량의 하한은 1.4％ 또는 1.6％여도 좋고, 상한은 2.0％ 또는 1.8％여도 좋다. 용접 금속의 O량의 하한은 0.0010％ 또는 0.0014％여도 좋고, 상한은 0.0019％ 또는 0.0018％여도 좋다.

본 발명의 강재에 있어서, 전자 빔 용접 조인트를 형성할 때, 용접 금속의 인성을 높이기 위해, 피용접부(개선 맞댐부)의 개선면에, Ni을 포함하는 인서트 메탈을 끼우고, 용접 금속에 Ni을 첨가한다. 용접 금속의 인성을 현저하게 높이고, 바람직하게는 용접 금속의 파괴 인성값을 모재의 0.8배 이상으로 하기 위해서는, 용접 금속의 Ni량을 1.0％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 용접 금속의 Ni량의 하한은 1.3％ 또는 1.6％여도 좋다.

한편, Ni량이 과잉으로 되면, 용접 금속의 경도가 상승하여, 열영향부의 파괴 인성에 악영향을 미친다. 특히, 열영향부의 인성을 확보하기 위해, Ni량의 상한을 2.3％ 이하로 한다. 또한, 용접 금속의 Ni이 과잉이면, 고탄소 마르텐사이트가 생성되기 쉬워지고, 용접 금속의 경도가 상승하여, 파괴 인성이 저하되는 일이 있다. 용접 금속의 Ni량의 상한은 2.2％ 또는 2.0％여도 좋다.

피닝 효과에 의해 용접 금속의 인성을 높이기 위해 첨가하는 Ti량이 적은 경우, 용접 금속의 Ni량을 증가하는 것이 바람직하다. 인서트 메탈로서는, Ni 합금, 또는 순Ni을 사용할 수 있지만, 순Ni을 사용하면 간편하다.

본 발명의 실시 형태에 관한 전자 빔 용접 조인트에 있어서는, 강재(모재)의 조성을 하기 수학식 1에 대입하여 지표값 CeEBB를 구하고, 그 지표값 CeEBB를 0.42％∼0.65％로 한다. 본 발명의 실시 형태에 관한 강재에 있어서는, 이 강재의 조성을 동일한 수학식 1에 대입하여 구해지는 지표값을 CeEBB로 하고, 이 지표값 CeEBB를 0.42％∼0.65％로 한다. 또한, ％는 질량％를 의미한다.

[수학식 1]

여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 강재 성분의 함유량(질량％)이다. CeEBB값의 단위는 질량％이다.

전자 빔 용접부 켄칭성 지표 CeEBB를 구하기 위한 수학식 1은 피용접부의 개선면에 Ni을 포함하는 인서트 메탈을 끼움으로써 형성된 전자 빔 용접 조인트의 용접 금속에 있어서, Ni량을 1.0∼2.3％로 하는 것을 고려하여 작성되어 있다.

모재의 전자 빔 용접 켄칭성 지표값 CeEBB의 하한은 모재의 강도를 확보하기 위해 0.42％로 한다. CeEBB는, 바람직하게는 0.45％ 이상, 보다 바람직하게는 0.48％ 이상으로 한다. 한편, CeEBB가 0.65％를 초과하면, 열영향부의 파괴 인성이 불충분해지므로, 상한을 0.65％로 한다. 바람직한 상한은 0.60％이고, 보다 바람직하게는 0.58％이다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강재의, 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물(조대한 산화물)의 수는 20개/㎟ 이하로 한다. 또한, 마찬가지로 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물(미소한 Ti 함유 산화물)의 수는 1×10³∼1×10⁵개/㎟로 한다. 상기 조대한 산화물의 수가 20개/㎟ 초과이면, 이 산화물이 파괴의 기점이 되어, 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성이 불충분해진다. 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수가 1×10³ 미만이면, Ti 함유 산화물에 의한 피닝 작용이나 입자 내 변태 촉진 작용이 불충분해져, 열영향부 및 용접 금속의 인성에 악영향을 미친다. 상기 미소한 Ti 함유 산화물의 수가 1×10⁵ 초과이면, 과잉의 Ti 함유 산화물 입자가 파괴의 기점이 되는 경향이 높아져, 열영향부 및 용접 금속의 파괴 인성이 불충분해진다.

또한, 상기 조대한 산화물수의 측정 방법으로서는, 예를 들어 강재의 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 사용하여, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)에 의한 측정을 행한다.

또한, 상기 미소한 Ti 함유 산화물수의 측정 방법으로서는, 예를 들어 강재의 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 사용하여 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscope)에 의한 측정을 행한다. 또한, 추출 레플리카막을 작성하여 TEM으로 관찰하고, EDX법(Energy Dispersive X-ray Spectrometry)으로 측정되는 Ti의 중량비가 10％ 이상인 입자에 대해, Ti을 10％ 이상 함유하는 산화물이라고 판정한다.

모재의 전자 빔 용접 켄칭성 지표값 CeEBB에 대한 모재의 C량의 비(C/CeEBB)는 용접 금속의 켄칭성과, 열영향부 및 모재의 켄칭성의 밸런스를 표시하는 지표이다. C/CeEBB는 0.15 이하의 값을 취하는 것이 바람직하다. C량이 Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및/또는 V의 양에 비해 과잉으로 되고, C/CeEBB가 0.15를 초과하면, 열영향부의 파괴 인성이 저하되는 일이 있다. 보다 바람직한 C/CeEBB의 상한은 0.13이고, 더욱 바람직하게는 0.11이다.

한편, Ni을 포함하는 인서트 메탈을 용접부의 개선면에 끼워 전자 빔 용접을 행하는 경우, 모재의 C/CeEBB의 저하에 의한 용접 금속의 켄칭성의 저하는 Ni로 보충할 수 있다. 따라서, C/CeEBB의 하한은 규정하지 않지만, C량이 하한의 값을 취하고, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 양이 상한의 값을 취하는 경우가, 실질적으로 C/CeEBB의 하한이 되고, 본 발명에서는 0.02이다.

또한, C량을 증가시키고, Cu, Ni, Cr, Mo 및/또는 V의 양을 저감시키면, 합금 비용을 삭감할 수 있으므로, C/CeEBB의 하한은, 보다 바람직하게는 0.04 이상, 더욱 바람직하게는 0.06 이상으로 한다.

용접부의 개선면에 Ni을 포함하는 인서트 메탈을 끼움으로써 형성된 전자 빔 용접 조인트에 있어서, 전술한 수학식 2에서 구해지는 용접 금속의 켄칭성 지표값 CeEBW는 0.56％∼0.73％로 한다. 용접 금속의 CeEBW는 용접 금속의 켄칭성을 확보하기 위해 0.56％ 이상으로 한다. 용접 금속의 CeEBW의 하한은, 보다 바람직하게는 0.60％로 한다. 한편, 용접 금속의 CeEBW가 0.73％를 초과하면, 용접 금속이 경화되어, 용접 조인트의 파괴 인성이 불충분해진다. 용접 금속의 CeEBW의 상한은, 보다 바람직하게는 0.70％이다.

본 발명의 실시 형태에 관한 강재를 사용하여 전자 빔 용접으로 형성한 용접 조인트에 있어서, 용접 금속의 CTOD값:δ_WM, 열영향부의 CTOD값:δ_HAZ 및 강재의 CTOD값:δ_BM이, 하기 수학식 3과 수학식 4를 만족시키는 것이 바람직하다.

[수학식 3]

[수학식 4]

단, δ_WM, δ_HAZ 및 δ_BM은 0℃에서 3점 굽힘 CTOD 시험을 6회 행하였을 때의 CTOD값의 최저값이다. CTOD값이 1.0㎜ 이상으로 된 경우에는 연성 파괴한 것으로 간주하여, CTOD값을 1.0㎜로 하여 상기 계산을 행한다.

δ_BM/δ_WM이 0.8 미만 및/또는 δ_HAZ/δ_WM이 0.5 미만이면, δ_BM, δ_WM 및 δ_HAZ의 밸런스가 극단적으로 나빠져, 용접부의 파괴 인성이 크게 저하된다. 이로 인해, δ_BM/δ_WM의 하한은 0.8로 하고, δ_HAZ/δ_WM의 하한은 0.5로 한다. δ_HAZ/δ_WM의 바람직한 하한은 0.6, 보다 바람직하게는 0.7, 더욱 바람직하게는 0.8로 한다. δ_BM/δ_WM의 상한은 δ_WM이 δ_BM의 0.8배 이상인 것이 바람직하므로, 1.25 이하로 한다.

δ_WM은 δ_BM과 대략 동등한 것이 보다 바람직하고, δ_BM/δ_WM의 바람직한 상한은 1.1이다. 마찬가지로, δ_HAZ는 δ_WM과 대략 동등한 것이 바람직하고, δ_HAZ/δ_WM의 상한을 1.1 이하로 한다. 미세한 Ti 함유 산화물 입자를 이용하는 입자 내 변태는 HAZ의 조직의 미세화에 극히 유효하고, 본 발명의 강재를 전자 빔 용접하면, 용접 조인트의 HAZ의 파괴 인성을 현저하게 높일 수 있다.

즉, 본 발명의 실시 형태에 관한 강재에 따르면, 전자 빔 용접 후의 용접 조인트에 있어서의 용접 금속 및 열영향부의 파괴 인성은 모재의 파괴 인성에 비교하여 열화가 현저하게 억제되어, 각 부의 파괴 인성이 적절하게 밸런스된 용접 조인트를 얻을 수 있다.

전자 빔 용접은 간이한 설비로 달성할 수 있는 저진공도, 예를 들어 10㎩ 이하의 감압 하에서 행할 수 있다. 진공도의 하한은 설비의 능력에도 의하지만, 10^-2㎩가 바람직하다. 용접 조건은 가속 전압 130∼180V, 빔 전류 100∼130㎃, 용접 속도 100∼250㎜/분의 범위 내에서, 장치의 성능이나 강재의 두께에 따라서 결정한다. 예를 들어, 두께 80㎜의 경우, 가속 전압 175V, 빔 전류 120㎃ 및 용접 속도 125㎜/분 정도가 추장된다.

전자 빔 용접을 행할 때, 피용접부의 개선면 사이에 Ni을 포함하는 인서트 메탈을 끼운다. Ni을 포함하는 인서트 메탈로서는, Ni기 합금박, Ni-Fe 합금박, 순Ni박을 사용할 수 있다. Ni박을 사용하면, 강재의 Ni량과 목표로 하는 용접 금속 중의 Ni량 및 강재의 치수와 용접 금속의 폭으로부터, 목표의 Ni량으로 하는 데 필요한, 인서트 메탈의 두께를 간편하게 계산할 수 있다. 순Ni박은 필요한 두께의 박을 준비해도 되지만, 얇은 박을 필요한 두께로 되도록, 복수매 겹쳐도 좋다. 예를 들어, Ni량이 0％인 강재(모재)를 사용하여, Ni량이 2％인 용접 금속이 되는 용접 조인트로 하고 싶은 경우, 우선은 예비 실험 등에서 전자 빔 용접 후의 용접 금속의 폭을 조사한다. 그 결과, 용접 금속의 폭이 4.0㎜로 판명된 경우, 두께0.08㎜의 Ni박을 끼워서 전자 빔 용접을 행하면, Ni량이 약 2％인 용접 금속의 전자 빔 용접 조인트가 얻어진다.

다음에, 본 발명의 강재의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명에 관한 방법에서는, 슬래브(강편) 등의 강재를 주조하는 주조 공정에 있어서, 예를 들어 9℃/min 이상의 속도로 냉각함으로써, 상기 조대한 산화물의 수량을 20개/㎟ 이하로 제한할 수 있다. 동시에, 상기 미소한 Ti 함유 산화물을 1×10³ 이상 확보할 수 있다.

강재(강편)의 제조 방법은, 공업적으로는 연속 주조법이 바람직하다. 연속 주조법에 따르면, 주조 후의 냉각 속도를 높여, 생성되는 산화물과 Ti 질화물을 미세화할 수 있다. 이로 인해, 인성 향상의 점으로부터, 연속 주조법이 바람직하다.

연속 주조에 있어서, 주조편의 냉각 속도를 9℃/min 이상으로 높이는 구체적인 수단으로서는, 연속 주조기 내의 냉각대의 고압화 및 고수량화, 주형 두께의 두께 감소화, 주조편 미응고층의 압하에 의한 슬래브 두께 감소 등을 들 수 있다. 이들의 수단을 사용한 경우, 주조편의 냉각 속도의 상한은 일반적으로는 30℃/min 정도가 된다.

일반적으로, 고Mn 강은 탄소 강이나 저합금 강에 비교하여 열간 가공성이 떨어지므로, 적정한 조건으로 가공 열처리를 실시할 필요가 있다. 본 발명에 관한 방법에서는, 주조된 상기 성분 조성의 강재(강편)를 950∼1150℃로 가열한다. 가열 온도가 950℃ 미만이면, 열간 압연 시의 변형 저항이 커져 생산성이 저하된다. 한편, 1150℃를 초과하여 가열하면, 강재(강편)의 Ti 질화물이 조대화되어, 강재(모재)나 열영향부의 인성이 저하되는 일이 있다.

강재(강편)를 950∼1150℃로 가열한 후, 필요한 강재의 강도나 인성을 얻기 위해, 가공 열처리(TMCP:Thermo-Mechanical Controlled Processing)를 실시한다. 가공 열처리는 강재의 강도 및 인성을 높이기 위해 유효하고, 예를 들어, (1) 제어 압연(CR:Controlled Rolling), (2) 제어 압연-가속 냉각(ACC:Accelerated Cooling), (3) 압연 후 직접 켄칭-템퍼링 처리(DQT:Direct Quenching and Tempering) 등의 방법이 있다. 본 발명에서는 파괴 인성의 향상의 점에서, (2) 제어 압연-가속 냉각 및 (3) 압연 후 직접 켄칭-템퍼링 처리가 바람직하다.

미재결정 온도 영역(약 900℃ 이하)에서 행하는 제어 압연은 강재의 조직을 미세화하여, 강도 및 인성의 향상에 유효하다. 본 발명에서는 가공 페라이트의 생성을 방지하기 위해, 제어 압연을 Ar₃ 변태점 이상의 온도에서 종료하는 것이 바람직하다.

특히, 제어 압연을 행하는 경우, 계속해서, 가속 냉각을 행하면, 베이나이트나 마르텐사이트 등의 경질상이 생성되어, 강도가 향상된다. 강도 및 인성을 확보하기 위해서는, 가속 냉각의 정지 온도는 400∼600℃가 바람직하다. 압연 후의 직접 켄칭은 제어 압연의 온도 영역보다 고온의 온도 영역에서 열간 압연을 행한 후, 수냉 등에 의해 켄칭하는 방법이다. 이 방법에 따르면, 통상, 강도가 상승하므로, 템퍼링을 행하여 인성을 확보한다. 템퍼링 온도는 400∼650℃가 바람직하다.

(실시예)

다음에, 본 발명의 실시예에 대해 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이고, 본 발명은 이 일 조건예로 한정되는 것은 아니다. 본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2에 나타내는 성분 조성의 강재를 사용하여, 표 3 및 표 4에 나타내는 조건에 의해, 강재를 제조하였다. 강재로부터 시험편을 채취하고, 인장 시험 및 CTOD 시험을 행하여, 모재의 인장 강도 및 파괴 인성값을 측정하였다. 모재의 강도는 판 두께 1/2부로부터 압연 방향을 길이 방향으로 하여 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 기초하여 측정하였다.

강재에 전자 빔 용접을 실시하여, I 개선의 맞댐 용접 조인트를 제작하였다. 전자 빔 용접은 RPEBW법을 채용하여, 순Ni박을 인서트 메탈로서 사용하고, 1mbar 정도의 진공 하에서, 전압 175V, 전류 120㎃, 용접 속도 125㎜/분 정도의 조건으로 행하였다. 용접 비드 폭은 3.0∼5.5㎜이다. 용접 금속으로부터 시료를 채취하여, 성분 조성을 분석하였다. 결과를 표 5 및 표 6에 나타낸다.

또한, 용접 조인트로부터, (a) 판 두께 60㎜ 미만의 경우에는, t(판 두께)×2t의 치수의 시험편, (b) 판 두께 60㎜ 이상의 경우에는, t(판 두께)×t의 치수의 시험편을 각 6개 채취하였다. 시험편에, 노치로서, 50％ 피로 균열을 용접 금속(WM)의 중앙, 융합부(FL) 및 모재(BM)의 각 위치에 도입하였다. 노치를 도입한 시험편을 도 6에 도시한다.

시험 온도 0℃에서 CTOD 시험을 실시하여, 파괴 인성값 δc를 구하였다. CTOD값이 1.0 이상으로 된 경우에는 연성 파괴한 것으로 간주하여, CTOD값을 1.0으로 하여 상기 계산을 행하였다. 각 노치 위치에서 6개의 최저값을 각각, 파괴 인성값 δ_WM, δ_HAZ, δ_BM으로 하였다. 또한, 전자 빔 용접 조인트에서는, 열영향부의 폭이 좁으므로, 용접 금속에 노치를 도입한 시험편을 사용하여, 열영향부의 CTOD값 δ_HAZ를 측정하였다.

표 7 및 표 8에, 용접 조인트의 용접 금속(WM)의 CTOD값 δ_WM, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ, 모재(BM)의 CTOD값 δ_BM에 기초하는 δ_BM/δ_WM과 δ_HAZ/δ_WM을 나타냈다.

강재의 산화물 입자의 개수는 이하의 방법으로 측정하였다. 판 두께 방향의 중앙부의 단면 시료를 각 강재로부터 제작하여, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물(조대한 산화물)에 대해서는, FE-SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)을 사용하여 관찰하여, 그 입자 사이즈와 개수를 측정하였다. 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물(미소한 Ti 함유 산화물)에 대해서는, 마찬가지로 판 두께 방향의 중앙으로부터 시료를 채취하여, SPEED법(Selective Potentiostatic Etchingby Electrolyic Dissolution)으로 전해 연마한 시료로부터, 추출 레플리카막을 작성하여 10000∼1000000배의 FE-TEM(Field Emission Transmission Electron Microscope)으로 관찰하였다. EDX법(Energy Dispersive X-ray Spectrometry)에 의해, 특성 X선으로부터 구해진 Ti의 중량비가 10％ 이상인 산화물을 Ti 함유 산화물이라고 판정하였다. 이들의 결과로부터, Ti 함유 산화물의 사이즈와 개수를 측정하였다. 각 시료의 판 두께 중심부에 있어서 20시야 이상의 관찰을 행하여, 단위 면적당의 산화물 입자(상기 미소한 Ti 함유 산화물 및 상기 조대한 산화물)의 개수의 평균값을 계산하였다.

공란은 합금 원소를 의도적으로는 첨가하지 않는 것을 의미한다.

밑줄은 본 발명의 범위 외 또는 바람직한 범위 외인 것을 의미한다. 공란은 합금 원소를 의도적으로는 첨가하지 않는 것을 의미한다.

이하의 표 3, 표 4에 있어서, 가공 열처리란의 범례는 이하와 같다.

CR:제어 압연(강도ㆍ인성에 최적인 온도에서의 압연)

ACC:가속 냉각(제어 압연 후에 400∼600℃의 온도 영역까지 수냉)

DQT:압연 직후에 켄칭-템퍼링 처리

인성값(CTOD값)이 1.0㎜ 이상으로 된 경우에는, 강재가 연성 파괴된 것으로 간주하여, 인성값을 1.0㎜로 하여 계산을 행하였다.

밑줄은 비교예에 관한 강재, 또는 수치가 바람직한 범위 외인 것을 의미한다.

밑줄은 비교예에 관한 강재, 또는 수치가 본 발명의 범위 외, 또는 바람직한 범위 외인 것을 의미한다.

δc의 목표값은 0.5㎜ 이상으로 하고, 0.5㎜ 이상을 합격으로 판정하였다.

밑줄은 비교예에 관한 강재, 또는 수치가 바람직한 범위 외인 것을 의미한다.

표 1, 표 5 및 표 7에 나타낸 바와 같이, 발명예의 조인트 No.1∼31은 모재 및 용접 금속의 성분, 산화물의 개수, CeEBB 및 C/CeEBB가, 모두 본 발명의 범위 내에 있는 것이고, 모재, 용접 금속 및 열영향부의 파괴 인성값 δc의 비, δ_BM/δ_WM 및 δ_HAZ/δ_WM이 충분한 값을 나타내고 있다.

표 2, 표 6 및 표 8에는 비교예의 조인트 No.32∼53에 관한 결과를 나타낸다. 조인트 No.32(비교예)는 C량이 적고, Mn량이 많기 때문에, CeEBB가 높아져, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 저하되어, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

조인트 No.33(비교예)은 C량이 많기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 저하되어, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다. 조인트 No.35(비교예)는 강재의 Mn량이 적고, CeEBB가 낮기 때문에, 모재의 강도가 낮고, 용접 금속(WM)의 CTOD값(δ_WM)이 저하되어, δ_BM/δ_WM이 크게 되어 있다.

조인트 No.34(비교예)는 Si량이 많고, 열영향부(HAZ)에 취화상이 생성되어, HAZ의 CTOD값 δ_HAZ이 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다. 조인트 No.36(비교예)은 강재의 Mn량이 많고, CeEBB가 높기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아져, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

조인트 No.37 및 38(비교예)은 각각 P량, S량이 많기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다. 조인트 No.39 및 40(비교예)은 각각 Nb량, V량이 많기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

조인트 No.41(비교예)은 Ti량이 적고, 조인트 No.43(비교예)은 Al량이 많고, 조인트 No.45(비교예)는 O량이 적기 때문에, Ti 함유 산화물의 생성이 불충분해져, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

조인트 No.42(비교예)는 Ti량이 많고, 조인트 No.44(비교예)는 N량이 많고, 조인트 No.46(비교예)은 O량이 많고, 파괴의 기점이 되는 조대한 산화물이나 질화물이 증가하였기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

조인트 No.47(비교예)은 강재의 CeEBB가 낮아, 모재의 강도가 저하되어 있다. 조인트 No.48(비교예)은 강재의 CeEBB가 높기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 저하되어, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다. 조인트 No.49(비교예)는 강재의 C/CeEBB가 높기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

조인트 No.50(비교예)은 용접 금속(WM)에 첨가하는 Ni량이 적고, 조인트 No.52(비교예)는 용접 금속(WM)의 CeEBW가 낮기 때문에, 용접 금속(WM)의 CTOD값 δ_WM이 낮아, δ_BM/δ_WM이 크게 되어 있다.

조인트 No.51(비교예)은 용접 금속(WM)에 첨가하는 Ni량이 많고, 조인트 No.53(비교예)은 용접 금속(WM)의 CeEBW가 높기 때문에, 열영향부(HAZ)의 CTOD값 δ_HAZ가 낮아, δ_HAZ/δ_WM이 불충분하다.

본 발명에 따르면, 항복 강도 355㎫급의 강재의 전자 빔 용접 조인트의 용접 금속 및 열영향부에 있어서, 모재의 파괴 인성에 비교하여, 파괴 인성의 열화가 적다. 이로 인해, 각 부의 파괴 인성이 적절하게 밸런스된 전자 빔 용접 조인트와, 이와 같은 용접 조인트를 형성할 수 있어, 해상 풍력 발전용 철탑의 기초 부분의 건설에 적합한 강재를 저렴하게 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명은 대형 강 구조물 건설 산업에 있어서 이용 가능성이 높은 것이다.

Claims (8)

1. 강재가 전자 빔으로 용접되어, 용접 금속이 형성된 전자 빔 용접 조인트이며, 상기 강재의 조성이 질량％로,
   C:0.02％∼0.10％,
   Si:0.03％∼0.30％,
   Mn:1.5％∼2.5％,
   Ti:0.005％∼0.015％,
   N:0.0020％∼0.0060％,
   O:0.0010％∼0.0035％,
   Nb:0％∼0.020％,
   V:0％∼0.030％,
   Cr:0％∼0.50％,
   Mo:0％∼0.50％,
   Cu:0％∼0.25％,
   Ni:0％∼0.50％ 및,
   B:0％∼0.0030％를 함유하고,
   S:0.010％ 이하로 제한하고,
   P:0.015％ 이하로 제한하고,
   Al:0.004％ 이하로 제한하고,
   잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   상기 강재의 조성을 하기의 수학식 1에 대입하여 구해지는 지표값 CeEBB가 0.42％∼0.65％이며,
   상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물의 수가 20개/㎟ 이하이고,
   상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³∼1×10⁵개/㎟이고,
   상기 용접 금속의 조성이 질량％로,
   C:0.02％∼0.10％,
   Si:0.03％∼0.30％,
   Mn:1.2％∼2.4％,
   Ni:1.0％∼2.3％,
   Ti:0.005％∼0.015％,
   N:0.0020％∼0.0060％,
   O:0.0004％∼0.0020％,
   Nb:0％∼0.020％,
   V:0％∼0.030％,
   Cr:0％∼0.50％,
   Mo:0％∼0.50％,
   Cu:0％∼0.25％ 및,
   B:0％∼0.0030％를 함유하고,
   S:0.010％ 이하로 제한하고,
   P:0.015％ 이하로 제한하고,
   Al:0.004％ 이하로 제한하고,
   잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   상기 용접 금속의 조성을 하기의 수학식 2에 대입하여 구해지는 지표값 CeEBW가 0.56％∼0.73％인 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접 조인트.
   [수학식 1]
   

   

   
   여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 상기 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％이고,
   [수학식 2]
   

   

   
   여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 상기 용접 금속의 조성 중의 각 원소의 질량％이다.
2. 제1항에 있어서, 상기 지표값 CeEBB에 대한 질량％로 나타낸 상기 강재의 C량의 비인 C/CeEBB가 0.02∼0.15인 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접 조인트.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강재의 두께가 45∼150㎜인 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접 조인트.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 용접 금속의 CTOD값을 δ_WM, 용접 열영향부의 CTOD값을 δ_HAZ 및 상기 강재의 CTOD값을 δ_BM으로 정의하면,
   0.8≤δ_BM/δ_WM≤1.25 및 0.5≤δ_HAZ/δ_WM≤1.1
   을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접 조인트.
5. 전자 빔 용접용 강재이며, 상기 강재의 조성이 질량％로,
   C:0.02％∼0.10％,
   Si:0.03％∼0.30％,
   Mn:1.5％∼2.5％,
   Ti:0.005％∼0.015％,
   N:0.0020％∼0.0060％,
   O:0.0010％∼0.0035％,
   Nb:0％∼0.020％,
   V:0％∼0.030％,
   Cr:0％∼0.50％,
   Mo:0％∼0.50％,
   Cu:0％∼0.25％,
   Ni:0％∼0.50％ 및,
   B:0％∼0.0030％를 함유하고,
   S:0.010％ 이하로 제한하고,
   P:0.015％ 이하로 제한하고,
   Al:0.004％ 이하로 제한하고,
   잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
   상기 강재의 조성을 하기의 수학식 1에 대입하여 구해지는 지표값 CeEBB가 0.42％∼0.65％이며,
   상기 강재의 판 두께 방향을 따른 단면의 판 두께 중심부에 있어서, 원 상당 직경이 1.0㎛ 이상인 산화물의 수가 20개/㎟ 이하이고,
   상기 판 두께 중심부에 있어서, Ti을 10％ 이상 함유하는 원 상당 직경이 0.05㎛ 이상 0.5㎛ 미만인 산화물의 수가 1×10³∼1×10⁵개/㎟인 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접용 강재.
   [수학식 1]
   

   

   
   여기서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V은 각각 상기 강재의 조성 중의 각 원소의 질량％이다.
6. 제5항에 있어서, 상기 CeEBB에 대한 질량％로 나타낸 상기 강재의 C량의 비인 C/CeEBB가 0.02∼0.15인 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접용 강재.
7. 제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 강재의 두께가 45∼150㎜인 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접용 강재.
8. 제5항 또는 제6항에 기재된 전자 빔 용접용 강재의 제조 방법이며,
   상기 강재를 주조할 때, 상기 강재를, 1300∼1100℃의 온도 영역에서의 냉각 속도가 9℃/min 이상이 되도록 냉각하는 공정과,
   상기 주조 공정 후, 상기 강재를 950∼1150℃로 가열하고, 그 후, 가공 열처리를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 전자 빔 용접용 강재의 제조 방법.

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