KR20210089062A - 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 - Google Patents
용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 Download PDFInfo
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Abstract
[과제] 저온인성에 우수한 Cu 함유 저합금강을 제공한다.
[해결 수단] 질량%로, C: 0.01∼0.06%, Si: 0.05∼0.40%, Mn: 0.20∼0.70%, Ni: 1.20∼2.50%, Cr: 0.50∼1.00%, Cu: 0.80∼1.50%, Mo: 0.20∼0.60%, Al: 0.010∼0.050%, Nb: 0.020∼0.080%, N: 0.005∼0.020%를 함유하고, 소망에 의해 Ca: 0.010% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.
[해결 수단] 질량%로, C: 0.01∼0.06%, Si: 0.05∼0.40%, Mn: 0.20∼0.70%, Ni: 1.20∼2.50%, Cr: 0.50∼1.00%, Cu: 0.80∼1.50%, Mo: 0.20∼0.60%, Al: 0.010∼0.050%, Nb: 0.020∼0.080%, N: 0.005∼0.020%를 함유하고, 소망에 의해 Ca: 0.010% 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.
Description
본 발명은 계류 설비, 라이저, 단류선(flow line) 등에 사용되는 해양 구조물용 강으로서 바람직한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
석유·천연 가스는 에너지의 중심으로서 널리 사용되고 있다. 최근, 그들의 개발은 육상으로부터 해양으로 이행되고 있고, 특히 해양 자원 개발은 대륙붕보다 대수심에서의 채굴이 주류가 되고 있다. 이 초대 수심 개발에 사용되는 해양 구조물용 강에 대하여, 안전성 확보의 관점에서 부재 자신의 인성뿐만 아니라, HAZ의 인성에의 요구도 엄격함을 증대하여 CTOD값이 요구되도록 되어 있다. 또한, 현지에서의 용접 효율의 관점에서, 용접 입열이 2.0∼4.0kJ/㎜의 범위에서 용접 시공이 요구되기 때문에, 입열 4.0kJ/㎜ 이하에서의 해양 구조물용 후육 단강품의 다층 용접부에 요구되는 저온인성을 만족할 필요가 있다.
해양 구조물용 강으로서, 단강재에서는 예를 들면 ASTM A707로 규정된 0.43질량% 이하의 Cu를 포함하는 강이 알려져 있다. 상기의 강은 시효 처리로 Cu를 석출시킴으로써, 용접성을 고려한 저탄소 또한 저탄소 당량의 성분계로 강도를 확보하고, 강도와 저온인성을 양립시킨 것이다. 그러나, 상기의 강에서는 Cu 함유량이 적고, 2상역 담금질을 채용한 경우, 시효 처리를 해도 부재의 강도를 확보할 수 없다.
종래의 기술로서, 특허문헌 1에서는 2상역 담금질 처리의 활용, 또한 Cu에 의한 시효 경화에 의해 저온 인성을 확보하기 위해서, 해양 구조물용 강으로서 사용되는 후육 단강재의 강도-인성 밸런스를 향상시키는 방법이 제안되고 있다.
또한, HAZ의 CTOD 특성을 향상시키는 제안은 종래부터 수없이 많고, 예를 들면 특허문헌 2에서는 중심 편석을 억제한 제조 방법으로, 또한 성분의 규제에 의해 HAZ의 CTOD 특성을 향상시키고 있다.
또한, 특허문헌 3에서는 미세한 Ti 질화물과 MnS의 복합 석출물, 특허문헌 4에서는 미세한 Ti 산화물이나 Mg 산화물을 이용함으로써 HAZ의 조직의 미세화를 도모하고 있다.
특허문헌 5에서는 화학 조성을 기초로 한 M1*값, M*2값에 의해, 섬상 마르텐사이트(MA)의 억제를 도모하고, 두께 1인치 이상, 인장 강도 700㎫에서 CTOD 특성의 향상을 도모하고 있다.
그러나, 종래 제안되고 있는 특허문헌 1에 기재된 화학 조성에서는 용접 입열을 1.6kJ/㎜ 이상으로 한 다층 용접에 의한 HAZ에 있어서 MA가 많이 생성하기 때문에, 인성을 저하시켜 CTOD 특성을 안정적으로 확보할 수 없다.
특허문헌 2에서는 제조 공정에 압연이 필요하며, 150㎜ 이상의 후육 플랜지부 등을 포함하는 대형 구조체에는 특허문헌 2의 제조 방법은 적용할 수 없다.
특허문헌 3, 4에서 제안되고 있는 기술에서는, 후육 단강재 등에서는 그 제강 과정으로 이들의 미세 개재물을 균일하게 제어하는 것이 매우 곤란하여 안정한 효과를 얻을 수 없다.
또한, 특허문헌 5에서는 강판을 대상으로 하고 있기 때문에, Al 및 N의 함유량이 적고, 후육 단강재에서는 조질시의 결정 입경을 미세하게 할 수 없고, 부재 자체의 인성을 확보할 수 없다. 또한, 고강도화를 위해 B를 0.0005∼0.0015%의 범위로 첨가하는 것을 규정하고 있지만, 강괴로부터 제조하는 후육 단강재에서는 그 전체에 걸쳐 균일하게 함유시키는 것이 어렵다. 게다가, 조질시의 열 취급에 따라서는 인성에 유해한 붕소화물이 석출해버린다. 따라서, 어느 특허문헌에 있어서도 Cu의 시효 처리에 의해 강도가 변화하는 Cu 함유 저합금강에 있어서, 150∼450㎜의 후육 단강재의 다층 용접 열영향부의 인성이 우수한 강 및 그 제조 방법에 대해서는 밝혀져 있지 않다.
본 발명은 상기 사정을 배경으로 이루어진 것이며, 강재의 조성을 최적화하고 용접 HAZ의 저온인성을 향상시키는 것을 가능하게 한, 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
즉, 본 발명의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 중, 제 1 형태는 질량%로, C: 0.01∼0.06%, Si: 0.05∼0.40%, Mn: 0.20∼0.70%, Ni: 1.20∼2.50%, Cr: 0.50∼1.00%, Cu: 0.80∼1.50%, Mo: 0.20∼0.60%, Al: 0.010∼0.050%, Nb: 0.020∼0.080%, N: 0.005∼0.020%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 한다.
제 2 형태의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 상기 형태의 발명에 있어서, 상기 화학 조성으로서, 질량%로, Ca: 0.010% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 한다.
제 3 형태의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 상기형태의 발명에 있어서, 입열이 3.5kJ/㎜에서의 용접 열영향을 받은 후의 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ) 중의 조직에 있어서 섬상 마르텐사이트(Martensite-Austnite constituent; MA)가 면적률로 4% 미만으로 구성되는 것을 특징으로 한다.
제 4 형태의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 상기 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ) 중에 존재하는 2상역 가열 조립 HAZ(Inter-Critically Coase Grain HAZ: ICCGHAZ)에서의 조직에 있어서 섬상 마르텐사이트(Martensite-Austnite constituent; MA)가 면적률로 5% 미만으로 구성되는 것을 특징으로 한다.
제 5 형태의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 발명은 조질이 행해진 Cu 함유 저합금강으로서, 0.2% 내력이 525㎫ 이상이고, 또한 V 노치 샤르피 충격 시험에 의해 측정된 연성 취성 파면 전이온도(FATT)가 -70℃ 이하인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법 중 제 1의 형태는 상기 각 형태 중 어느 하나에 기재된, 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강을 제조하기 위한 조질 조건으로서, 850∼950℃의 온도역으로 가열해서 담금질 처리가 행해지고, 그 후 (AC3 변태점-50℃) 이상, (AC3 변태점-10℃) 이하의 온도 범위로 가열해서 2상역 담금질 처리가 행해지고, 또한 500∼600℃에서 템퍼링 처리가 행해지는 것을 특징으로 한다.
다른 형태의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법은 상기 각 형태 중 어느 하나에 기재된, 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강을 제조하는 방법으로서,
질량%로, C: 0.01∼0.06%, Si: 0.05∼0.40%, Mn: 0.20∼0.70%, Ni: 1.20∼2.50%, Cr: 0.50∼1.00%, Cu: 0.80∼1.50%, Mo: 0.20∼0.60%, Al: 0.010∼0.050%, Nb: 0.020∼0.080%를 함유하고, 또한 N: 0.005∼0.020%, Ca: 0.010% 이하의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 Cu 함유 저합금강을 열간 단련에 의해 판 두께 150㎜∼450㎜의 후육부를 갖는 대형 구조용 강에 적용하는 것을 특징으로 한다.
다른 형태의 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법은 상기 형태의 발명에 있어서, 상기 조질 조건의 공정을 갖는 것을 특징으로 한다.
이하에, 본 발명에서 규정하는 조성 및 제조시의 조건에 대해서 이하에 설명한다. 또한, 조성에 있어서의 성분 함유량은 모두 질량%로 나타내어져 있다.
C: 0.01∼0.06%
강도를 확보한다는 관점에서는, C는 필요한 첨가 원소이기 때문에 0.01%를 하한으로 한다. 그러나, 0.06%를 초과하는 함유는 용접성의 저하와 동시에, 용접 열영향부의 인성, 특히 CTOD(Crack Tip Opening Displacement) 특성이 저하함으로써 0.06%를 상한으로 한다. 또한, 같은 이유로 하한을 0.02%, 상한을 0.05%로 하는 것이 바람직하다.
Si: 0.05∼0.40%
Si는 합금의 용해·정련을 행할 때에 탈산 원소로서 사용된다. 또한, 강도 확보를 위해 필요한 원소이기 때문에 0.05%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 함유는 용접 열영향부의 MA의 생성량이 증가하고, 인성의 저하를 초래하므로 0.40%를 상한으로 한다.
또한, 같은 이유로 하한을 0.10%, 상한을 0.35%로 하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.20∼0.70%
Mn은 Si와 마찬가지로 탈산 원소로서 유용한 원소이며, 담금질성의 향상에도 기여하기 때문에 0.20%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 함유는 용접 열영향부의 MA(Martensite Austenite)의 생성량이 증가하고, 인성의 저하를 초래하므로 0.70%를 상한으로 한다. 또한, 같은 이유로 하한을 0.30%, 상한을 0.60%로 하는 것이 바람직하고, 또한 상한을 0.50%로 하는 것이 더욱더 바람직하다.
Ni: 1.20∼2.50%
Ni는 담금질성의 향상에 의한 강도한 확보, 저온인성의 확보를 위해 필요한 원소이기 때문에 1.20%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 함유는 잔류 γ를 안정화하고, 인성의 저하를 초래하므로 2.50%를 상한으로 한다. 또한, 같은 이유로 하한을 1.50%, 상한을 2.30%로 하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.50∼1.00%
Cr는 담금질성을 확보하고, 강도와 인성을 확보하는데 중요한 원소이기 때문에 0.50%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉의 함유는 담금질성을 향상시키고, 인성의 저하, 용접 균열 감수성이 높아짐으로써 1.00%를 상한으로 한다.
또한, 같은 이유로 하한을 0.60%, 상한을 0.80%로 하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.80∼1.50%
Cu는 시효 처리시에 석출하여 강의 강도를 향상시킨다. 저탄소강에 있어서는 Cu 석출물에 의한 강도한 확보는 매우 중요하다. 또한, 내식성을 향상시키는데도 중요한 원소이기 때문에 0.80%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 함유는 인성의 저하, 열간 가공성의 저하를 초래하기 때문에 1.50%를 상한으로 한다. 또한, 같은 이유로 하한을 1.10, 상한을 1.30로 하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.20∼0.60%
Mo는 담금질성의 향상에 기여하고, 강도와 인성을 확보하는데 중요한 원소이기 때문에 0.20%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 함유는 인성의 저하, 용접성의 저하를 초래하기 때문에 0.60%를 상한으로 한다.
또한, 같은 이유로 하한을 0.40%, 상한을 0.50%로 하는 것이 바람직하다.
Al: 0.010∼0.050%
Al은 N과 결합해서 AlN이 되어 결정립 성장을 억제한다. 결정 입경의 미세화는 인성을 향상시키기 위해 필수적이며, Al의 함유량은 0.010%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 함유는 조대한 AlN에 의한 인성의 저하를 초래하기 때문에 0.050%를 상한으로 한다.
또한, 같은 이유로 하한을 0.015%, 상한을 0.030%로 하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.020∼0.080%
Nb는 탄질화물로서 결정립 성장을 억제하고, 결정 입경의 미세화를 위해 중요한 원소이기 때문에 0.020%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 첨가는 탄질화물의 응집 조대화를 촉진하고, 인성의 저하를 초래하기 때문에 0.080%를 상한으로 한다.
또한, 같은 이유로 하한을 0.040%, 상한을 0.050%로 하는 것이 바람직하다.
N: 0.005∼0.020%
N은 AlN 및 탄질화물로서 결정립 성장을 억제하고, 결정 입경의 미세화를 위해 중요한 원소이며, 0.005%를 하한으로 한다. 그러나, 과잉한 첨가는 다량의 AlN이나 탄질화물의 석출 및 응집 조대화를 촉진하고, 인성의 저하를 초래하기 때문에 0.020%를 상한으로 한다.
또한, 같은 이유로 하한을 0.006%, 상한을 0.015%로 하는 것이 바람직하다.
Ca: 0.010% 이하
Ca는 Ca-Si로서 산화물이나 황화물을 형성하기 때문에 탈산, 탈황 원소로서 소망에 의해 사용된다. 그러나, 과잉한 첨가는 인성의 저하를 초래하기 때문에 0.010% 이하로 한다. 또한, 같은 이유로 상한을 0.005%로 하는 것이 더욱 바람직하다.
ICCGHAZ의 MA의 면적률: 5% 미만
HAZ 전체의 MA의 면적률: 4% 미만
MA는 고탄소의 마르텐사이트나 잔류 γ를 포함하기 때문에 매우 단단하고, 경질상으로서 향응한다. 이 경질상의 존재는 모상과의 강도차가 있어 취성 파괴시의 응력 집중의 기점이 된다. 특히, 후육재의 다층 용접계부에 형성되는 다층 용접 HAZ(heat affected zone)에서는 용접 입열의 증가에 따라, 다중의 용접 열 사이클이 부여되는 영역이 넓어지기 때문에 MA의 생성량이 증가하고, 인성, 특히 CTOD 특성이 저하한다. 다층 용접 HAZ의 인성의 향상을 위해서는 MA의 면적률을 저감시킬 필요가 있다. 본 강종의 HAZ에서 가장 인성이 저하하는 영역은 ICCGHAZ(inter critically reheated CGHAZ, CGHAZ: coarse grain HAZ)이며, 이 영역의 MA의 면적률을 5% 미만으로 하는 것, 또한 HAZ 전체의 MA의 면적률을 4% 미만으로 함으로써 인성의 향상이 인정된다.
MA의 면적률은 입열량을 3.5kJ/㎜ 이하로 한 경우에, HAZ 전체 또는 ICCGHAZ의 영역에서 얻어지는 평균값으로 얻어진다. 또한, 입열량은 특성 평가의 조건으로서 제시되는 것이며, 본 발명에 있어서 용접을 행할 때의 입열량이 상기 범위에 한정되는 것은 아니다.
조질 후의 0.2% 내력: 525㎫ 이상
조질 후의 연성 취성 파면 전이온도(FATT): -70℃ 이하
라이저 파이프라인을 지지하는 해양 구조물용 강 등에서는 그 부재에 장력이 걸리기 때문에 부재 자체의 강도가 필요하게 된다. 따라서, 조질 후의 0.2% 내력을 525㎫ 이상으로 함으로써, 장력이 걸리는 해양 구조물 부재로서도 충분한 강도를 갖는 강이 된다.
해양 구조물은 한번 대규모의 파괴가 일어나면, 환경에 주는 영향이 매우 크다. 조질 후의 연성 취성 파면 전이온도(FATT)를 -70℃ 이하로 함으로써, 이 파괴를 방지할 수 있다.
조질 조건
담금질 처리의 경우에는 적어도 AC3 변태점 이상의 온도로 가열할 필요가 있다. 또한, 담금질 처리의 가열 온도가 AC3점 이상이어도, 온도가 낮은 경우에는 담금질성을 확보할 수 없기 때문에 하한 온도를 850℃로 한다. 그러나, 담금질 처리 온도의 고온화는 가열시에 γ 입경이 조대화하고, 그 후의 인성의 저하를 초래하기 때문에 상한을 950℃로 한다. 또한, 이 담금질 처리는 필요에 따라서 복수회 반복할 수 있다. 또한, 상기 담금질시의 가열 수단이나 냉각 수단은 본 발명으로서는 특별히 한정되는 것은 아니고, 소망의 가열능 및 냉각능이 얻어지는 수단을 적당히 선택할 수 있다.
담금질 처리가 실시된 강재는 이어서, (AC3 변태점-50℃) 이상, (AC3 변태점-10℃) 이하의 온도 범위에서 가열된 후, 냉각하는 2상역 담금질 처리가 실시된다. 상기 2상역 담금질시의 가열 수단이나 냉각 수단도, 본 발명으로서는 특별히 한정되는 것은 아니고, 소망의 가열능 및 냉각능이 얻어지는 수단을 적당히 선택할 수 있다. 이 열처리는 본 발명의 제조 방법에 있어서 가장 중요한 것이다.
상기 열처리에 있어서의 가열 온도는 (AC3 변태점-50℃) 이상, (AC3 변태점-10℃) 이하의 온도 범위에 규정된다. 가열 온도가 (AC3 변태점-50℃) 미만에서는 γ상에의 변태량이 불충분하며, 고온 담금질을 받는 α상이 많고, Cu 석출물이 조대화하기 때문에 0.2% 내력을 확보할 수 없다. 또한, 그 후의 결정 입경도 미립화되지 않고, 또한 변태한 γ상에의 성분 농화가 일어나 실온에서도 γ상이 잔존하여 인성의 확보도 어렵다. 한편, (AC3 변태점-10℃)를 초과하는 고온으로 하면, γ상에의 변태량이 과잉하게 되고, 변태한 γ상은 담금질성이 저하하고, 그래놀라 베이네이트 페라이트가 되기 때문에 양호한 금속 조직을 얻을 수 없다. 또한, 결정 입경이 조대하게 되어 충분한 강도 및 저온 인성을 확보할 수 없다. 이러한 이유로부터, (AC3 변태점-50℃) 이상, (AC3 변태점-10℃) 이하의 온도 범위에 규정된다.
상기 2상역 담금질 처리에 이어서, 500∼600℃의 온도 범위에서 템퍼링 처리가 실시된다. 가열 온도가 500℃ 미만에서는 Cu 석출물의 시효 효과에 의해 0.2% 내력이 증가하고 인성의 저하를 초래한다. 또한, 낮은 템퍼링 온도에서는 조질시의 내부 응력을 완화시킬 수 없어 공용 중의 손상의 원인이 된다. 한편, 600℃를 초과하면, 과시효가 되어 0.2% 내력을 확보할 수 없다. 따라서, 템퍼링 처리의 온도 범위는 500∼600℃로 한다.
후육부
본원 발명에서는 후육부를 갖는 재료의 제조에 적합하게 적용할 수 있다. 예를 들면, 후육부의 최대 두께가 150㎜ 이상이고, 450㎜ 이하인 것이 나타내어진다.
두께가 150㎜ 이상인 재료에서는 조질 압연이 어려워 본원 발명에 의한 효과를 현저하게 얻을 수 있다. 한편, 두께가 450㎜를 초과하면, 담금질 및 2상역 담금질의 냉각 과정에서, 냉각 속도가 저하하여 강도한 저하를 초래한다.
(발명의 효과)
즉, 본 발명의 Cu 함유 저합금강에 의하면, 조성의 적정화에 의해 우수한 저온인성을 확보할 수 있다.
본 발명의 Cu 함유 저합금강의 제조 방법에 의하면, 조성 범위의 규정 및 조질 등에 의해 계류 설비, 라이저, 단류선 등에 사용되는 해양 구조물용 강으로서 바람직한 저온인성이 우수하고, 특히 고강도 고인성을 갖는 후육 Cu 함유 저합금단강의 제조를 가능한 것으로 한다.
도 1은 본 발명의 담금질 방법의 예를 나타내는 개략 설명도이다.
도 2는 다층 용접 이음매의 용접 열영향부의 모식도이다.
도 3은 발명예와 비교예의 르페라 에칭(Le Pera etching) 후의 SEM 상을 나타내는 도면대용 사진이다.
도 4는 발명예와 비교예의 용접 이음매의 CTOD값과 노치 위치의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 다층 용접 이음매의 용접 열영향부의 모식도이다.
도 3은 발명예와 비교예의 르페라 에칭(Le Pera etching) 후의 SEM 상을 나타내는 도면대용 사진이다.
도 4는 발명예와 비교예의 용접 이음매의 CTOD값과 노치 위치의 관계를 나타내는 그래프이다.
본 발명에 사용하는 Cu 함유 저합금강은 본 발명에서 규정하는 조성을 목표로 해서 행하면, 상법에 의해 용제할 수 있고, 본 발명으로서는 그 방법이 특별히 한정되는 것은 아니다.
용제된 강괴는 열간 단련을 행하여 임의인 형상으로 한 후, 상기한 담금질(Q), 2상역 담금질(L), 템퍼링(T) 처리가 실시되는 것이다.
또한, 열간 단련의 내용, 방법은 특별히 한정되는 것은 아니고, 단련비 등도 특별히 한정되지 않는다. 열간 단련된 재료는 후육의 것으로 할 수 있고, 예를 들면 판 두께 150㎜∼450㎜의 후육부를 갖는 재료로 할 수 있다. 본 발명의 Cu 함유 저합금강은 상기한 후육부를 갖는 대형 구조용 강에 적용되는 재료에 있어서 특히 바람직한 효과를 초래하지만, 본 발명으로서는 판 두께가 특별히 한정되는 것은 아니고, 상기보다 두께가 얇은 용도에 있어서도 사용할 수 있다.
조질 처리에서는 Cu 함유 저합금강을 850∼950℃의 온도역에서 가열해서 담금질 처리를 행한다. 그 후, (AC3 변태점-50℃) 이상, (AC3 변태점-10℃) 이하의 온도 범위에서 2상역 담금질 처리를 행하고, 또한 500∼600℃에서 템퍼링 처리를 행한다.
또한, 열간 단련과 조질 처리 사이에, 소준(N) 등의 열처리를 행할 수도 있다. 상기 소준 조건으로서는, 예를 들면 950∼1000℃의 가열 조건을 나타낼 수 있다.
또한, 열간 단련과 담금질 처리 사이에 소준(N) 등의 열처리를 행할 수도 있다. 상기 소준 조건으로서는, 예를 들면 950∼1000℃의 가열 조건을 나타낼 수 있다.
상기 조질 조건의 히트 패턴을 도 1에 나타낸다.
최초의 담금질에서는 Ac3 이상의 온도로 가열되고, 2상역 담금질시의 가열 온도가 규정 범위 내에 들어가도록 열처리가 행해지고 있다. 또한, 템퍼링 처리에서는 Ac1 이하의 온도로 가열되어 열처리가 행해지고 있다.
상기에 의한 조성 범위의 규정 및 그 제조 방법에 의하면, 계류 설비, 라이저, 단류선 등에 사용되는 해양 구조물용 강으로서 바람직한, 저온인성에 우수하고, 특히 강도-저온인성 밸런스가 우수한 후육 Cu 함유 저합금단강의 제조를 가능한 것으로 한다.
상기에서 얻어진 Cu 함유 저합금강은 0.2% 내력이 525㎫ 이상으로, V 노치 샤르피 충격 시험에 의해 측정된 연성 취성 파면 전이온도(FATT)가 -70℃ 이하인 특성을 가지고 있다.
또한, 다층 용접 이음매의 형성에 적용되는 용접 방법은 본 발명으로서 특별히 한정되는 것은 아니다.
본 실시형태에서는 입열량 3.5kJ/㎜에서의 열영향을 받은 후의 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ) 중의 조직에 있어서, 섬상 마르텐사이트(Martensite-Austnite constituent; MA)가 면적률로 4% 미만으로 구성된다.
또한, 상기 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ) 중에 존재하는 2상역 가열 조립 HAZ(Inter-Critically Coase Grain HAZ: ICCGHAZ)에서의 조직에 있어서 섬상 마르텐사이트(Martensite-Austnite constituent; MA)가 면적률로 5% 미만으로 구성된다.
여기에서 용접 열영향부란 용접의 열영향에 의해 모재의 미크로 조직 또는 매크로 조직이 변화된 영역으로 정의한다.
예를 들면, 매크로 조직 관찰에서는 염화구리 암모늄과 염산의 혼합 수용액, 10% 나이탈 등을 사용해서 용접부 단면을 에칭하고, 미크로 조직 관찰에서는 2% 나이탈, 5% 나이탈, 5% 질산 알코올 용액, 5% 질산과 1% 피크르산의 혼합 알코올 용액, 5% 피크럴 등을 사용해서 용접부 단면을 에칭한다.
에칭에 의해 나타난 조직의 변화로부터 용접 열영향부와 모재를 목시 또는 현미경을 사용해서 구별할 수 있다. 또한, 에칭에 사용하는 부식액은 조직의 차이를 관찰할 수 있는 것이면 상기에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1
이하에 본 발명의 실시예를 비교예와 대비하면서 설명한다. 표 1에 나타내는 조성을 갖는 공시재를 진공 유도 용해로에 의해 50㎏ 강괴에 용제했다. 용제한 각 강괴는 1250℃에서 열간 단조에 의해 두께 45㎜×폭 130㎜(단조비: 3.1s 이상)으로 하고, 또한 N(960℃)을 실시한 후, Q(900℃), L(800℃), T(580℃)을 실시했다.
또한, Q 처리 및 L 처리의 냉각은 판 두께 350㎜의 수냉 상당을 모의한 냉각 속도(20℃/min)로 했다. 그 후, 다층 용접 열영향부를 재현하는 열 사이클을 부여했다.
본 실시예에서 재현한 HAZ 조직은 도 2에 나타내는 바와 같은 본 강에서 인성이 가장 저하하는 영역인 1패스째의 조립역이 2패스째 이후에 2상역으로 재가열된 ICCG(Inter-critically Coase Grain) HAZ로 했다. 또한, 1패스째의 조립역인 CG(Coase Grain) HAZ도 조직을 재현했다.
입열량 3.5kJ/㎜의 다층 용접 열영향부의 CGHAZ 및 ICCGHAZ 조직을 모의한 재현 열 사이클을 부여함으로써, CGHAZ와 ICCGHAZ의 MA의 면적률, 또한 ICCGHAZ의 인성을 정확하게 평가했다.
입열량은 하기 식에 의해 얻어지고, 입열량 3.5kJ/㎜가 얻어지는 조건으로 정했다.
입열량 = 60×전류(A)×전압(V)/용접 속도(㎜/min)
치수 15×15×65㎜의 재료를 상기 조질 후의 단조판으로부터 채취하여 재현 열 사이클 시험을 실시했다. 1패스째의 용융선 근방의 조립역의 조직을 최고 가열 온도 1350℃, 유지 시간 5s로 모의한 CGHAZ 조직을 모의했다. 또한, CGHAZ 조직을 조제 후, 2패스째의 2상역의 재열을 최고 가열 온도 780℃, 유지 시간 5s의 조건으로 모의함으로써 ICCGHAZ 조직을 조제했다. 모든 재현 열 사이클도 입열량 3.5kJ/㎜의 다층 용접의 열 이력을 모의하기 위해서, 승온 속도는 70℃/s, 800℃에서 500℃의 범위의 냉각 시간을 50s로 했다.
또한, 열 사이클의 가열은 고주파 가열, 냉각은 탄산 가스 또는 헬륨 가스의 분무에 의해 행하고, 승온, 유지 및 냉각은 시험편 표면에 부착된 커플의 측정 값을 기초로 제어했다. 또한, A강과 H강에 있어서는 판 두께 350㎜를 모의한 조질(Q-L-T)을 부여한 시험판을 사용하여, J 개선으로 입열 3.5kJ/㎜의 서브머지드 아크 용접을 행하고, 용접 금속의 용융선(F.L.), F.L.로부터 HAZ측에 1㎜(F.L.+1㎜) 및 F.L.로부터 HAZ측에 2㎜(F.L.+2㎜)로 노치를 넣은 CTOD 시험을 실시했다.
CGHAZ 및 ICCGHAZ의 재현 열 사이클 시험편으로부터, 시험편을 채취해서 MA의 면적률 측정을 실시했다. 또한, ICCGHAZ의 재현 열 사이클 시험편으로부터 CTOD 시험을 실시하여 저온인성을 평가했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.
MA의 면적률은 르레라 에칭법에 의해 MA를 현출시킨 뒤, 전자현미경(SEM)의 2500배의 사진 5매를 트레이스하여 각각 화상 해석을 행하고, 그 평균값을 산출했다.
CTOD 시험은 재현 열 사이클 시험재로부터, 10㎜×10㎜×46㎜의 시험편을 채취하고 ISO12135의 규정에 준거했다. 시험 온도는 -20℃, 시험수는 3개로 해서 얻어진 결과로 가장 CTOD값의 낮은 Critical CTOD값으로 저온인성을 평가했다.
또한, 안정 균열 진전량으로부터 파괴 형태도 평가했다. 파괴 형태는 표 중의 ()에 나타내고, δm이 최대 하중점까지 불안정 균열 진전이 발생하지 않은 것, δc는 안정 균열 진전이 0.2㎜ 이하로 불안정 균열 진전이 발생한 것을 나타낸다. 또한, A강 및 H강의 용접 이음매에서의 시험에서는 15㎜×30㎜×138㎜의 시험편을 채취하고 ISO15653의 규정에 준거했다. 시험 온도는 -20℃, 시험수는 3개로 했다.
재현 열 사이클 시험편에 의해 얻어진 결과를 표 2에 나타낸다. 강 1 및 강 8의 재현 ICCGHAZ 조직의 르페라 에칭 후의 SEM 상을 도 3에 나타낸다.
표 2로부터 명백한 바와 같이, 강 No.1∼4의 발명 강에서는 CGHAZ 및 ICCGHAZ 동시에 MA의 면적률이 낮고, 또한 양호한 ICCGHAZ의 인성을 갖는다. 강 No.5은 MA의 면적률이 낮음에도 불구하고, HAZ 인성이 낮다. 이것은 본 발명의 Ni 함유량의 하한을 벗어나고 있기 때문에, 담금질성이 낮고, HAZ 인성이 낮은 조직이 형성되었기 때문이다. 또한, 강 No.6∼8에 있어서는 ICCGHAZ의 MA의 면적률이 5% 이상이 되고, 또한 강 No.6 및 8에서는 CGHAZ의 MA의 면적률이 4% 이상으로 되어 있다. 그 결과, 본 발명 강과 비교해서 HAZ 인성이 매우 낮다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 발명 강인 강 No.1에서는 MA(도 중의 백색상)가 적다. 한편, 비교 강인 강 No.8에서는 많은 MA가 생성되어 있고, 또한 그 형상도 가늘고 길다. 본 발명의 요건을 만족함으로써 MA의 생성량을 억제할 수 있고, 그 결과 양호한 HAZ 인성이 얻어진다.
또한, A강 및 H강의 용접 이음매의 CTOD 시험으로부터 얻어진 결과를 도 4에 나타낸다.
본 발명의 요건을 충족시키고 있는 A강에서는 다층 용접의 열 사이클이 부여되어 있는 F.L.근방 및 F.L.+1㎜의 HAZ에 있어서, 양호한 인성이 얻어지는 것을 알았다. 한편, 비교 강의 H강을 사용한 경우, F.L.근방 및 F.L.+1㎜의 위치에 노치를 넣은 경우의 인성은 매우 낮다.
상술한 결과로부터, 본 발명의 요건을 충족시키고 있는 화학 조성인 A∼D강에서는 다층 용접의 열 사이클이 부여된 HAZ에 있어서, 우수한 인성을 갖는 Cu 함유 저합금강의 제조가 가능하다.
해양 구조물용 강의 후육 단강재로서의 특성이 얻어지는 최적의 조질 조건에 대해서, 발명 강 A∼D를 사용해서 검증했다. 각 재료는 용제, 단조, N(960℃) 및 Q(900℃)를 실시한 후, 표 3에 나타내는 조질 조건으로 조질을 실시했다. 또한, 실시예의 Q 처리 온도는 모두 900℃에서 실시하고 있지만, 상술한 이유에 의해, 담금질 온도가 850∼950℃의 범위이면 특별히 한정되는 것은 아니다. 또한, Q 처리 및 L 처리의 냉각은 판 두께 350㎜의 수냉 상당을 모의한 냉각 속도(20℃/min)로 했다.
얻어진 시험재로부터, 시험편을 채취해서 인장 시험, 샤르피 충격 시험을 실시하여 강도 및 저온인성을 평가했다. 시험 방법은 다음과 같이 했다.
인장 시험에서는 얻어진 시험재로부터, 환봉 인장 시험편(평행부 직경: 12.5㎜, G.L.: 50㎜)을 채취하고, JIS Z 2241의 규정에 준거하여 실온에서 인장 시험을 실시하고, 0.2% 내력(Y.S.)과 인장 강도(T.S.)를 구했다.
충격 시험에서는 얻어진 시험재로부터, 2㎜ V 노치 샤르피 충격 시험편을 채취하고, JIS Z 2242의 규정에 준거했다. FATT는 임의의 시험 온도로 샤르피 충격 시험을 실시하고, 그 천이 곡선으로부터 FATT를 채취했다. 얻어진 결과를 표 4에 나타낸다.
강 No.9(본 발명예) 및 No.10(본 발명예)은 본 발명의 조질 조건으로 L 및 T를 실시하고 있어, 어느 경우도 0.2% 내력, 저온인성 동시에 양호한 결과가 얻어지고 있다.
한편, 강 No.11∼13(비교예)에서는 강 No.9 및 10과 동일 강종인 A강을 사용하고 있지만, 본 발명의 열처리 프로세스의 요건 외의 조건이기 때문에, 발명예와 비교해서 인성 또는 강도가 저하하고 있다. 강 No.11에서는 T 온도가 낮기 때문에, Cu의 시효 경화가 과잉으로 얻어져 양호한 인성을 얻을 수 없다. 강 No.12에서는 L 온도가 낮아 적절한 T 온도로 처리했음에도 불구하고, 발명예와 비교해서 강도와 인성 동시에 저하하고 있다. 또한, 강 No.13에서는 강 No.12의 강도를 향상시키기 위해서, 낮은 T 온도에서 처리하고 있어 강도는 증가했지만, 그 만큼 인성은 저하했다. 따라서, 조질 조건의 L 및 T의 온도가 적절한 경우에만, 양호한 강도와 인성이 얻어지는 것을 알았다.
강 No.14, 15에 대해서는 B강을 사용한 결과이다. 어느 강도, 본 발명의 요건을 충족시키고 있기 때문에, 양호한 강도와 인성을 얻을 수 있다.
강 No.16, 17에 대해서는 C강을 사용한 결과이다. 어느 강도, 본 발명의 요건을 충족시키고 있기 때문에, 양호한 강도와 인성을 얻을 수 있다.
강 No.18에 대해서는 D강을 사용한 결과이다. 본 강도, 본 발명의 요건을 충족시키고 있기 때문에, 양호한 강도와 인성을 얻을 수 있다.
상기한 결과로부터, 적정한 화학 조성 및 제조 프로세스의 적용에 의해, 후육 단강품으로서 다층용접 열영향부가 우수한 저온 인성과 부재 자체의 양호한 강도와 인성을 갖는 Cu 함유 저합금강의 제조가 가능하다.
이상, 본 발명에 대해서 상기 실시형태 및 상기 실시예에 근거해서 본 발명의 설명을 행했지만, 본 발명의 기술적 범위가 상기 설명의 내용에 한정되는 것은 아니고, 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한은 상기 실시형태의 내용을 적당히 변경하는 것이 가능하다.
Claims (8)
- 질량%로, C: 0.01∼0.06%, Si: 0.05∼0.40%, Mn: 0.20∼0.70%, Ni: 1.20∼2.50%, Cr: 0.50∼1.00%, Cu: 0.80∼1.50%, Mo: 0.20∼0.60%, Al: 0.010∼0.050%, Nb: 0.020∼0.080%, N: 0.005∼0.020%를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강.
- 제 1 항에 있어서,
상기 화학 조성으로서, 질량%로, Ca: 0.010% 이하를 더 함유하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
입열이 3.5kJ/㎜에서의 용접 열영향을 받은 후의 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ) 중의 조직에 있어서 섬상 마르텐사이트(Martensite-Austnite constituent; MA)가 면적률로 4% 미만으로 구성되는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강. - 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 용접 열영향부(Heat Affected Zone; HAZ) 중에 존재하는 2상역 가열 조립 HAZ(Inter-Critically Coase Grain HAZ: ICCGHAZ)에서의 조직에 있어서 섬상 마르텐사이트(Martensite-Austnite constituent; MA)가 면적률로 5% 미만으로 구성되는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강. - 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서,
조질이 행해진 Cu 함유 저합금강으로서, 0.2% 내력이 525㎫ 이상이고, 또한 V 노치 샤르피 충격 시험에 의해 측정된 연성 취성 파면 전이온도(FATT)가 -70℃ 이하인 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강. - 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강을 제조하기 위한 조질 조건으로서, 850∼950℃의 온도역으로 가열해서 담금질 처리가 행해지고, 그 후 (AC3 변태점-50℃) 이상, (AC3 변태점-10℃) 이하의 온도 범위로 가열해서 2상역 담금질 처리가 행해지고, 또한 500∼600℃에서 템퍼링 처리가 행해지는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법.
- 제 1 항 내지 제 5 항 중 어느 한 항에 기재된 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강을 제조하는 방법으로서,
질량%로, C: 0.01∼0.06%, Si: 0.05∼0.40%, Mn: 0.20∼0.70%, Ni: 1.20∼2.50%, Cr: 0.50∼1.00%, Cu: 0.80∼1.50%, Mo: 0.20∼0.60%, Al: 0.010∼0.050%, Nb: 0.020∼0.080%를 함유하고, 또한 N: 0.005∼0.020%, Ca: 0.010% 이하의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는 Cu 함유 저합금강을 열간 단련에 의해 판 두께 150㎜∼450㎜의 후육부를 갖는 대형 구조용 강에 적용하는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법. - 제 7 항에 있어서,
제 6 항에 기재된 조질 조건의 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강의 제조 방법.
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