KR20140083538A - 용접구조물용 강재 및 그의 제조방법, 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법 - Google Patents

용접구조물용 강재 및 그의 제조방법, 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 결정립계에 크기 5㎛이하인 (Fe,Mo)3C 세멘타이트가 형성된 페라이트로 이루어지고, 상기 (Fe,Mo)3C 세멘타이트의 Fe, Mo 성분 중 Mo 함량이 20중량%이상인 세멘타이트의 면적분율이 50% 이상인, 수소유기균열 저항성이 우수한 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, PWHT 후에서도 수소유기균열 저항성이 하락하지 않고 우수한 수소유기균열 저항성을 나타내는 용접구조물용 강재 및 용접구조물, 그리고 그의 제조방법을 제공할 수 있다.

Description

용접구조물용 강재 및 그의 제조방법, 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법{STEEL FOR WELDED-STRUCTURE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF, POST WELD HEAT TREATED WELDED-STRUCTURE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
본 발명은 용접구조물용 강재 및 그의 제조방법, 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법에 관한 것이다. 구체적으로는 수소유기균열(HIC; Hydrogen Induced Cracking) 저항성이 우수한 용접후열처리(PWHT; Post Weld Heat Treatment)된 용접구조물 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
H2S를 포함하고 있는 환경에서는 부식에 의하여 발생된 수소원자가 외부에서 재료내부로 침입하여 수소 원자가 임계농도 이상에 이르면 균열이 생성, 성장 파괴가 일어난다.
즉, 재료 내부로 들어온 수소 원자는 재료 내에서 확산하다가, 취약한 불순물, 특히, MnS 및 편석대, 개재물 등에 포획된다. 이러한 부분에 수소 원자가 집약되면, 수소취성에 의하여 재료의 기계적 성질이 저하되고, 국부적으로 가해지는 응력이 증가하여, 재료가 견딜 수 있는 최대 응력이 낮아진다. 재료가 견딜 수 있는 응력보다 국부적으로 가해진 응력이 더욱 크다면, 균열은 성장하며 파괴가 진전되게 되는 것이다
이러한 수소 유기 균열은 경도가 높은 상에서 더욱 잘 발생할 수 있으므로, 강재의 조직 중 퍼얼라이트나 베이나이트 상들은 수소 유기 균열에 특히 취약하다.
따라서 우수한 수소유기균열 저항성을 얻기 위해서는 단상의 페라이트 조직이 가장 바람직하며, 강도 향상을 위해서 페라이트 외 제 2상을 혼합할 때 제 2상의 크기 및 분율을 엄격히 제한하여야 한다. 제 2상의 분율을 제어하기 위해서는 제어압연후 가속냉각을 거치는 열가공제어법(TMCP; Thermo Mechanical Control Process)에 의한 공정이 필수적이다.
한편, 최근에 정유시설 등에 이용되는 프로세스 파이프들은 두꺼운 판재를 이용하여 강관을 제조하고 있으며, 이러한 후육 강관에서는 PWHT 열처리가 요구된다. 그러나 TMCP 공정에 의해서 페라이트 단상으로 제조된 강재는 PWHT 열처리시 발생하는 조직의 변화로 오히려 수소유기균열 저항성이 감소하는 큰 문제점이 있다.
즉, TMCP 공정에 의하여 페라이트 단상으로 제어된 미세조직이 PWHT 열처리시 과포화된 탄소가 세멘타이트로 결정립계에 석출하여 수소유기균열을 발생시키는 개시점으로 작용하므로, 성분 및 TMCP 조건이 잘 제어되어 PWHT 전에는 우수한 수소유기균열 저항성을 가지는 내사우어용 라인파이프 강재도 PWHT 후 수소유기균열 저항성이 현저히 떨어지는 현상이 발생된다.
따라서, TMCP 공정을 거쳐 제조된 후 PWHT 공정을 거친 후에도 우수한 수소유기균열 저항성을 유지하는 정유설비 등에 사용되는 후육강관용 강재의 개발이 필요하다.
본 발명의 일 측면은 PWHT 후에서도 수소유기균열 저항성이 하락하지 않고 우수한 수소유기균열 저항성을 나타내는 용접구조물용 강재 및 그의 제조방법, 그리고, 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법을 제시하고자 한다.
그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 페라이트 단상인 용접구조물용 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 미세조직은 결정립계에 크기 5㎛이하인 (Fe,Mo)3C 세멘타이트가 형성된 페라이트로 이루어지고, 상기 (Fe,Mo)3C 세멘타이트의 Fe, Mo 성분 중에서 Mo 함량이 20중량%이상인 세멘타이트의 면적비율이 50% 이상인, 용접후열처리된 용접구조물을 제공한다.
본 발명의 또 다른 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 조압연하는 단계; 상기 강재를 Ar3 온도 이상에서 열간마무리 압연하는 단계; 및 상기 강재를 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각종료온도 300~600℃로 수냉하는 단계를 포함하는, 용접구조물용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 측면은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 조압연하는 단계; 상기 강재를 Ar3 온도 이상에서 열간마무리 압연하는 단계; 상기 강재를 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각종료온도 300~600℃로 수냉하는 단계; 상기 강재를 용접하여 용접구조물을 얻는 단계; 및 상기 얻어진 용접구조물의 용접부를 550~650℃에서 상기 강재의 두께 1인치당 30~180분 동안 용접후열처리하는 단계를 포함하는, 용접후열처리된 용접구조물의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, PWHT 후에서도 수소유기균열 저항성이 하락하지 않고 우수한 수소유기균열 저항성을 나타내는 용접구조물용 강재 및 용접구조물, 그리고 그의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 발명예의 PWHT 전(a) 및 PWHT 후(b), 그리고 일 비교예의 PWHT 전(c) 및 PWHT 후(d)의 수소유기균열(HIC) 저항성을 관찰한 초음파 탐상 결과표이다.
도 2는 본 발명의 일 발명예의 PWHT 전(a) 및 PWHT 후(b), 그리고 일 비교예의 PWHT 전(a) 및 PWHT 후(c)의 세멘타이트 분포를 관찰한 SEM 사진이다.
본 발명의 용접구조물은 강관을 포함하는 개념이며, 이하, 본 발명을 구체적으로 설명하기로 한다.
수소유기균열 저항성이 우수한 라인 파이프강은 개재물이나 중심편석 제어를 위하여 C, Mn, P나 S 등 성분을 제어하고, 균열의 개시점으로 작용하는 페라이트를 제외한 퍼얼라이트 등의 제 2상의 분율, 크기 및 형상을 제어하기 위하여 압연 및 냉각조건을 제어한다. 수송용 라인 파이프강은 조관 및 용접후 PWHT와 같은 열처리 공정을 거치치 않으므로 조관 및 사용 후에도 TMCP 공정에서 만들어진 미세조직이 유지된다.
그러나 이렇게 제어된 미세조직도 만일 PWHT 열처리를 실시한다면 과포화된 C이 세멘타이트로 결정립계에 석출하여 수소유기균열을 발생시키므로, 성분 및 TMCP 조건이 잘 제어된 내사우어용 라인 파이프도 PWHT를 거치는 경우 수소유기균열 저항성이 현저히 떨어진다. 즉 기존의 수소유기균열 저항성이 우수한 내사우어용 라인 파이프강의 성분 및 제조방법을 이용해서는 PWHT 후 수소유기균열 저항성을 요구하는 프로세스 파이프용 강재를 제조할 수 없다.
따라서, 결정립계의 세멘타이트의 생성은 PWHT시 수소유기균열 저항성을 떨어뜨리는 요인이 될 수 있으며, 그 생성을 제어하는 것이 중요하다.
또한, 수소유기균열 저항성을 향상시키기 위한 방법은 재료내부에 침투하는 수소의 양을 감소시키는 방법을 들 수 있다. 수소는 부식에 의해 발생하므로 재료의 부식을 감소시키거나 재료내부로의 수소침입을 방해할 수 있는 안정한 부식생성물 피막을 형성하는 것이 필요하다. 상기 부식생성물 피막의 특성은 소지강판의 조성에 의해 크게 영향 받으므로 소지강판의 조성을 제어하는 것 역시 중요한 사항이다.
따라서, 본 발명에서는 강재의 조성을 제어하고, PWHT시 수소유기균열 저항성의 하락을 유발하는 결정립계 세멘타이트 생성을 억제하여, PWHT 후에도 우수한 수소유기균열 저항성을 가진 용접구조물용 강재 및 그 제조방법, 그리고 용접후열처리된 용접구조물 및 그의 제조방법을 제안하고자 한다. 이하, 본 발명의 강재 및 그 제조방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.
먼저 용접구조물용 강재 및 용접구조물의 조성에 대하여 설명한다.
앞에서도 설명하였듯이, 부식속도를 저하시키거나 표면에 안정한 부식생성물을 형성시키기 위해서는 강재의 조성을 제어하는 것이 중요하다. 본 발명자들의 연구결과에 따르면 상기 부식생성물을 형성시키는 데는 합금원소들의 조합이 중요하다.
특히, Cu, Ni은 산성용액에서 표면에 안정한 부식생성물을 형성하여 수소의 내부침투를 방해하는 역할을 하는 중요한 원소로 그 첨가량을 조절하는 것이 중요하다. 재료내부로 침투된 수소는 개재물이나 내부결함과 같은 수소 집적 사이트(site)로 모이지 않고 재료내부에 균일하게 분포하도록 만드는 것이 필요하다.
또한, 본 발명자들은 Mo는 용접 후열처리시 Fe3C계의 세멘타이트가 생성되지 않고 (Fe,Mo)3C계 세멘타이트가 생성됨으로써 세멘타이트의 크기를 미세하게 하는데 중요한 역할을 할 수 있다는 것을 발견하였다.
이에 이러한 사항을 감안하여 본 발명의 용접구조물용 강재는 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가질 수 있다.
상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.
C: 0.03~0.06%
C는 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로 그 함량을 증가시키면 강도를 향상시킬 수 있지만, 첨가량이 증가함에 따라 펄라이트나 베이나이트 등과 같은 경도가 높은 상들의 분율이 증가하여 수소유기균열 저항성 및 저온인성을 저해한다. 수소유기균열 저항성 및 저온인성 향상을 위해서는 C 함량을 줄여야 하지만 C이 0.03중량% 미만이면 강도를 확보하기가 힘들고, 0.06중량%를 초과하면 PWHT 후 세멘타이트의 분율이 증가하여 수소유기균열 저항성을 저해한다. 따라서 상기 탄소는 0.03~0.06중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
Si : 0.1~0.5%
Si는 탈산제로 작용하기 때문에 개재물 제어하기 위하여 첨가되는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.1중량%이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 실리콘의 함량이 0.5중량%를 초과는 경우에는 MA의 형성을 조장하여 연성-취성 천이온도를 상승시키고 용접성을 저해한다. 따라서, 상기 실리콘은 0.1~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
Mn : 0.5~1.8%
Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.5중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 증가하면 소입성이 증가하여 강도가 증가되나 1.8중량%를 초과하는 경우에는 중심편석이 심화되어 중심부의 인성 및 용접성이 저하되는 문제점가 있다. 따라서, 망간의 함량은 0.5~1.8중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
Al : 0.01~0.06%
Al은 제강시 탈산을 위하여 필수적으로 첨가되는 원소로서, 충격흡수에너지를 개선시키며, Si과 마찬가지로 산소와 반응하여 산화물계 개재물을 형성한다. 상기 Al의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 탈산이 충분히 이루어지지 않으며, 알루미늄의 함량이 0.06중량%를 초과하는 경우에는 산화성 개재물량이 과다하여 오히려 충격인성을 저해하는 문제점이 있으므로, 상기 알루미늄의 함량은 0.01~0.06중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo : 0.07~0.4%
Mo는 탄화물 형성원소일 뿐만 아니라 확산속도로 느린 원소이므로 PWHT시 Fe와도 같이 (Fe,Mo)3C 형태의 세멘타이트를 만든다. 상기의 세멘타이트는 PWHT시 성장속도가 늦어 PWHT 후에도 미세하게 생성되므로 수소유기균열 저항성에 영향을 미치지 않는다. Mo 첨가에 따른 효과를 얻기 위해서는 0.75중량%이상 첨가하여야 하며, 0.4중량%를 초과하는 경우에는 경제성이 좋지 않고 경도가 매우 높은 MA 생성이 용이하여 PWHT 전에 수소유기균열 저항성을 저해하므로 그 상한은 0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu : 0.05~0.4%
Cu는 강의 강도와 인성향상 및 부식 저항성 향상을 위해서 첨가되는 원소이다. Cu는 강중에 고용되어 강도를 향상시키고 황화수소를 포함하는 분위기 내에서 표면에 보호 피막을 형성하여 강의 부식 속도를 낮추고, 강 중으로 확산하는 수소 양을 줄여주는 역할을 하므로 0.05중량%이상 첨가하여야 한다. 그러나, Cu는 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 원소이므로 그 상한을 0.4중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 안정한 표면부식생성물 형성을 통한 수소침투 효과를 위해서는 Cu을 0.2중량%이상 첨가하는 것이 보다 바람직하다.
N: 0.001~0.007%이하
N은 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 그 부하를 허용할 수 있는 범위인 0.001중량%를 하한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V 등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함유량이 0.007중량%를 초과하면 조대한 TiN이 형성되어 충격인성이 하락할 뿐만 아니라 재가열시 용해가 어려운 NbN, VN 등 질화물의 분율이 증가하여 PWHT시 석출될 수 있는 NbC, VC등 탄화물의 양을 감소시키므로 PWHT 후 강도증가에 방해되므로 그 범위를 0.001~0.007중량%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.015%이하
P는 제강 중 필연적으로 강중에 포함되는 원소로 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되는 원소로 저온 인성 및 수소유기균열 저항성을 저해하므로 그 함량을 최소화하는 것이 바람직하나, 제강공정상 발생되는 부하를 고려하여 그 함량을 0.015%이하로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.0015%이하
S는 불순물 원소이며 일반적으로 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 압연시 연신되어 수소유기균열 발생의 기점으로 작용할 뿐만 아니라 저온인성을 저해한다. 따라서 S는 가능한 줄이는 것이 바람직하나, S 제거를 위한 공정제약 등의 원인으로 그 범위를 0.0015중량% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
Ca : 0.0005~0.005%
Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 수소 균열의 기점으로 작용한다. 첨가된 Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다. 이러한 Ca의 MnS 구상화 작용은 S 양과 밀접한 관계가 있으나 구상화 효과가 나타나기 위해서는 0.0005중량%이상 첨가되어야 한다. Ca은 휘발성이 커 수율이 낮은 원소로 제공공정에서 발생되는 부하를 고려하여 그 상한을 0.005중량%로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서 Ca의 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 용접구조물용 강재는 상기 성분계를 만족함으로써, PWHT 후에도 수소유기균열 저항성이 우수한 용접구조물을 제공할 수 있다. 다만, 하기 설명하는 Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.005~0.05% 및 V: 0.05%이하 중 1종 이상을 추가로 포함하거나 Ni:0.05~0.5%, Cr:0.01~0.3% 및 W:0.05~0.2% 중 1종 이상을 추가로 포함할 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다.
Nb : 0.01~0.10%
Nb는 1200℃ 부근의 온도에서 고용되었다가 열간압연시 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 강도를 증가시키고 강 내부로 침입한 수소의 트랩 사이트(Trap site)로 작용하여 수소가 결함으로 집중되는 것을 방해하므로 황화물 균열저항성을 향상시킨다. 또한 노멀라이징시 발생하는 재결정시 석출물이 핵생성 위치 및 페라이트 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시켜 균열전파를 억제한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량%이상 첨가하여야 한다. 그러나, C, N, Ti 함량과의 상관관계 및 연주조건에 따라 Nb를 0.10%를 초과하면 Nb를 포함하는 조대한 정출물이 생성되고 이러한 조대한 정출물은 수소유기균열의 개시점으로 작용한다. 따라서 그 범위를 0.01~0.10% 로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti : 0.005~0.05%
Ti은 탄화물이나 질화물을 형성하는 원소로서 재가열시 오스테나이트 상의 결정립 성장을 억제하므로 최종적으로 미세한 균질의 페라이트를 형성시키는 역할을 하므로 저온인성을 향상시키는 원소이다. 본 발명의 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 미세하게 분산된 Ti(C, N) 석출물은 강력한 수소 트랩 사이트(trap site)로 작용하여 수소의 확산계수를 감소시키므로 황화물 응력균열 저항성을 증가시킨다. 그러나 첨가량이 증가하게 되면 Ti이 강 중의 N과 전부 반응하여 저온인성에 효과가 있는 Nb(C, N) 석출물 형성을 방해하므로 오히려 저온인성을 저해한다. 따라서 그 상한을 0.05중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.05%이하
V은 강 중에 N의 양이 충분히 존재할 경우에는 VN가 형성되기도 하지만, 일반적으로 VC의 형태로 페라이트 영역에서 석출한다. 오스테나이트-페라이트로 변태 시에 공석 탄소 농도를 낮추고, VC가 시멘타이트 형성을 위한 핵 생성 장소를 제공한다. 그러므로, 입계에 Fe3C가 연속적으로 형성되기보다는 불연속적인 구조의 형태를 가지게 되어 수소유기균열 저항성을 증가시킨다. 반면에, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 조대한 V 석출물이 형성되어 인성을 저해할 뿐만 아니라 강 중 수소 집적사이트가 되어 수소유기균열에 대한 저항성을 떨어뜨린다. 따라서, 바나듐의 함량은 0.05중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
Ni :0.05~0.5%
Ni는 고용강화 원소로 강의 강도향상을 위해서 첨가되는 원소로 그 효과를 얻기 위해서는 0.05중량% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, Ni은 고가의 원소로 원가상승의 요인이 되고 첨가량이 과다시 용접성을 저해하므로 그 상한을 0.5중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr :0.01~0.3%
Cr은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 높이는 역할 뿐만 아니라 강의 부식속도를 저하시켜 수소발생량을 감소시키는 역할을 하는 원소이다. 강도 상승 및 수소유기균열 저항성 향상의 효과를 위해서는 0.01중량%이상 첨가하여야 한다. 크롬의 함량이 많아질수록, 강도는 상승하지만, 0.3중량%를 초과하는 경우에는 강의 인성이 저해되므로 그 상한을 0.3중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 크롬의 함량은 0.01~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
W:0.05~0.2%
W도 Mo와 마찬가지로 세멘타이트에 포함되어 세멘타이트의 성장속도를 낮추는 역할을 하는 원소로. 효과를 나타내기 위해 0.05중량%이상 첨가되어야 한다. 그러나 W은 중금속으로 강의 비중을 증가시킬 뿐만 아니라 가격 또한 상승시키므로 그 상한은 0.2중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 용접구조물용 강재는 수소에 의해 생성된 균열의 전파를 지연시키는 것도 수소유기균열 저항성을 높이기 위해서 필요하다. 균열의 전파는 경도가 다른 이상들이 존재할 경우 상 경계나 경도가 높은 상들을 깨면서 진전하므로 페라이트 단상으로 미세조직을 구성하는 것이 필수적이며, 결정립계가 많아 균열의 진전을 방해할 수 있도록 결정립은 미세할수록 유리하다. 상기 페라이트 단상이라 함은 페라이트가 97%이상으로 포함된 미세조직을 의미하는 것으로서, 2상 조직이 포함되는 경우에는 퍼얼라이트가 3% 미만으로 포함되는 경우도 포함한다.
본 발명자는 상기 용접구조물용 강재를 PWHT 후 제조된 용접구조물의 우수한 수소유기균열 저항성을 확보하기 위해서는, 열역학적으로 안정상인 세멘타이트의 생성을 막을 수는 없으나, 세멘타이트의 크기를 작게 하면 수소유기균열이 발생하지 않는다는 것을 발견하였다. 또한, Fe3C 세멘타이트 대신 Mo를 첨가하여 (Fe,Mo)3C 형태의 세멘타이트를 형성하면 PWHT시 세멘타이트의 성장속도가 낮아 PWHT 후에도 5㎛ 이하의 미세한 세멘타이트를 형성하여 수소유기균열 저항성 저하를 막을 수 있음을 확인하였다.
따라서, 본 발명의 용접구조물의 PWHT 후 미세조직은 페라이트와 페라이트 결정립계에 형성된 (Fe,Mo)3C 세멘타이트로 이루어져 있다. 세멘타이트의 크기는 5㎛ 이하이며, 세멘타이트의 크기가 5㎛를 초과하면, 수소유기분열 발생 위치로 작용하여 수소유기균열 저항성이 저해된다. 또한, (Fe,Mo)3C 세멘타이트의 Fe, Mo 성분 중 Mo의 함량이 20중량% 이상이다. 상기 Mo 함량이 20중량%이상인 세멘타이트의 면적분율이 전체 세멘타이트 중 50%이상이어야 전체 세멘타이트 크기를 5㎛이하로 유지할 수 있다. 또한, 상기 미세조직에서 세멘타이트의 면적분율은 2~3%인 바람직하나, 이에 제한되는 것은 아니다.
이하에서는, 상술한 본 발명의 용접구조물용 강재를 제조하는 방법을 설명한다.
먼저, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 준비한다.
상기 강재는 전술한 바와 같이 Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.005~0.05% 및 V: 0.05%이하 중 1종 이상을 추가로 포함하거나 Ni:0.05~0.5%, Cr:0.01~0.3% 및 W:0.05~0.2% 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
준비된 강재를 1050~1250℃에서 재가열한다.
연주공정 중에 생성되어 슬라브 내 존재하는 Nb, V 탄질화물을 고용시키기 위해 재가열 온도의 하한을 1050℃로 제한하는 것이 바람직하다. 가열온도가 높으면 Nb, V의 고용은 용이하나 동시에 오스테나이트의 결정립 크기가 증가하므로 저온인성이 나빠진다. 그러므로 상한을 1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 재가열된 강재를 조압연한다. 그리고 나서, 상기 강재를 Ar3 온도 이상에서 열간마무리 압연한다.
마무리 압연시 압연이 Ar3 온도 미만에서 이루어질 경우, 가공 페라이트 및 베이나이트 상이 형성되어 수소유기균열 저항성을 저해할 수 있으므로 마무리 압연종료온도를 Ar3 온도 이상으로 제한하는 것이 바람직하다
여기서, Ar3 = 910-310×C-80×Mn-20×Cu-15×Cr-55×Ni-80×Mo+0.35(Thickness-8)로 계산될 수 있으며, Thickness는 강재의 두께를 의미한다.
이어서, 상기 강재를 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각종료온도 300~600℃로 수냉한다.
마무리 압연 후 바로 수냉하여야 하고 이때 냉각속도는 최소한 5℃/s 이상이어야 한다. 반면에 냉각속도가 50℃/s을 초과하면 베이나이트 조직이 형성되어 수소유기균열 저항성이 저하한다. 또한, 냉각종료온도가 너무 높으면 수냉 후 공냉시에 퍼얼라이트 상들이 생성될 수 있으므로 냉각종료온도는 600℃ 이하가 바람직하다. 냉각속도가 너무 빠르거나 냉각종료온도가 너무 낮으면 석출물은 생성되지 않으나 저온변태상들이 생성되어 강의 인성을 하락시키므로 냉각종료온도는 300~600℃로 냉각속도는 5~50℃/s으로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 제조된 용접구조물용 강재를 이용하여 본 발명의 용접구조물을 제조하기 위해서는 먼저, 상기 강재를 용접하는 과정을 거친다. 이때, 강관의 경우에는 조관 후 용접한다.
즉, 상기 강재를 용접하여 용접구조물을 얻는다. 그리고 나서, 상기 얻어진 용접구조물의 용접부를 550~650℃에서 상기 강재의 두께 1인치당 30~180분 동안 용접후열처리(PWHT)한다.
일반적으로 압연 후 수냉에 의하여 제조된 TMCP 강재를 PWHT 하게 되면 수소유기균열 저항성이 하락하고, 이러한 하락의 원인은 PWHT 시 발생하는 조직의 변화 때문이다.
압연 후 수냉에 의하여 제조된 TMCP 강재는 수냉시 충분한 탄소의 확산이 일어나지 않으므로 열역학적으로 안정한 평형조직에 이르지 못하고 페라이트 단상조직으로 생성된다. 그러나 PWHT가 진행되는 동안 과포화된 탄소는 열역학적으로 안정한 세멘타이트를 만들게 되고 이러한 세멘타이트는 주로 결정립계에 생성되고 PWHT 시간이 길어짐에 따라 성장한다. 결정립계에 생성된 조대한 세멘타이트의 경계에 수소가 집적되고, 세멘타이트는 경도가 높은 상으로서 균열이 쉽게 전파되므로, PWHT 후 생성된 조대한 세멘타이트에 의해 수소유기균열 저항성이 저하된다.
본 발명에서는 PWHT 후 우수한 수소유기균열 저항성을 확보하기 위하여, 열역학적으로 안정상인 세멘타이트의 생성을 막을 수는 없으나, Mo를 첨가하여 (Fe,Mo)3C 형태의 세멘타이트를 만듦으로써 PWHT시 세멘타이트의 성장속도를 낮게 유도하고, PWHT 후에도 5㎛ 이하의 미세한 세멘타이트를 형성하여 수소유기균열 저항성 저하를 막을 수 있도록 하였다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
[ 실시예 ]
하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 발명강 및 비교강으로 연속주조를 이용하여 강 슬라브를 제조하였다.
Figure pat00001
이렇게 제조된 강 슬라브를 표 2의 조건으로 재가열 한 후, 조압연, 열간마무리압연을 행하고 수냉하여 25㎜두께의 강재를 제조하였다.
No 가열온도
(℃)		 마무리압연
종료온도(℃)		 Ar3 냉각종료
온도(℃)		 냉각속도
(℃/s)
발명예 1 발명강 1 1150 810 783.65 485 18
발명예 2 발명강 2 1130 810 787.15 450 24
발명예 3 발명강 3 1180 820 791.25 500 16
발명예 4 발명강 4 1170 830 786.55 420 24
발명예 5 발명강 5 1100 825 773.55 550 12
발명예 6 발명강 6 1110 840 776.85 380 25
발명예 7 발명강 7 1185 790 748.75 510 11
발명예 8 발명강 8 1090 800 755.45 480 14
발명예 9 발명강 9 1070 790 759.55 430 19
발명예10 발명강 10 1140 860 817.35 390 35
비교예1 발명강 1 1040 790 783.65 470 10
비교예2 발명강 2 1080 770 787.15 250 51
비교예3 발명강 4 1100 900 786.55 610 7
비교예4 발명강 6 1120 890 776.85 570 4
비교예5 발명강 9 1240 910 759.55 570 2
비교예6 비교강 1 1150 770 799.15 550 4
비교예7 비교강 2 1145 790 812.15 500 7
비교예8 비교강 3 1150 740 788.05 460 12
비교예9 비교강 4 1030 830 793.45 650 13
비교예10 비교강 5 1060 800 804.95 607 18.5
비교예11 비교강 6 1150 810 817.15 510 17.3
비교예12 비교강 7 1230 770 805.55 450 11
비교예13 비교강 8 1210 750 788.15 490 11
비교예14 비교강 9 1190 800 756.75 280 348
상기와 같이 제조된 발명예 및 비교예에 대하여 후강판으로부터 시험편을 550~650℃ 온도구간에서 1~3시간 동안 PWHT 처리를 행한 후 PWHT 전후의 HIC특성을 평가하였다. 하기의 표 3은 각 시험편의 PWHT 온도와 시간, PWHT 전후 HIC 특성을 평가하였다. HIC 특성은 CAR (Crack Area Ratio)로 표시하였다. CAR은 HIC 시험 후 초음파 탐상하여 균열면적/시편탐상면적(20cm2) 으로 나타낸 값이다.
No. PWHT 온도(℃) PWHT 시간(hr) PWHT전 CAR(%) PWHT 후 CAR(%)
발명예 1 560 1 0.2 0.2
발명예 2 560 3 0.0 0.1
발명예 3 580 1 0.15 0.15
발명예 4 580 3 0.0 0.0
발명예 5 600 1 0.0 0.0
발명예 6 600 3 0.34 0.35
발명예 7 620 2 0.0 0.2
발명예 8 640 1 0.1 0.17
발명예 9 650 1 0.0 0.10
발명예 10 650 2 0.0 0.05
비교예 1 600 1 2.4 2.7
비교예 2 600 2 3.6 4.5
비교예 3 600 3 4.5 3.1
비교예 4 600 2 2.8 2.8
비교예 5 620 2 5.1 6.4
비교예 6 620 1 3.8 4.1
비교예 7 580 3 4.7 5.7
비교예 8 580 1 0.3 3.7
비교예 9 550 3 3.2 3.5
비교예 10 600 3 2.9 2.8
비교예 11 620 2 4.0 4.7
비교예 12 640 1 0.21 3.9
비교예 13 600 1 4.5 5.4
비교예 14 600 2 5.2 3.5
발명예 1 내지 10은 본 발명에 만족하는 성분 및 제조방법을 적용한 예이며, PWHT 전 뿐만 아니라 후에도 CAR이 모두 1% 미만으로서 수소유기균열 저항성이 우수하다. 반면에 비교예 1 내지 14는 본발명의 성분이나 제조조건이 만족되지 않는 예이며, PWHT 전 및 후 모두에서 CAR이 1%를 초과하여 수소유기균열 저항성이 불량한 것으로 나타났다. 특히 비교예 8과 비교예 12에서는 PWHT 전에는 우수한 수소유기균열 저항성을 나타내지만, PWHT 후에는 수소유기균열 저항성이 급격하게 저하됨을 알 수 있다.
도 1은 발명예 5와 비교예 12의 수소유기균열(HIC) 시험 후 초음파 탐상 결과를 보여준다. 석출물 그림에서 흰색 반점으로 표시되는 부분이 HIC 시험 동안 발생한 수소유기균열로 발명예 5에서는 PWHT 전(a) 및 PWHT 후(b) 모두에서 균열의 발생이 없으며 우수한 수소유기균열 저항성을 보여준다. 반면, 비교예 12에서는 PWHT 전(c)에는 약간의 균열이 보이나, PWHT 후(d)에는 균열이 대폭 증가된 것으로 나타나 수소유기균열 저항성이 나쁜 것을 알 수 있다.
또한, 도 2 는 투과전자현미경 레프리카(replica) 시험법을 이용하여 PWHT 전후의 세멘타이트 분포를 관찰한 결과로, PWHT 전(a)에는 세멘타이트가 거의 생성되지 않았다. PWHT 전 강재의 조직은 페라이트 단상으로서, PWHT 전(a)의 사진에서 보이는 매우 작은 검은 점들은 Ti, Nb의 석출물이다. 반면 PWHT 후의 사진(b)(c)에서 크게 보이는 검은 부분이 결정립계를 따라 형성된 세멘타이트인데, 발명예 5(b)에서는 약 1~2㎛의 세멘타이트 형성이 관찰되는 반면, 비교예 12(c)에서는 세멘타이트의 개수는 줄어들었지만, 5㎛ 초과의 세멘타이트들이 결정립계를 따라 분포함을 알 수 있다. 이러한 조대한 세멘타이트들이 수소유기균열을 일으키는 개시점으로 작용한다.
제조된 일부 발명예와 비교예에 대하여 PWHT 후 세멘타이트를 분석하여 세멘타이트의 평균크기 및 세멘타이트의 Fe, Mo 성분 중 중 Mo의 함량이 20% 이상인 세멘타이트 면적을 전체 세멘타이트의 면적으로 나눈 비율을 하기 표 4에 나타내었다.
No. PWHT 온도
(℃)		 PWHT 시간
(hr)		 PWHT후 세멘타이트
평균크기
(㎛)		 Mo 20% 이상인
세멘타이트 면적분율
(%)
발명예 1 560 1 1.8 61
발명예 2 560 3 2.1 55
발명예 3 580 1 1.3 51
발명예 4 580 3 1.6 56
발명예 5 600 1 2.4 52
비교예 6 620 1 8.2 0
비교예 7 580 3 7.6 0
비교예 8 580 1 9.3 0
비교예 9 550 3 6.4 30
비교예 10 600 3 5.8 32
상기 표4에 나타난 바와 같이, PWHT 후 발명예에서 관찰된 세멘타이트의 크기는 5㎛ 이하이며, 세멘타이트의 Fe, Mo 성분 중 Mo 량이 20% 이상인 세멘타이트의 면적분율은 50% 이상임을 확인하였다. 반면에 비교예에서 관찰된 세멘타이트의 크기는 5㎛초과임을 확인하였다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    미세조직은 페라이트 단상인, 용접구조물용 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 중량%로, Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.005~0.05% 및 V: 0.05%이하 중 1종 이상 또는 Ni:0.05~0.5%, Cr:0.01~0.3% 및 W:0.05~0.2% 중 1종 이상을 더 포함하는 것인, 용접구조물용 강재.
  3. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    미세조직은 결정립계에 크기 5㎛이하인 (Fe,Mo)3C 세멘타이트가 형성된 페라이트로 이루어지고,
    상기 (Fe,Mo)3C 세멘타이트의 Fe, Mo 성분 중 Mo 함량이 20중량%이상인 세멘타이트의 면적분율이 50% 이상인, 용접후열처리된 용접구조물.
  4. 제 3항에 있어서,
    상기 용접구조물은 중량%로, Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.005~0.05% 및 V: 0.05%이하 중 1종 이상 또는 Ni:0.05~0.5%, Cr:0.01~0.3% 및 W:0.05~0.2% 중 1종 이상을 더 포함하는 것인, 용접후열처리된 용접구조물.
  5. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 조압연하는 단계;
    상기 강재를 Ar3 온도 이상에서 열간마무리 압연하는 단계; 및
    상기 강재를 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각종료온도 300~600℃로 수냉하는 단계를 포함하는, 용접구조물용 강재의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 강재는 중량%로, Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.005~0.05% 및 V: 0.05%이하 중 1종 이상 또는 Ni:0.05~0.5%, Cr:0.01~0.3% 및 W:0.05~0.2% 중 1종 이상을 더 포함하는 것인, 용접구조물용 강재의 제조방법.
  7. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.5~1.8%, Al: 0.01~0.06%, Mo: 0.07~0.4%, Cu: 0.05~0.4%, N: 0.001~0.007%이하, P: 0.015%이하, S: 0.0015%이하, Ca: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 강재를 1050~1250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 조압연하는 단계;
    상기 강재를 Ar3 온도 이상에서 열간마무리 압연하는 단계;
    상기 강재를 5~50℃/s의 냉각속도로 냉각종료온도 300~600℃로 수냉하는 단계;
    상기 강재를 용접하여 용접구조물을 얻는 단계; 및
    상기 얻어진 용접구조물의 용접부를 550~650℃에서 상기 강재의 두께 1인치당 30~180분 동안 용접후열처리하는 단계를 포함하는, 용접후열처리된 용접구조물의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 강재는 중량%로, Nb: 0.01~0.10%, Ti: 0.005~0.05% 및 V: 0.05%이하 중 1종 이상 또는 Ni:0.05~0.5%, Cr:0.01~0.3% 및 W:0.05~0.2% 중 1종 이상을 더 포함하는 것인, 용접후열처리된 용접구조물의 제조방법.
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