KR20130127189A

KR20130127189A - 저온 충격인성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부

Info

Publication number: KR20130127189A
Application number: KR1020120050935A
Authority: KR
Inventors: 정홍철
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-05-14
Filing date: 2012-05-14
Publication date: 2013-11-22

Abstract

본 발명은 높은 강도를 갖는 동시에 -20℃ 이하의 저온 환경에서도 우수한 충격인성을 확보할 수 있으며, 동시에 고내후성 특성을 갖는 플럭스 코어드 아크 용접금속부를 제공하고자 하는 것으로서, 이를 위해 중량%로 C: 0.01~0.1%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ni: 1.5~3.5%, Cu: 0.2~1.0%, Cr: 0.1~0.6%, Mo: 0.3~1.0%, Ti: 0.01~0.1%, B: 0.001~0.01%, Al: 0.001~0.01%, N: 0.003~0.007%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.03~0.07%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 조성은 0.9≤Ti/O≤1.3, 7≤Ti/N≤15, 15≤O/B≤24, 1.0≤(Ti+4B)/O≤1.6, 9≤(3Ni+2Mn+Mo)≤14, 4.5≤(1.5Ni+3Cu+Cr)≤7을 만족하는 것을 특징으로 하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부를 제공한다.

Description

저온 충격인성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부 {HIGH STRENGTH AND WEATHER RESISTANCE FLUX CORED ARC WELD METAL JOINT HAVING EXCELLENT ULTRA-LOW TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS}

본 발명은 교량, 건축, 선박, 해양구조물, 강관, 라이파이프 등의 고강도 용접구조물에 사용되는 플러스 코어드 아크 용접(Flux Cored Arc Weld; FCAW)시 형성되는 고강도 내후성 용접금속부에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 충격인성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부에 관한 것이다.

최근, 지가의 상승 등으로 인한 초고층 빌딩 및 섬과 내륙을 연결하거나, 겨울철 기온이 크게 저하하는 산간지역 등에 초장대 교량 등이 건설되고 있으며, 이때 사용되는 강재는 고강도 및 저온 충격인성과 동시에 유지비용 절감이 동시에 요구되고 있다. 특히, 산악지형, 해안 등에 건설된 교량의 경우에는 수년마다 부식 방지를 위해 도장작업이 요구되고 있어, 유지보수 비용 절감이 무엇보다 중요하다.

이러한 대형 용접구조물의 안정성 확보를 위해서는 용접부 충격인성 및 내후성 특성이 무엇보다 절실히 요구된다.

일반적으로 내후성강은 Cu, Cr, P 등의 원소를 미량 함유하고, 일반강에 비해 4~8배 정도의 대기부식 저항성을 갖는 것으로 알려져 있다. 이와 같이, 내후성강이 일반강에 비해 우수한 부식저항을 갖는 이유는 내후성강이 대기에 노출된 초기 기강 동안에는 일반강과 유사하게 녹이 발생하여 유출되거나 박리되지만, 기간이 경과함에 따라 발생된 녹의 일부가 서서히 모재에 밀착됨으로써 치밀하고 안정적인 표면녹을 형성하게 되며, 그 결과 표면의 녹층이 부식환경에 대해 보호막으로 작용하기 때문이다.

그러나, 비교적 염소이온 농도가 높은 해안지대나 동결방지제인 염화칼슘이 살포된 지역에서는 시간이 경과하더라도 내후성강은 일반강과 부식방지면에서 큰 차이를 보이지 않게 되는데, 이는 강재 표면에 부착된 염소이온이 강재 표면에 형성되어 있는 수막의 산성화를 조장하여 강재의 전체적인 부식속도를 증가시키면서 치밀하고 안정적인 표면녹의 형성을 방해할 뿐만 아니라, 강재 표면에 β-FeOOH와 같은 부식 생성물이 형성되기 때문이다.

따라서, 염소이온의 농도가 높은 해안지역이나 염화칼슘이 살포된 지역에서 사용되는 용접구조물의 내후성을 더욱 확보할 필요가 있다.

이를 해결하기 위해, 특허문헌 1에서는 Cr의 함유량을 높인 내후성강을 제안하고 있으며, 특허문헌 2에서는 Ni 함유량을 높인 내후성강, 특허문헌 3에서는 P의 함유량을 높인 내후성강, 특허문헌 2 및 4에서는 Ca와 같은 염기성 원소를 첨가한 내후성강을 제안하고 있으나, 이들 내후성강들 역시 염분이 높은 환경 하에서는 종래의 내후성강과 유사한 정도의 특성을 보이고 있다.

또한, Ca계 비금속 개재물을 제어한 강재가 우수한 내식성을 가짐에도 불구하고, 이를 이용한 용접구조물에서는 용접부의 국부적인 부식이 발생되어 사용 연한이 단축되는 문제가 있다. 그러나, 용접부를 이루는 용접이음부에 대한 내식성 향상 원소의 함량이 적절히 조절된 고강도 고인성 용접이음부(Flux Cored Arc Welded Joint)를 확보하기가 쉽지 않은 실정이다.

일반적으로, 고강도 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 용접시 형성되는 용접금속부(Weld Metal Joint)의 미세조직을 제어하여 용접금속부의 충격인성을 확보할 필요가 있다. 이를 해결하기 위해, 특허문헌 5에서는 용접재료의 성분을 제어하고 있으나, 이는 용접금속부의 미세조직, 입경 등을 제어하는 것이 아니므로 용접재료의 성분을 제어하여서는 충분한 용접금속부 인성을 얻기가 어렵다.

또한, 특허문헌 6에서는 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 용접금속부에 대한 기술이 개시되어 있으나, 상기 ARM에는 용접 금속부 내 산소함량의 제한이 없기 때문에 대입열 용접금속부의 충격인성을 확보하기 어려운 문제가 있다.

뿐만 아니라, 특허문헌 7에서는 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, 용접금속부 내 산소 및 질소함량의 언급이 없기 때문에 대입열 용접금속부의 충격인성을 확보하기 어려운 문제가 있다.

일본공개특허 제1997-176790호 일본공개특허 제1993-051668호 일본공개특허 제1998-251797호 일본공개특허 제1990-125839호 일본공개특허 제1999-170085호 일본공개특허 제2005-171300호 일본공개특허 제1998-180488호

본 발명의 일 측면은, 합금원소의 종류, 함량 및 함량비와 형성되는 조직의 제어를 통해 고강도를 갖는 동시에 저온에서의 우수한 충격인성을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 내후성을 확보할 수 있는 플럭스 코어드 아크 용접금속부를 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로 C: 0.01~0.1%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ni: 1.5~3.5%, Cu: 0.2~1.0%, Cr: 0.1~0.6%, Mo: 0.3~1.0%, Ti: 0.01~0.1%, B: 0.001~0.01%, Al: 0.001~0.01%, N: 0.003~0.007%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.03~0.07%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 조성은 0.9≤Ti/O≤1.3, 7≤Ti/N≤15, 15≤O/B≤24, 1.0≤(Ti+4B)/O≤1.6, 9≤(3Ni+2Mn+Mo)≤14, 4.5≤(1.5Ni+3Cu+Cr)≤7을 만족하는 것을 특징으로 하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부를 제공한다.

본 발명에 의하면, 용접입열량이 17~35kJ/cm의 FCAW 용접에 있어서 인장강도 800MPa 이상의 고강도 물성을 가지면서, 동시에 용접금속부의 미세조직과 산화물의 제어를 통해 저온에서도 우수한 저온 충격인성을 확보할 수 있고, 용접금속 표면에 안정녹을 형성시킴으로써 내후성을 확보할 수 있는 플러스 코어드 아크 용접금속부를 제공할 수 있다.

본 발명자는 800MPa급 이상의 고강도 용접이음부의 충격인성을 향상시키기 위해서는 종래의 입내에 존재하는 침상 페라이트 미세조직만으로는 강도를 확보하기 어렵기 때문에 기지강도 및 인성향상에 효과적인 Ni 원소를 적당량 첨가하고, 또한 용접금속부 미세조직 구성을 침상 페라이트와 베이나이트 조직으로 구성하면 고강도와 고인성의 용접이음부를 동시에 얻을 수 있고, 더불어 Cu, Ni 및 Cr을 용접금속내에 최적비율로 포함시키면 고강도, 고인성 이외에 내후성을 동시에 얻을 수 있다는 사실을 알게 되었다.

이러한 연구에 기초하여 본 발명에서는,

[1] FCAW 용접금속부에 Ni 원소를 적당량 첨가시키고,

[2] FCAW 용접금속부에서 TiO 산화물의 입경 및 개수를 제어하며,

[3] FCAW 용접금속부에서 미세조직을 제어하고,

[4] TiO 및 고용보론(soluble B)을 확보하여 침상 페라이트 변태를 촉진하고,

[5] Cu, Ni, Cr의 구성비를 적절히 조정하여 용접금속 표면에 안정녹층의 형성을 촉진하는 기술을 제시하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

[1] Ni 원소 최적량 첨가

본 발명에서는 적당량의 Ni 원소를 첨가시켜 기지의 인성을 향상시킬 뿐만 아니라, 경화성을 향상시켜 고강도 및 고인성 용접금속부를 확보할 수 있다. 그러나, Ni는 고가의 함금원소 이므로 다량 첨가하는 것은 바람직하지 않으며, 다량 존재하는 경우 용접금속부 내 고온균열을 유발시키기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 가능한 최소 범위의 Ni 원소를 첨가시켜 고강도 고인성 용접금속부 충격인성을 효과적으로 개선할 수 있다.

[2] TiO 산화물 제어

본 발명에서는 용접금속부 내에 Ti/O 및 O/B의 비를 적절히 제어하여 TiO 산화물을 적절히 분포시키면 용접금속의 응고과정에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하고, TiO 산화물로부터 침상페라이트 변태를 촉진시킬 수 있다. 상기 TiO 산화물이 오스테나이트 결정입내에 적절히 분포하게 되면, 오스테나이트에서 온도가 감소함에 따라 침상 페라이트 변태를 불균일 핵생성 자리의 역할로서 결정입계에 형성되는 입계 페라이트보다 우선적으로 형성시킬 수 있으므로 용접금속부의 충격인성을 효과적으로 개선할 수 있다.

[3] 용접금속부의 미세조직 제어

본 발명에서는 상술한 Ti/O 및 O/B의 비를 적절히 제어함으로써 TiO 산화물의 결정립 크기, 개수를 제어하여 용접금속 내에 TiO 산화물을 적절히 분포시키면, 용접금속부의 냉각과정에서 결정입계보다 우선적으로 결정립 내에 침상페라이트 변태가 촉진되어 용접금속부의 침상 페라이트 구성비를 70% 이상으로 확보할 수 있다. 또한, 고강도 용접금속부를 확보하기 위해서 Ni, Mn, Mo 합금성분을 제어하여 하부 베이나이트 조직을 적당량 확보함으로써 고강도 고인성 특성을 확보할 수 있다.

[4] 용접금속부 내 고용 보론(Soluble B) 역할

본 발명에서는 용접금속부에 균일 분산되어 있는 산화물과는 별도로 고용되어 있는 보론은 결정입계로 확산되어 결정입계의 에너지를 낮게하여 결정입계에서 입계 페라이트 변태를 억제하는 역할을 함으로써, 결정입계에 침상 페라이트 변태를 촉진시킨다. 이와 같이, 결정입계에서 입계 페라이트 변태를 억제하여 결정립 내에서는 침상 페라이트 변태를 촉진함으로써 용접금속부의 충격인성 향상에 기여한다.

[5] Cu, Ni, Cr의 구성비 제어

본 발명에서는 용접금속부의 내후성 향상을 위해 Cu, Ni, Cr 합금성분의 비를 제어한다. 본 발명자들은 용접금속부에 고용되어 있는 Cu가 표면녹층 입자의 미세화 및 치밀화를 유도하여 용접금속부의 내후성을 향상시키고, Ni도 비정질 녹층 또는 α-FeOOH 녹층을 미세화하는 동시에 치밀화를 유도하여 녹층을 통한 물질의 투과를 억제하는 방식으로 내후성 향상에 기여하고, 특히 비래 염분량이 높은 해안지역에서의 내후성 향상에 효과적임을 발견하였다. 더불어, 상기 Cu, Ni에 비해 그 효과는 작지만, Cr 역시 용접금속부 내후성에 기여하는 원소임을 확인하였다. 따라서, 용접금속부의 내후성 향상을 위해 이들 합금성분들이 다량 첨가되는 것이 유리하지만, 용접금속부의 충격인성 등을 함께 고려하여 그 구성비를 제어함으로써 용접금속부의 효과적인 내후성 향상에 기여하도록 하였다.

이하, 본 발명에 따른 용접금속부의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다 (이하, 중량%).

C: 0.01~0.1%

탄소(C)는 용접금속부의 강도를 확보하고, 용접경화성을 확보하기 위한 필수적인 원소이다. 그러나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 용접성이 크게 저하하고, 용접시 용접금속부에서 저온균열이 발생하기 쉽고, 충격인성이 크게 저하하는 문제점이 있다.

Si: 0.1~0.5%

실리콘(Si)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 용접금속 내의 탈산효과가 불충분하고 용접금속의 유동성을 저하시키며, 반면 0.5%를 초과하는 경우에는 용접금속부 내의 도상 마르텐사이트(M-A constituent)의 변태를 촉진시켜 저온 충격인성을 저하시키고, 용접균열 감수성에 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

Mn: 1.0~3.0%

망간(Mn)은 용접금속부에서 탈산작용 및 강도를 향상시키는 필수원소로서, TiO 산화물 주위에 MnS 형태로 석출하여 Ti 복합산화물로 하여금 용접금속부 인성 개선에 유리한 침상 페라이트의 생성을 촉진시키는 역할을 한다. 또한, Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용 강화시켜 강도 및 인성을 확보한다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Mn을 1.0% 이상으로 함유할 필요가 있다. 그러나, Mn의 함량이 3.0%를 초과하게 되면 저온변태조직을 생성시키므로 바람직하지 못하다.

Ti: 0.01~0.1%

티타늄(Ti)은 O와 결합하여 미세한 Ti 산화물을 형성시킬 뿐만 아니라, 미세 TiN 석출물을 형성시키므로 본 발명에서는 필수불가결한 원소이다. 이러한 미세한 TiO 산화물의 분산효과 및 TiN 복합석출물의 효과를 얻기 위해서는 Ti를 0.01% 이상으로 첨가될 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 TiO 산화물 및 조대한 TiN 석출물이 형성되므로 바람직하지 못하다.

Ni: 1.5~3.5%

니켈(Ni)은 내후성 향상에 기여하는 중요 원소 중 하나로서, 비정질 녹층 또는 α-FeOOH 녹층을 미세화하는 동시에, 치밀화 함으로써 녹층을 통한 물질의 투과를 억제하는 방식으로 내후성 향상에 기여한다. 특히, 비래 염분량이 높은 해안지역에서의 내후성 향상에 효과적이다. 또한, Ni는 고용강화에 의해 매트릭스(matrix)의 강도와 인성을 향상시키는 필수적 원소이다. 다만, 이러한 Ni의 함량이 1.5% 미만이면 상술한 효과들을 얻기가 어려우며, 반면 3.5%를 초과할 경우에는 내후성 향상 효과가 포화되어 더 이상의 효과를 없을 수 없고, 용접고온균열이 발생할 가능성이 높으며, 고가의 Ni가 다량 첨가됨에 따라 제조비용이 증가하게 되는 문제점이 있다.

Cu: 0.2~1.0%

구리(Cu)는 표면 녹층 입자의 미세화 및 치밀화를 유도하여 용접금속부의 내후성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 또한, Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인한 강도 및 인성을 확보하는데 유효한 원소이다. 이러한 Cu의 함량이 0.2%에 미치지 못하면 내후성 향상 효과를 기대하기 어렵고, 반면 1.0%를 초과하게 되면 내후성 향상 효과가 포화되어 그 이상의 효과가 나타나지 않을 뿐만 아니라, 용접금속부 물성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

Mo: 0.3~1.0%

몰리브덴(Mo)은 기지의 강도를 향상시키는 원소로서 0.3% 이상 첨가되는 것이 필요하나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 강도 향상 효과가 포화되고, 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접저온균열 발생 및 인성을 저하시키므로 바람직하지 못하다.

Cr: 0.1~0.6%

크롬(Cr)은 내후성 향상에 기여하는 원소이며, 또한 소입성을 증가시키고 강도를 향상시키는데 유리한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 Cr의 함량이 0.1% 이상으로 함유될 필요가 있으나, 0.6%를 초과하게 되면 용접금속부의 인성열화를 초래하는 문제점이 있다.

B: 0.001~0.01%

보론(B)은 소입성을 향상시키는 원소로서, 입계에 편석되어 입계 페라이트 변태를 억제한다. 즉, 고용 B는 용접금속부의 강도를 향상시키는 경화능 확보 역할과 동시에 결정입계로 확산되어 결정입계의 에너지를 낮게하여 입계 페라이트 변태를 억제하는 역할을 하여 침상 페라이트의 변태를 촉진시킨다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 B를 0.001% 이상 첨가할 필요가 있지만, 다만 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고, 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접저온균열 발생 및 인성을 저하하므로 바람직하지 못하다.

N: 0.003~0.007%

질소(N)는 TiN 석출물 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로서, N의 첨가량이 증가하면 미세 TiN 석출물의 양이 증가된다. 특히, TiN 석출물의 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치는 원소이므로, 그 함량은 0.003% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 그러나, N의 함량이 0.007%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되며, 용접금속부 내에 존재하는 고용 질소량의 증가로 인해 인성저하를 초래할 수 있다.

P: 0.03% 이하

인(P)은 용접금속부에 존재할 경우 수용액 중에서 PO₄ ^-3 이온을 형성하여 녹층의 양이온에 대한 선택 투과성을 증대시킴으로써, 염소이온의 녹층 투과를 억제하여 내후성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 다만, 이러한 P의 함량이 0.03%를 초과하게 되면 용접고온균열 감수성이 증가하는 문제가 있어 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다.

Al: 0.001~0.01%

알루미늄(Al)은 탈산제로서 용접금속 내의 산소량을 감소시키는데 필수적인 원소이다. 이러한, Al이 고용질소와 결합하여 미세한 AlN 석출물을 형성시키기 위해서는 Al의 함량을 0.001% 이상으로 설정할 필요가 있으나, 다만 0.01%를 초과하게 되면 조대한 Al₂O₃를 형성시켜 인성개선에 필요한 TiO 산화물 형성을 방해하므로 바람직하지 못하다.

S: 0.03% 이하

황(S)은 MnS 석출물 형성을 위해 필요한 원소이다. MnS 복합석출물의 석출을 위해서는 S를 0.03% 이하로 설정하는 것이 바람직하며, 0.03%를 초과하여 존재할 경우에는 FeS 등의 저융점 화합물을 형성시켜 고온균열을 유발시킬 수 있으므로 바람직하지 못하다.

O: 0.03~0.07%

산소(O)는 용접금속부 응고중에 Ti와 반응하여 Ti 산화물을 형성시키는 필수원소로서, 입내에 존재하는 Ti 산화물은 용접금속 내에서 침상 페라이트의 변태를 촉진시킨다. 이러한 O의 함량이 0.03% 미만이면 Ti 산화물을 용접금속부에 적절히 형성시키기 못하며, 반면 0.07%를 초과할 경우에는 조대한 Ti 산화물 및 기타 FeO 등의 입내 침상 페라이트에 유효하지 않은 산화물이 형성되어 용접금속부 충격인성에 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

본 발명의 용접금속부는 상기 조성 이외에 기계적 성질을 보다 향상시키기 위해 Nb, V, W 및 Zr로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다.

Nb: 0.001~0.1%

니오븀(Nb)은 소입성을 향상시키기 위한 필수원소로서, 특히 Ar3 온도를 낮추고 냉각속도가 낮은 범위에서도 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있어, 베이나이트 조직을 얻기 위해 첨가될 수 있다. Nb 첨가를 통해 강도 향상 효과를 기대하기 위해서는 0.001% 이상 첨가될 필요가 있으나, 다만 0.1%를 초과하게 되면 용접시 용접금속부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접금속부의 인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

V: 0.001~0.1%

바나듐(V)은 VN 석출물을 형성시켜 페라이트 변태를 촉진하는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 첨가할 필요가 있으나, 다만 0.1%를 초과하게 되면 용접금속부에 탄화물(Carbide)과 같은 경화상을 형성시켜 용접금속부의 인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

W: 0.05~0.5%

텅스텐(W)은 고온강도를 향상시키고 석출강화에 효과적인 원소이다. W의 함량이 0.05% 미만이면 강도상승 효과가 미약하고, 반면 0.5%를 초과하게 되면 용접금속부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

Zr: 0.005~0.5%

지르코늄(Zr)은 강도상승에 효과가 있으므로 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 다만 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 용접금속부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장의 억제를 위해 칼슘(Ca), 희토류 원소(REM)의 1종 또는 2종을 추가로 첨가할 수 있다.

Ca 및 REM은 용접시 아크를 안정시키고 용접금속부에서 산화물을 형성시키는 원소이다. 또한, 냉각과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 입내 페라이트 변태를 촉진시켜 용접금속부의 인성을 향상시킨다. 상술한 효과를 얻기 위해서는, Ca는 0.0005% 이상, REM은 0.005% 이상 첨가될 필요가 있다. 그러나, Ca가 0.005%, REM이 0.05%를 초과하게 되면 대형 산화물을 형성하여 인성에 나쁜 영향을 미칠 수 있다. 상기 REM 으로서는 Ce, La, Y 및 Hf 등의 1종 또는 2종 이상을 사용하여도 무방하고, 어느 것도 상기 효과를 얻을 수 있다.

나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 이루어진다.

이하, 본 발명의 성분관계식에 대하여 상세히 설명한다.

Ti/O의 비: 0.9~1.3

Ti/O의 비가 0.9 미만인 경우에는 용접금속부 내에 오스테나이트 결정립 성장 억제 및 침상 페라이트 변태에 요구되는 TiO 산화물 개수가 불충분하며, TiO 산화물 내에 함유하는 Ti 비율이 작아져서 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실하여 용접열영향부(HAZ)의 인성 개선에 유효한 침상 페라이트의 상분율이 저하된다. 반면, Ti/O의 비가 1.3을 초과할 경우에는 용접금속부 내 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과가 포화되며, 산화물 내에 함유되는 합금성분의 비율이 오히려 작아져서 침상 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능을 상실한다.

Ti/N의 비: 7~15

본 발명에서 Ti/N의 비가 7 미만이면 TiO 산화물에 형성되는 TiN 석출물양이 감소하여 인성 개선에 효과적인 침상 페라이트 변태에 나쁜 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하며, 반면 Ti/N의 비가 15를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되고 고용 질소량이 증가하여 충격인성을 저하시키므로 바람직하지 못하다.

O/B의 비: 15~24

본 발명에서 O/B의 비가 15 미만이면 용접 후 냉각과정 중에서 오스테나이트 결정입계에 확산되어 입계 페라이트 변태를 억제하는 고용 B의 양이 불충분하며, O/B의 비가 24를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되며 고용 질소량이 증가하여 용접열영향부의 인성을 저하시킨다.

(Ti+4B)/O: 1.0~1.6

본 발명에서 (Ti+4B)/O의 비가 1.0 미만이면 고용 질소량이 증가하여 용접금속부의 인성 개선에 효과적이지 못하며, 반면 1.6을 초과할 경우에는 TiN, BN 석출물의 개수가 불충분하기 때문에 바람직하지 못하다.

(3Ni+2Mn+Mo): 9~14

본 발명에서 (3Ni+2Mn+Mo)의 비가 9 미만이면 하부 베이나이트 조직의 형성에 영향을 미치기 때문에 800MPa급 이상의 고강도 용접금속부를 확보하기 어려우며, 반면 그 비가 14를 초과할 경우에는 경화성이 증가하여 용접금속부 저온균열 및 인성에 나쁜 영향을 미치는 마르텐사이트 조직이 형성되므로 바람직하지 못하다.

(1.5Ni+3Cu+Cr): 4.5~7.0

본 발명에서 (1.5Ni+3Cu+Cr)의 비가 4.5 미만이면 치밀한 비정질 녹층 또는 α-FeOOH 녹층을 형성하기 어려우며, 반면 그 비가 7을 초과할 경우에는 고강도 용접금속부의 경화성이 증가하여 용접금속부 저온균열 및 인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.

이하, 본 발명에 따른 용접금속부의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에서 FCAW 용접 후 형성되는 용접금속부의 미세조직은 침상 페라이트(Acicular Ferrite)와 하부 베이나이트(Lower Bainite)이고, 고인성을 확보하기 위해서는 침상 페라이트 분율이 면적분율로 60% 이상인 것이 바람직하고, 고강도 확보를 위해서는 하부 페라이트가 25% 이상인 것이 바람직하다. 이는, 침상 페라이트 조직을 통해 극저온 충격인성을 확보하기 위함이며, 하부 베이나이트 조직을 통해서는 일정수준의 강도를 확보하기 위함이다.

즉, 조대한 입계 페라이트, 위드만스타텐(Widmanstatten) 페라이트 등이 혼합되어 있는 경우에는 충격인성이 유리하지만 고강도를 확보하기 곤란하고, 마르텐사이트 조직이 혼합되어 있는 경우에는 고강도 확보는 가능하지만 저온 충격인성을 확보하기 어렵기 때문에, 본 발명에서는 침상 페라이트와 하부 베이나이트 조직을 갖도록 하는 것이 바람직하다.

이에 따라, 본 발명에서 고강도와 고인성의 유리한 최적의 미세조직은 면적분율로 60~75%의 침상 페라이트와 25~40%의 하부 베이나이트 조직이 가장 바람직하다.

용접금속부에 존재하는 산화물은 용접 후 용접금속부의 미세조직 변태에 큰 영향을 미친다. 즉, 분포하는 산화물의 종류, 크기 및 그 개수에 크게 영향을 받게 된다. 특히, FCAW 용접금속부의 경우에는 응고과정에서 결정립이 조대화되고 결정입계로부터 조대한 입계 페라이트, 위드만스타텐(Widmanstatten) 페라이트, 베이나이트 등의 조직이 형성되어 용접금속부의 물성이 저하된다.

이를 방지하기 위해, 본 발명에서는 용접금속부 내에 TiO 산화물을 균일하게 분산시키고, 평균입경 및 임계 개수를 0.01~0.1μm 및 1.0×10⁷개/mm³ 이상으로 한정한다.

TiO 산화물의 평균입경이 0.01μm 미만이면 FCAW 용접금속부에서 침상 페라이트의 변태를 촉진시키는 역할을 하지 못하며, 또한 0.1μm을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제) 효과가 적어지고 조대한 비금속 개재물과 같은 거동을 하여 용접금속부 충격인성에 좋지 않은 영향을 미치기 때문에 바람직하지 못하다.

본 발명에서 FCAW 이외의 다른 용접 프로세서(process)에 의해서도 제조할 수 있다. 이때, 용접금속부의 냉각속도가 빠르면 산화물을 미세분산시키고 조직이 미세하기 때문에 냉각속도가 빠른 대입열 용접 프로세스가 바람직하다. 또한, 동일한 이유로 용접부의 냉각속도를 향상시키기 위해 강재 냉각 및 Cu-backing 방법도 유리하다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들을 본 발명에 적용하더라도 이는 단순한 변경으로서 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위 내라고 해석하는 것은 당연하다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.

( 실시예 )

표 1과 같은 성분 조성(중량%)을 갖는 용접금속부를 17~35kJ/cm 범위의 용접입열량을 적용하여 FCAW에 의해 제조하였으며, 용접금속부 합금성분 원소간의 구성비는 하기 표 2에 나타내었다.

상기와 같이 용접된 용접금속부의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 용접금속부의 중앙부에서 채취하였으며, 인장시험편은 KS 규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/min에서 시험하였다. 또한, 충격시험편은 KS 규격(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하여 시험한 후 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

그리고, 용접금속부의 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 하기 표 3에 나타내었다. 또한, FCAW 용접금속부의 저온에서의 충격인성 평가는 FCAW 용접 후 충격시험편으로 가공하여 -20℃에서 샤르피 충격시험을 통해 충격에너지를 측정하여 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

더불어, 내후성 시험은 표 1에 나타낸 용접금속을 대상으로 비래 염분량이 1mdd (㎎/dm²/day) 인 분위기 하에서 300일간 대기 중에서 폭로한 후, 그 부식 깊이를 측정하였다.

	화학조성(중량%)
	C	Si	Mn	P	S	Ni	Cu	Mo	B	N	Cr	Al	Ti	Nb	V	Ca	REM	Zr	W	O
발명강1	0.04	0.25	1.94	0.009	0.006	2.7	0.60	0.51	19	45	0.25	0.003	0.054	-	0.001	-		-	-	450
발명강2	0.07	0.32	1.85	0.010	0.005	2.6	0.45	0.43	22	54	0.37	0.005	0.050	-	-	-		-	-	440
발명강3	0.06	0.25	1.88	0.011	0.006	1.9	0.45	0.48	24	53	0.53	0.004	0.048	-	-	0.001		-	-	480
발명강4	0.08	0.32	2.01	0.008	0.005	2.6	0.42	0.42	22	50	0.41	0.003	0.042	-	-	-		-	-	410
발명강5	0.07	0.42	2.20	0.009	0.006	2.7	0.35	0.45	20	43	0.34	0.003	0.045	-	-	-		-	-	420
발명강6	0.07	0.38	2.40	0.010	0.005	2.8	0.62	0.48	26	45	0.42	0.002	0.048	0.03	-	-		-	-	480
발명강7	0.09	0.25	2.0	0.011	0.005	1.6	0.85	0.40	24	55	0.18	0.002	0.040	-	-	-		-	-	460
발명강8	0.06	0.35	1.60	0.012	0.006	2.5	0.64	0.64	30	45	0.25	0.003	0.064	-	0.001	-		-	-	520
발명강9	0.06	0.28	2.30	0.010	0.005	2.9	0.50	0.46	25	52	0.30	0.003	0.046	-	-	0.001		-	-	380
발명강10	0.07	0.38	1.80	0.009	0.006	3.1	0.55	0.48	20	50	0.40	0.003	0.048	-	-	-	0.005	-	-	360
발명강11	0.05	0.42	2.0	0.011	0.008	2.7	0.44	0.50	18	48	0.20	0.002	0.046	-	-	-	-	0.01	-	420
발명강12	0.06	0.37	1.9	0.012	0.008	2.8	0.50	0.47	21	49	0.30	0.003	0.038	-	-	-	-	-	0.05	450
비교강1	0.03	0.06	1.25	0.011	0.006	2.60	0.45	0.49	29	72	0.02	0.005	0.01	-	-	-		-	-	250
비교강2	0.05	0.13	1.93	0.011	0.004	1.71	0.54	0.20	69	50	0.04	0.001	0.025	-	-	-		-	-	320
비교강3	0.06	0.06	1.25	0.010	0.007	1.61	-	0.010	21	74	0.3	0.007	0.034	-	-	-	-	-	-	450
비교강4	0.04	0.19	2.0	0.008	0.004	1.75	0.03	0.55	105	56	-	-	0.02	-	-	-	-	-	-	300
비교강5	0.06	0.28	1.56	0.013	0.008	2.50	0.02	1.14	58	71	0.012	-	0.058	-	-	-	-	-	-	270
비교강6	0.06	0.26	1.53	0.012	0.007	1.50	0.30	0.16	52	40	0.03	0.012	0.037	-	-	-	-	-	-	640
비교강7	0.05	0.22	1.58	0.015	0.008	1.51	0.33	1.12	92	70	0.03	0.01	0.04	-	-	-	-	-	-	160
비교강8	0.07	0.14	2.56	0.011	0.006	2.52	0.32	0.51	42	180	0.32	0.03	0.014	-	0.013	-	-	-	-	200
비교강9	0.09	0.37	1.74	0.015	0.010	1.44	0.23	1.17	11	100	0.03	0.02	0.081	-	-	-	-	-	-	240
비교강10	0.05	0.26	1.66	0.009	0.004	0.05	-	1.15	15	30	-	0.006	0.042	-	-	-	-	-	-	750

(상기 표 1에서 B, N 및 O의 단위는 ppm이다.)

	합금원소 구성비
	Ti/O	Ti/N	O/B	(Ti+4B)/O	3Ni+2Mn+Mo	1.5Ni+3Cu+Cr
발명강1	1.2	12.0	24	1.4	12.5	6.1
발명강2	1.1	9.3	20	1.3	11.9	5.6
발명강3	1.0	9.1	20	1.2	9.9	4.7
발명강4	1.0	8.4	19	1.2	12.2	5.6
발명강5	1.1	10.5	21	1.3	13.0	5.4
발명강6	1.0	10.7	19	1.2	13.7	6.5
발명강7	0.9	7.3	19	1.1	9.2	5.1
발명강8	1.2	14.2	17.3	1.5	11.3	5.9
발명강9	1.2	8.9	15.2	1.5	13.8	6.2
발명강10	1.3	9.6	18	1.6	13.4	6.7
발명강11	1.1	9.6	23.3	1.3	12.6	5.6
발명강12	0.8	7.8	21.4	1.0	12.7	6.0
비교강1	0.4	1.4	8.6	0.9	10.8	5.3
비교강2	0.8	5.0	4.6	1.6	9.2	4.2
비교강3	0.8	4.6	21.4	0.9	7.3	2.7
비교강4	0.7	3.6	2.9	2.1	9.8	2.7
비교강5	2.2	8.2	4.7	3.0	11.8	3.8
비교강6	0.6	9.3	12.3	0.9	7.7	3.2
비교강7	2.5	5.7	2.0	4.8	8.8	3.3
비교강8	0.7	0.8	4.8	1.5	13.2	5.1
비교강9	3.4	8.1	21.8	3.6	9.0	2.9
비교강10	0.6	14.0	50.0	0.6	4.6	0.1

구분	용접 프로세스 (FCAW)	TiO 산화물		용접금속부 미세조직 분율(%)		용접금속부 기계적 성질		용접부 대기폭로 시험
구분	용접입열량 (kJ/cm)	개수 (개/mm³)	평균크기 (μm)	침상 페라이트	하부 베이나이트	인장강도 (MPa)	vE _-20℃ (J)	부식깊이 (μm)
발명예1	25	2.3×10⁸	0.013	64	36	841	101	52
발명예2	30	3.6×10⁸	0.014	66	34	852	103	61
발명예3	17	3.7×10⁸	0.011	67	33	864	96	49
발명예4	26	3.6×10⁸	0.016	66	34	853	105	53
발명예5	25	2.4×10⁸	0.018	70	30	853	92	50
발명예6	22	3.3×10⁸	0.025	69	31	833	101	54
발명예7	28	1.6×10⁸	0.013	69	31	864	93	60
발명예8	32	1.3×10⁸	0.023	67	33	845	83	55
발명예9	35	2.6×10⁸	0.025	64	36	855	103	49
발명예10	31	3.3×10⁸	0.017	65	35	843	102	47
발명예11	25	1.3×10⁸	0.022	74	26	835	123	43
발명예12	25	2.3×10⁸	0.019	72	28	854	150	48
비교예1	20	1.0×0⁶	0.045	46	43	837	16	87
비교예2	20	2.3×0⁶	0.053	42	45	844	26	95
비교예3	20	3.5×0⁶	0.054	44	36	751	44	86
비교예4	20	1.0×0⁶	0.065	45	46	773	28	92
비교예5	20	2.5×0⁵	0.037	37	54	656	39	89
비교예6	30	2.5×0⁶	0.052	42	54	740	25	99
비교예7	28	3.0×0⁶	0.043	44	54	841	29	95
비교예8	20	1.1×0⁵	0.046	32	47	739	23	92
비교예9	27	1.8×0⁵	0.043	29	63	825	34	98
비교예10	20	1.4×0⁵	0.043	22	53	823	33	92

(비교예들의 경우, 미세조직으로 침상 페라이트 및 하부 베이나이트 조직을 제외한 나머지 조직은 일부 페라이트, 상부 베이나이트 또는 마르텐사이트 이다.)

상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 고강도 고인성 용접금속부는 TiO 산화물의 개수가 1×10⁸/mm³ 이상의 범위를 가지고 있는데 반해, 비교강들의 경우에는 3.5×10⁶/mm³ 이하의 범위를 보이고 있어, 비교예 대비 발명예가 상당히 균일하면서도 미세한 복합 석출물 크기를 갖으면서 그 개수 또한 현저히 증가되었음을 알 수 있다. 또한, 미세조직의 경우 본 발명예들은 침상 페라이트 및 하부 베이나이트의 분율이 각각 60% 이상 및 25% 이상의 높은 분율로 구성되어 있다.

300일 동안 대기 폭로 시험을 실시한 후 부식깊이를 측정한 결과, 본 발명예들의 경우에는 47~61μm 범위의 부식 깊이를 보이는 반면, 비교예들의 경우에는 86μm 이상의 부식깊이를 보임을 알 수 있다.

따라서, FCAW 용접 시 본 발명강의 용접금속부는 800MPa 이상의 고강도이면서 -20℃에서도 우수한 고인성 특성을 보이고, 더불어 고내후성 특성을 보인다.

Claims

중량%로 C: 0.01~0.1%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ni: 1.5~3.5%, Cu: 0.2~1.0%, Cr: 0.1~0.6%, Mo: 0.3~1.0%, Ti: 0.01~0.1%, B: 0.001~0.01%, Al: 0.001~0.01%, N: 0.003~0.007%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, O: 0.03~0.07%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 조성은 0.9≤Ti/O≤1.3, 7≤Ti/N≤15, 15≤O/B≤24, 1.0≤(Ti+4B)/O≤1.6, 9≤(3Ni+2Mn+Mo)≤14, 4.5≤(1.5Ni+3Cu+Cr)≤7을 만족하는 것을 특징으로 하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부.
제 1항에 있어서,
상기 용접금속부는 Nb: 0.001~0.1%, V: 0.001~0.1%, W: 0.05~0.5% 및 Zr: 0.005~0.5%으로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부.
제 1항에 있어서,
상기 용접금속부는 Ca: 0.0005~0.005%, REM: 0.005~0.05%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플럭스 코어드 아크 용접금속부.
제 1항에 있어서,
상기 용접금속부의 미세조직은 면적분율로 60~75%의 침상 페라이트(acicular ferrite)와 25~40%의 하부 베이나이트(lower bainite)를 포함하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플러스 코어드 아크 용접금속부.
제 1항에 있어서,
상기 용접금속부는 평균입경이 0.01~0.1μm인 TiO 산화물이 1.0×10⁷개/mm³ 이상 분포되어 있는 것을 특징으로 하는 저온 충격특성이 우수한 고강도 내후성 플러스 코어드 아크 용접금속부.