KR20140090682A

KR20140090682A - 대입열 용접용 강재

Info

Publication number: KR20140090682A
Application number: KR1020147015959A
Authority: KR
Inventors: 토모유키 요코타; 카즈쿠니 하세; 신지 미타오
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2011-12-14
Filing date: 2012-12-12
Publication date: 2014-07-17
Also published as: TW201331387A; CN103987869A; CN103987869B; TWI589708B; BR112014014401B1; WO2013088715A1; KR101608239B1; JPWO2013088715A1; JP5796636B2; BR112014014401A2

Abstract

본 발명은, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행하여도 용접 열영향부의 강도(내연화성)와 인성(靷性)이 우수한 항복 응력이 460㎫ 이상인 대입열 용접용 강재를 염가로 제공하는 것에 있다. 질량％로, 일정량의 C, Si, Mn, P, S를 함유하고, 추가로, Al: 0.005∼0.100％, Nb: 0.003∼0.030％, Ti: 0.003∼0.030％, N: 0.0025∼0.0070％, B: 0.0003∼0.0025％를 함유하고, 또한, 하기 (1)식으로 나타나는 탄소 당량 C_eq가 0.330∼0.450의 범위가 되도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행하였을 때의 열영향부 최(最)연화부 조직 중의 마르텐사이트가 3∼12vol％인 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.

Description

대입열 용접용 강재{STEEL MATERIAL FOR HIGH-HEAT-INPUT WELDING}

본 발명은, 선박이나 건축·토목 등의 분야에 있어서의 각종 강 구조물(various steel structures)에 사용되는, 항복 응력(yield stress)이 460㎫ 이상인 강재, 특히 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접(high heat input welding)에 적절한 강재에 관한 것이다.

선박, 해양 구조물, 건축, 강관 등의 분야에서 사용되는 강 구조물은, 용접 접합에 의해 소망하는 형상의 구조물로 완성되는 것이 일반적이다. 따라서, 이들 구조물은, 안전성을 확보하는 관점에서, 사용되는 강재의 모재 특성(mechanical properties of base plate), 즉 강도(strength), 인성(toughness)의 확보에 더하여, 용접부의 인성(weld-zone toughness)도 우수한 것이 요청되고 있다.

또한, 최근에는, 상기 선박이나 강 구조물은 더욱 더 대형화하고(becoming large-sized), 사용되는 강재도 고강도화(increase strength)나 후육화(increase wall thickness)가 적극적으로 진행되고 있다. 그에 수반하여, 용접 시공에는, 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding)이나 일렉트로 가스 용접(electrogas arc welding), 일렉트로 슬래그 용접(electroslag welding) 등의 고능률(high efficiency)로 대입열의 용접(high heat input welding) 방법이 적용되어 왔으며, 대입열 용접에 의해 용접 시공한 경우에 있어서도, 용접부의 인성이 우수한 강재가 필요해지고 있다.

여기에서, 대입열 용접부의 조직에 대해서 설명한다. 도 1은, 대입열 용접부 단면의 매크로 조직 사진(macrostructure)이다. 용접부의 중앙에는, 용융된 모재(melted parent metal) 및 용접 재료(welding consumables)로부터 생성한 용착 금속의 양자가 용융 상태(in a molten state)로 거의 균일하게 혼합되고, 응고된 용접 금속 부분이 존재하고 있다. 그 양측에는, 용접시에 투입된 열에 의해 열영향을 받아, 모재의 조직과 특성이 변질된 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ)가 존재한다. 또한 그 양측에는, 모재가 존재하고 있는 상태를 나타내고 있다. 상기 용접 금속과 HAZ의 경계부(도면 중의 파선부)는, 일반적으로 「본드부(bond)」라고 칭해지고 있다. 이 본드부 근방 HAZ는, 열영향부 중에서도 특히 용융점(melting point) 부근의 고온으로 가열되기 때문에 결정립이 조대화(become coarse)하여, 인성이 현저하게 저하된다. 한편, 본드부로부터 약간 떨어진 곳에서는 세립역이 되어 연화하고, 조인트 강도 저하의 주요인이 된다.

대입열 용접에 수반되는 HAZ 인성 저하에 대해서는, 지금까지도 많은 대책이 검토되어 왔다. 예를 들면, TiN을 강 중에 미세 분산(finely dispersed)시켜, 오스테나이트립(austenite grain)의 조대화를 억제하거나, 페라이트 변태핵(ferrite nucleation site)으로서 이용하거나 하는 기술이 이미 실용화되고 있다. 또한, Ti의 산화물을 분산시킴으로써, 상기와 동일한 효과를 겨냥한 기술도 개발되고 있다. TiN을 활용하는 상기 기술은, 대입열 용접을 받았을 때에, 용접 열영향부가 TiN의 용해 온도역(TiN dissolution temperature)까지 가열되기 때문에, TiN이 분해(TiN is decomposed)하여 상기 분산 효과가 소실되거나, TiN의 분해에 의해 생성한 고용 Ti(solute Ti) 및 고용 N(solute N)에 의해 강의 지조직(base microstructure)이 취화하여, 인성이 현저하게 저하되거나 한다는 문제를 안고 있다. 또한, Ti 산화물을 활용하는 기술은, 산화물을 균일 미세하게 분산시키는 것이 어렵다는 문제가 있다. 이러한 문제에 대한 기술로서, 예를 들면, 특허문헌 1에는, 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접한 용접 열영향부의 인성을 향상시키기 위해, 황화물의 형태 제어(sulfide shape control)를 위해 첨가되어 있는 Ca의 양을 적정화하여, CaS를 창출시키고, 이것을 페라이트 변태핵으로 하여 유효하게 활용하는 기술이 개시되어 있다. 이 CaS는, 산화물에 비하여 저온에서 정출(crystallized)되기 때문에, 강 중에 미세 분산시키는 것이 가능하고, 또한, 냉각 중에 이것을 핵으로 하여, MnS나 TiN, BN 등의 페라이트 변태 생성핵(ferrite nucleation site)이 미세하게 분산되기 때문에, 용접 열영향부의 조직을 미세한 페라이트 펄라이트 조직(ferrite and pearlite structure)으로 하여, 고(高)인성화를 달성할 수 있다. 특허문헌 1의 기술 개발에 의해, 대입열 용접에 수반되는 인성 저하는 어느 정도 억제할 수 있게 되었다.

그러나, 그 후의 연구에 의해, 항복 응력이 460㎫ 이상으로 고강도화되고, 비교적 다량의 C나 합금 원소가 첨가된 강에서는, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행했을 때에, 본드부 근방 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트(martensite island, M-A constituent)(MA)로 불리는 경질의 취화 조직(brittle structure)이 수 체적％ 형성되고, 이것이 용접부의 인성의 더 한층의 개선을 저지하고 있는 것을 알 수 있었다. 따라서, 이러한 고강도 강의 대입열 용접부의 본드부 근방 HAZ 인성 개선에는, 오스테나이트립 조대화 억제나 페라이트 변태핵의 미세 분산, 고용 N의 저감에 더하여 추가로, 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 억제할 필요가 있다. 섬 형상 마르텐사이트를 저감하는 기술에 대해서는, 예를 들면 특허문헌 2에는, C, Si의 함유량을 저감하는 것 외에, P의 함유량의 저감이 유효한 것이 개시되어 있다. 또한 특허문헌 3에는, Mn을 적극적으로 첨가하고, 그리고 또한 P를 최대한 저감함으로써, 본드부 근방 HAZ의 섬 형상 마르텐사이트를 저감할 수 있어, 인성이 우수한 항복 응력 460㎫ 그레이드인 강재가 얻어진다고 하고 있다.

한편, 대입열 용접에 수반되는 HAZ 연화(softening)를 억제하는 기술에 관해서는, HAZ 인성 대책만큼 많이 개시되어 있지 않다. 상기 특허문헌 1, 2 및 3에 있어서도 HAZ 연화에 관한 기재는 없다. 원래 대입열 용접용 강의 설계에 있어서는 조인트 강도를 확보할 수 있는 것을 전제로 하기 때문이라고 생각된다. HAZ 연화의 억제에 관하여 몇 가지 기술이 개시되어 있다. 이들 기술에는, Nb나 V 등의 석출 강화 원소를 이용하는 기술과, B의 퀀칭성을 이용하는 기술이 있다. 특허문헌 4에서는, C량을 높임과 함께 Si, Mn과 같은 합금 원소를 저감하고, Nb나 V를 함유함으로써 HAZ 연화가 저감된다고 하고 있다. 또한, B에 의한 퀀칭성 향상을 위해, 특허문헌 5에서는, N량에 대하여 Ti, B, Nb를 많이 함유하도록 성분식을 규정함으로써, 또한, 특허문헌 6에서는 고용 B량을 규정함으로써, HAZ 연화 억제를 도모하고 있다.

일본특허공보 제3546308호 일본공개특허공보 제2008-163446호 일본공개특허공보 제2011-6772호 일본공개특허공보 소60-67622호 일본공개특허공보 제2007-177327호 일본특허공보 제4233033호

특허문헌 1에 기재된 기술은, 특히 항복 응력이 390㎫ 그레이드인 강재에 대하여, 대입열 용접을 했을 때, 본드부의 HAZ 인성을 개선하는 기술이다. 여기에서 대상으로 하는 항복 응력이 460㎫ 그레이드인 강재의 대입열 HAZ 인성 및 HAZ 연화에 대해서는 충분히 대처할 수 없다. 특허문헌 2에 기재된 기술은, 항복 응력이 460㎫ 그레이드인 강재를 대상으로 하고, C, Si, P의 함유량을 저감함으로써 본드부 근방 HAZ의 섬 형상 마르텐사이트를 저감하고, 또한, Ca를 적정량 첨가하여 페라이트 변태핵을 미세하게 분산시킴으로써 HAZ 인성의 확보를 도모하고 있다. 그러나, HAZ 연화에 대해서는 기재가 없고, 또한 Ni의 첨가를 필수로 하고 있기 때문에 합금 비용이 비싸다는 문제가 있다. 특허문헌 3에 기재된 기술은, 항복 응력이 460㎫ 그레이드인 강재를 대상으로 하고, Mn을 적극적으로 이용함으로써 섬 형상 마르텐사이트를 저감하고, 염가로 필요한 강재가 얻어진다고 하고 있지만, 이것에 대해서도 HAZ 연화에 대해서는 기재가 없다.

특허문헌 4에 기재된 기술은, C량이 높고, Nb나 V 등의 석출 강화 원소를 이용하여 HAZ 연화에 대한 충분한 대처를 채택하고 있다. 그러나, 대입열 용접시에 본드부 근방 열영향부에 다량의 섬 형상 마르텐사이트를 형성하여, 본드부 HAZ 인성을 현저하게 저하시킬 우려가 있다. 특허문헌 5 그리고 6에 기재된 기술은, B의 퀀칭성을 이용하여 HAZ 연화를 억제하는 기술이다. 특허문헌 5는 다량의 Ti, B, N의 첨가를 전제로 하고 있어, 제조성에 문제가 있음과 함께, 본드부 근방에서 TiN이 녹는 영역에 있어서 고용 N에 의한 인성의 저하가 우려된다. 특허문헌 6은 Nb프리를 전제로 하고 있어, 항복 응력 460㎫ 그레이드인 강재를 대상으로 한 경우, 조인트 강도의 확보가 곤란하다.

그래서, 본 발명의 목적은, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행하여도 용접 열영향부의 강도(내연화성)와 인성이 우수한 항복 응력이 460㎫ 이상인 대입열 용접용 강재를 염가로 제공하는 것에 있다.

본 발명자들은, 항복 응력이 460㎫ 이상인 고강도 강재에 대하여 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행했을 때의, 본드부 근방 HAZ 인성과 HAZ 최(最)연화부 경도에 미치는 조직 인자의 영향을 조사했다. 그 결과, 섬(island) 형상 마르텐사이트 혹은 마르텐사이트의 존재량이 각각의 특성에 크게 영향을 주고 있는 것을 인식했다. 즉, 본드부 근방 HAZ 인성에 관해서는, 소량의 섬 형상 마르텐사이트가 인성에 대하여 악영향을 미치는 것, 반대로, HAZ 최연화부 경도에 관해서는, 거기에 생성되는 마르텐사이트 분율이 높을수록 경도가 높아져 조인트 강도가 높아지는 것을 인식했다. 그래서 발명자들은, 또한, 합금 원소와 본드부 근방 HAZ의 섬 형상 마르텐사이트 및 HAZ 최연화부의 마르텐사이트의 존재량과의 관계에 대해서 예의 검토했다.

그 결과, Mn을 적극적으로 함유함으로써, 본드부 근방 HAZ 인성에 악영향을 미치는 섬 형상 마르텐사이트를 최대한 생성시키지 않고, 모재 강도를 효과적으로 높일 수 있는 한편, HAZ 최연화부에 있어서는 마르텐사이트의 존재량이 적어져, 조인트 강도에 불리하다는 것을 알 수 있었다. 그러나, Mn의 적극적 첨가를 전제로 하여, 불순물 원소로서의 P의 함유량을 0.012％∼0.03％로 적절히 제어함으로써, 본드부 근방 HAZ에 생성되는 섬 형상 마르텐사이트를 최대한 저감하면서, HAZ 최연화부에 있어서의 마르텐사이트를 늘려, 그 경도를 효과적으로 향상할 수 있는 것을 발견하여, 본 발명을 완성시켰다.

즉, 본 발명은, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행했을 때의 HAZ 최연화부 조직 중의 마르텐사이트가 3∼12체적％인 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재이다.

본 발명의 대입열 용접용 강재는, C: 0.030∼0.080％, Si: 0.01∼0.15％, Mn: 1.80∼2.60％, P: 0.012∼0.030％, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.100％, Nb: 0.003∼0.030％, Ti: 0.003∼0.030％, N: 0.0025∼0.0070％, B: 0.0003∼0.0025％이고, 또한, 하기 (1)식으로 나타나는 탄소 당량(carbon equivalent) C_eq가 0.330∼0.450의 범위가 되도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행했을 때의 열영향부 최연화부 조직 중의 마르텐사이트가 3∼12체적％인 것을 특징으로 한다.

C_eq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 … (1)

단, 상기식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(％)을 나타내고, 함유하고 있지 않은 원소는 0으로 한다.

본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, V: 0.20％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 0.40％ 이하 및 Mo: 0.4％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 대입열 용접용 강재는, 상기 성분 조성에 더하여 추가로, Ca: 0.0005∼0.0050％, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.0010∼0.0200％ 및 REM: 0.0010∼0.0200％ 중으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의하면, 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행해도 용접 열영향부의 강도와 인성이 우수한 강재를 염가로 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명의 강재는, 서브머지드 아크 용접, 일렉트로 가스 용접, 일렉트로 슬래그 용접 등의 대입열 용접에 의해 시공되는 선박이나 대형 강 구조물에 적합하게 이용된다.

도 1은 용접 조인트부 단면의 HAZ 최연화부를 설명하는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하에 본 발명을 실시하기 위한 형태에 대해서 설명한다. 본 발명에서 대상으로 하는 강재는, 열간 압연으로 제조되는 40㎜ 이상의 판두께를 갖는 강재이다. 우선, 본 발명의 강재의 특징인 HAZ 최연화부의 조직에 대해서 설명한다.

마르텐사이트: 3∼12체적％

전술한 바와 같이, 본 발명은, 대입열 용접부의 열영향부(HAZ), 그 중에서도 본드부로부터 떨어져 오스테나이트가 세립(細粒)이 되어 퀀칭성이 저하되는 최연화부에 있어서 마르텐사이트의 생성량을 제어함으로써, 연화의 억제를 도모하는 기술이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 상기 HAZ의 최연화부에 있어서의 마르텐사이트의 분율을 3체적％ 이상으로 할 필요가 있다. 여기에서, 본 발명에서, 대입열 용접으로서, 용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 경우를 정의한 것은, 본 발명은 이러한 대입열 용접을 행해도 용접 열영향부의 강도와 인성이 우수한 강재를 염가로 제공하는 것을 목적으로 하고 있기 때문이다.

HAZ 최연화부의 경도를 향상시키려면, 당해 위치에 있어서의 마르텐사이트 분율을 높이면 높일수록 좋다. 그러기 위해서는 합금 원소의 새로운 첨가가 불가결하다. 이에 따라, 본드부 근방에 있어서 섬 형상 마르텐사이트의 생성을 초래하여, 본드부 근방의 HAZ 인성을 저하시키는 결과가 된다. HAZ 최연화부에 있어서의 마르텐사이트의 분율을 12체적％ 이하가 되도록 조정함으로써, 본드부에 있어서의 이러한 인성의 저하를 최소한으로 억제할 수 있다. 이상의 이유에 의해, HAZ 최연화부의 마르텐사이트의 존재량을 3∼12체적％로 한다. 바람직하게는, 3∼10％의 범위이다.

여기에서, 본 발명에 있어서, HAZ 최연화부란, 도 1에 나타내는 바와 같이, 본드부로부터 10㎜ 전후 떨어진 오스테나이트 세립역이 되는 열영향부를 가리킨다. HAZ 최연화부의 특정은, Hv 비커스 경도를 0.5㎜ 간격으로 측정하여 최소의 경도를 나타내는 영역을 HAZ 최연화부로 한다. HAZ 최연화부의 마르텐사이트는, 용접부의 단면을 연마하고, 에칭(etching)하여, 광학 현미경 혹은 SEM(scanning electron microscope)으로 관찰함으로써 확인할 수 있다. 또한, 체적％를 구하려면 SEM을 이용하여 1000배로 3시야의 조직 사진을 촬영하고, 그들을 화상 해석하여, 마르텐사이트의 평균 면적 분율을 구하고, 이것을 HAZ 최연화부의 마르텐사이트 체적 분율로 한다. 또한, HAZ 최연화부의 조직은, 상기 마르텐사이트 외에는, 페라이트를 주체로 하고, 펄라이트(pearlite)나 베이나이트(bainite) 등을 포함하는 조직이다.

다음으로, HAZ 최연화부의 마르텐사이트의 존재량을 상기 범위로 제어하고, 아울러 고강도를 달성하기 위해, 본 발명의 강재가 가져야 하는 성분 조성에 대해서 설명한다. 본 발명에 있어서, 화학 성분에 관한 ％ 표시는 모두 질량％를 의미하고 있다.

C: 0.030∼0.080％

C는, 강재의 강도를 높이는 원소로서, 구조용 강으로서 필요한 강도를 확보하기 위해서는, 0.030％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, C가 0.080％를 초과하면, 본드부 근방의 HAZ에서 섬 형상 마르텐사이트가 생성되기 쉬워지기 때문에, 상한은 0.080％로 한다. 바람직하게는, 0.035∼0.070％의 범위이다.

Si: 0.01∼0.15％

Si는, 강을 용제할 때의 탈산제(deoxidizing agent)로서 첨가되는 원소로서, 0.01％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.15％를 초과하면, 모재의 인성이 저하되는 것 외에, 대입열 용접한 본드부 근방 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어, 인성의 저하를 초래하기 쉬워진다. 따라서, Si는 0.01∼0.15％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.03∼0.12％의 범위이다.

Mn: 1.80∼2.60％

Mn은, 마찬가지로 강도를 높이기 위해 함유하는 Ni 등 다른 합금 원소에 비하여, 대입열 용접시 냉각 중에 본드부 근방에서 발생하는 미변태 오스테나이트를 세멘타이트로 분해하여 무해화하는 경향을 갖는, 본 발명에 있어서는 중요한 원소이다. 소요 강도를 확보하여, 상기 효과를 얻기 위해서는, 1.80％ 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 2.60％를 초과하여 함유하면, 반대로 HAZ 인성을 저하시킨다. 따라서, Mn은 1.80∼2.60％의 범위로 한다. 바람직하게는, 1.90∼2.30％의 범위이고, 더욱 바람직하게는, 1.82∼2.50％의 범위이다.

P: 0.012∼0.030％

P는, HAZ 최연화부에 있어서 마르텐사이트의 형성을 촉진하기 위해 0.012％ 이상 함유한다. 한편, P의 첨가는 본드부 근방에서는 미변태 오스테나이트를 세멘타이트로 분해하기 어렵게 하고, 섬 형상 마르텐사이트의 형성에 의해 그 인성을 저하시키기 때문에, 0.030％ 이하로 제한한다. 바람직하게는, 0.022％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.020％ 이하이다.

S: 0.0005∼0.0040％

S는, 페라이트의 핵생성 사이트를 형성하는 MnS 혹은 CaS를 생성하기 위해 필요한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.0040％를 초과하면, 모재의 인성이 오히려 저하된다. 따라서, S는 0.0005∼0.0040％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.0007∼0.0035％의 범위이다.

Al: 0.005∼0.100％

Al은, 강의 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 0.005％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.100％를 초과하여 함유하면, 모재의 인성뿐만 아니라, 용접 금속의 인성도 저하시킨다. 따라서, Al은 0.005∼0.100％의 범위로 한다. 바람직하게는 0.008∼0.100％의 범위이고, 보다 바람직하게는 0.010∼0.100％의 범위이고, 더욱 바람직하게는, 0.010∼0.060％의 범위이다.

Nb: 0.003∼0.030％

Nb는, 모재 강도 및 HAZ 최연화부 경도, 나아가서는 용접 조인트 강도를 확보하는 데에 유효한 원소이다. 그러나, 0.003％ 미만의 첨가에서는, 상기 효과가 작고, 한편, 0.030％를 초과하여 함유하면, 본드부 근방 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트가 생성되어 인성을 저하시키게 된다. 따라서, Nb는 0.003∼0.030％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.005∼0.027％의 범위이다.

Ti: 0.003∼0.030％

Ti는, 응고시에 TiN이 되어 석출되어, 본드부 근방 HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 또한, 페라이트의 변태핵이 되어, 그 고인성화에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.003％ 이상의 첨가가 필요하다. 한편, 0.030％를 초과하여 함유하면, 석출된 TiN이 조대화하여, 상기 효과가 얻어지지 않게 된다. 따라서, Ti는, 0.003∼0.030％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.006∼0.025％의 범위이다.

N: 0.0025∼0.0070％

N은, 전술한 TiN의 생성에 필요한 원소로서, TiN을 필요량 확보하려면, 0.0025％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, 0.0070％를 초과하여 함유하면, 고용 B에 의한 퀀칭성의 효과가 저해되어, 모재 강도나 HAZ 최연화부 경도를 저하시킨다. 따라서, N은, 0.0025∼0.0070％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.0030∼0.0065％의 범위이다.

B: 0.0003∼0.0025％

B는, 용접 열영향부의 세립역, 즉 HAZ 최연화부에서 퀀칭성을 발휘함으로써 최연화부 경도를 높이는 작용이 있다. 또한, 본드부 근방 HAZ에서 BN을 생성하여, 고용 N(solute N)을 저감함과 함께, 페라이트 변태핵으로서 작용하기 때문에, 본드부 근방 HAZ의 고인성화에 있어서도 유용한 원소이다. 이러한 효과를 얻으려면, 0.0003％ 이상 함유할 필요가 있다. 그러나, 0.0025％를 초과하여 함유하면, 퀀칭성이 높아져, 오히려 인성의 저하를 초래한다. 따라서, B는, 0.0003∼0.0025％의 범위로 한다. 바람직하게는, 0.0006∼0.0020％의 범위이다.

탄소 당량 C_eq: 0.330∼0.450

본 발명의 강재는, 상기 성분이, 상기 조성 범위를 충족하여 함유하고 있는 것에 더하여, 하기 (1)식으로 나타나는 탄소 당량 C_eq가 0.330∼0.450의 범위가 된다.

C_eq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 … (1)

식 (1)로 나타나는 탄소 당량 C_eq가 0.330∼0.450의 범위가 되는 것이 필요하다. 탄소 당량 C_eq가 0.330 미만에서는, 필요한 모재 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 탄소 당량 C_eq가 0.450을 초과하면, 대입열 용접에 의해 본드부 근방 열영향부의 인성이 저하되기 때문이다. 바람직하게는, C_eq는, 0.370∼0.420의 범위이다.

또한, 본 발명의 강재는, 상기 필수 성분에 더하여, V를 선택적 원소로 하여 하기의 범위로 함유할 수 있다.

V: 0.20％ 이하

V는, VN으로서 석출되어, 모재의 강도·인성의 향상에 기여함과 함께, 페라이트 생성핵으로서도 작용하기 때문에, 필요에 따라서 함유할 수 있다. 이 효과를 발휘하기 위해서는, 0.04％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, 과잉의 첨가는, 오히려 인성의 저하를 초래하기 때문에, 상한은 0.20％로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.06∼0.18％의 범위이다.

본 발명의 강재는, 상기 성분에 더하여 추가로, 강도 향상 등을 목적으로 하여, Cu, Ni, Cr 및 Mo 중으로부터 선택되는 1종 이상을 선택적 원소로 하여 하기의 범위로 함유할 수 있다.

Cu: 1.00％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 0.40％ 이하 및 Mo: 0.4％ 이하

Cu, Ni, Cr 및 Mo는, 모재의 고강도화에 유효한 원소이지만, 그 효과를 얻기 위해서는 Cu, Ni는 0.05％ 이상, Cr, Mo는 0.02％ 이상의 첨가가 바람직하다. 그러나, 어느 원소도 다량으로 지나치게 첨가하면, 인성에 악영향을 미치기 때문에, 함유하는 경우에는, Cu, Ni는 1.00％ 이하, Cr, Mo는 0.4％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Cu: 0.25∼0.90％, Ni: 0.25∼0.90％, Cr: 0.10∼0.35％, Mo: 0.05∼0.35％의 범위이다.

또한, 본 발명의 강재는, 상기 성분에 더하여 추가로, Ca, Mg, Zr 및 REM으로부터 선택되는 적어도 1종 이상을 선택적 원소로 하여 하기 범위로 함유할 수 있다.

Ca: 0.0005∼0.0050％

Ca는, S의 고정이나, 산화물, 황화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 얻기 위해 함유할 수 있다. 상기 효과를 얻으려면, 적어도 0.0005％를 함유하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.0050％를 초과하여 첨가해도, 상기 효과는 포화할 뿐이다. 따라서, Ca를 함유하는 경우는, 0.0005∼0.0050％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, 0.0008∼0.0045％의 범위이다.

Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.0010∼0.0200％, REM: 0.0010∼0.0200％

Mg, Zr 및 REM은 모두, 산화물의 분산에 의한 인성 개선 효과를 갖는 원소이다. 이러한 효과를 발현시키려면, Mg는 0.0005％ 이상, Zr 및 REM은 0.0010％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, Mg는 0.0050％를 초과하고, Zr 및 REM은 0.020％를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 포화할 뿐이다. 따라서, 이들 원소를 함유하는 경우는, 상기 범위로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는, Mg: 0.0005∼0.0045％, Zr: 0.0050∼0.018％, REM: 0.0050∼0.018％의 범위이다.

본 발명의 강재에 있어서의 상기 성분 이외의 잔부는, Fe 및 불가피적 불순물이다. 단, 본 발명의 작용 효과를 손상시키지 않는 범위이면, 다른 원소의 함유를 저지하는 것은 아니다. 예를 들면, 불가피적 불순물로서, O: 0.0050％ 이하이면 허용할 수 있다.

또한, 본 발명의 강재는, 종래 공지의 방법으로 제조할 수 있고, 특히, 제조 조건에 제한은 없다. 예를 들면, 용선(molten pig iron)을 전로(converter furnace) 등으로 용강으로 한 후, RH 탈(脫)가스 등으로 강 성분을 상기 적정 범위로 조정하고, 그 후, 연속 주조 또는 조괴-분괴 공정을 거쳐 강편으로 한다. 이어서, 상기 강편을 재가열하고, 열간 압연하여 소망하는 치수의 강재로 한 후, 방랭하거나, 혹은, 상기 열간 압연 후, 가속 냉각, 직접 퀀칭-템퍼링, 재가열 퀀칭-템퍼링, 재가열 노말라이징-템퍼링 의 공정을 거쳐 제조할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 상세하게 설명한다.

150㎏의 고주파 용해로(high-frequency melting furnace)를 이용하여, 표 1에 나타내는 성분 조성을 갖는 No.1∼23의 강을 용제하고, 주조(鑄造)하여 강괴로 한 후, 열간 압연하여 두께가 70㎜인 강편으로 했다. 이 강편을 1150℃로 2시간 가열 후, 판두께 중심 온도가 850℃ 이상으로 열간 압연하여 판두께가 30㎜인 후강판으로 한 후, 판두께 중심에 있어서의 냉각 속도가 8℃/sec가 되도록 가속 냉각(accelerated cooling)했다. 이 가속 냉각 조건은, 판두께 60㎜인 후강판의 1/4 t의 위치의 냉각 속도를, 30㎜의 판두께 중심으로 시뮬레이트(simulate)한 것이다.

이어서, 상기 30㎜의 후강판에, 500℃×10min의 템퍼링 처리(tempering treatment)를 행했다. 그 후, 상기 후강판으로부터, 시험편 길이 방향이 판폭 방향과 일치하도록, 평행부 14㎜φ×85㎜, 표점간 거리(gauge length) 70㎜의 환봉인장 시험편을 채취하여, 모재 강도(항복 응력 YS, 인장 강도 TS)를 측정했다.

열영향부 최연화부의 경도는 용접 조인트 강도에 크게 영향을 미치고, 최연화부 경도가 높을수록 용접 조인트 강도는 높아진다. HAZ 최연화부의 경도를 평가하기 위해, 상기 후강판으로부터 3㎜φ×10㎜의 소형 시험편을 채취하여, 800∼1300℃의 각 온도로 가열 후, 800∼500℃를 390sec로 냉각하는 열처리를 행했다. 800∼1300℃의 각 온도로 가열, 냉각된 소형 시험편의 비커스 경도 HV 10kgf를 측정하고, 그 중 가장 낮은 경도를 최연화부 경도로 했다. 또한, 본드부 근방 HAZ의 인성을 평가하기 위해, 상기 후강판으로부터, 폭 80㎜×길이 80㎜×두께 15㎜의 시험편을 채취하여, 1450℃로 가열 후, 800∼500℃를 390sec로 냉각하는 열처리를 부여했다. 그 후, 2㎜ V 노치 샤르피 시험편(V notch Charpy specimen)을 채취하여, －100∼40℃의 범위에서 적절하게 샤르피 충격 시험(Charpy impact test)을 행하고, 연성 파면율(ductile fracture ratio) 50％가 되는 파면 전이 온도(fracture transition temperature) vTrs를 구하여, 인성을 평가했다. 여기에서, 상기 열처리 조건은, 입열량 500kJ/㎝의 일렉트로 가스 용접된 열영향부의 열 사이클(heat cycle)에 상당한다.

HAZ 최연화부의 조직에 관해서는, 800∼1300℃의 각 온도로 가열한 샘플 중, 변태점 바로 위의 세립역에 상당하는 900℃로 가열한 샘플을 이용하여, 그 시험편 단면을 나이탈(nital)로 에칭하여 조직을 현출(現出)했다. SEM을 이용하여 1000배로 3시야의 조직 사진을 촬영하고, 그들을 화상 해석(imaging analysis)하여, 마르텐사이트의 평균 면적 분율을 구하고, 이것을 HAZ 최연화부의 마르텐사이트 체적 분율로 했다.

표 2에, 상기 순서로 평가를 행한 모재(후강판)의 인장 특성(YS, TS), HAZ 최연화부의 경도와 마르텐사이트 체적 분율, 본드부 근방 HAZ 인성의 측정 결과를 나타냈다. 표 2로부터, 발명예의 No.1∼11의 강판은, 모두 마르텐사이트의 분율이 3∼11체적％이고, 최연화부 경도가 HV 155 이상으로 높고, 또한 본드부 근방 HAZ 인성: vTrs도 모두 －40℃ 이하로, 우수한 인성이 얻어지고 있다.

이에 대하여, No.12∼23의 강판은, 몇 가지 성분이 본 발명의 성분 범위를 벗어나 있고, HAZ 최연화부 경도, 혹은 본드부 근방 HAZ 인성 중 어느 하나가 저위(低位)로 되어 있다.

본 발명에 의하면, 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행해도 용접 열영향부의 강도와 인성이 우수한 강재를 염가로 얻을 수 있다. 따라서, 본 발명의 강재는, 서브머지드 아크 용접, 일렉트로 가스 용접, 일렉트로 슬래그 용접 등의 대입열 용접에 의해 시공되는 선박이나 대형 강 구조물에 이용하기에 적합하다.

Claims

질량％로, C: 0.030∼0.080％, Si: 0.01∼0.15％, Mn: 1.80∼2.60％, P: 0.012∼0.030％, S: 0.0005∼0.0040％, Al: 0.005∼0.100％, Nb: 0.003∼0.030％, Ti: 0.003∼0.030％, N: 0.0025∼0.0070％, B: 0.0003∼0.0025％이고, 또한, 하기 (1)식으로 나타나는 탄소 당량 C_eq가 0.330∼0.450의 범위가 되도록 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
용접 입열량이 300kJ/㎝를 초과하는 대입열 용접을 행했을 때의 열영향부 최(最)연화부 조직 중의 마르텐사이트가 3∼12체적％인 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.
C_eq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15 … (1)
단, 상기식 중의 원소 기호는 각 원소의 함유량(질량％)을 나타내고, 함유하고 있지 않은 원소는 0으로 한다.
제1항에 있어서,
추가로, 질량％로, V: 0.20％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.
제1항 또는 제2항에 있어서,
추가로, 질량％로, Cu: 1.00％ 이하, Ni: 1.00％ 이하, Cr: 0.40％ 이하 및 Mo: 0.4％ 이하 중으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 질량％로, Ca: 0.0005∼0.0050％, Mg: 0.0005∼0.0050％, Zr: 0.0010∼0.0200％ 및 REM: 0.0010∼0.0200％ 중으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 대입열 용접용 강재.