KR920008133B1 - 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법 - Google Patents

내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법 Download PDF

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KR920008133B1
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재단법인 산업과학기술연구소
백덕현
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Abstract

내용 없음.

Description

내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법
제1도는 본 발명에 따라, 미재결정온도구역에서 누적압하율 변화에 따른 인장강도를 나타낸 그래프.
제2도는 본 발명에 따르는 용접부의 경도분포를 나타낸 그래프.
제3도는 본 발명에 따르는 직접소입강에 있어서 합금원소의 첨가에 따르는 조직변화를 나타낸 사진.
제4도는 본 발명에 따라, (γ+α)2상온도구역에서의 누적압하율변화에 따른 인장강도를 나타낸 그래프.
제5도는 본 발명에 따라, 소려온도 변화에 따른 인장강도와 충격치를 나타낸 그래프.
제6도는 본 발명에 따라, 열간압연 마무리 온도에 따른 용접부와 경도 분포를 나타낸 그래프.
제7도는 본 발명에 따라, 열간압연 마무리 온도변화에 따른 조직의 미세화 정도를 나타낸 사진.
본 발명은 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법에 관한 것으로, 특히 유화수소 분위기 중에서 용접부에 응력부식균열이 발생될지 않는 인장강도 60kg/㎟급 이상의 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재(고장력강)을 제조하는 방법에 관한 것이다.
원유 및 석유정제가스의 저장조, 배관 및 운반선은 사용도중 응력을 받은 상태에서 강재의 용접부위에서 균열이 발생하여 폭발사고를 일으켜 수 많은 경제적인 손실 및 환경오염을 일으키고 있다. 이러한 사고의 원인은 원유 및 석유정제가스속에 함유되어 있는 유화수소(H2S)가스에 의한 수소유기 유화물 응력부식균열(이하, 응력부식균열이라고 한다)이 용접열영향부에서 발생한다는 것은 알려진 사실이다. 유화물 응역부식 균열이 발생되지 않는 조건은 미국부식학회(NACE)에서는 유화수소환경에 사용되는 기기의 제작에 록크웰 C경도계로(Hv248) 이하이고 Ni 량이 1%이하인 강재를 사용할 것을 NACEMR 01-75 기준으로 규정하고 있다.
한편, 인장강도 60kg/㎟급 이상의 저합금 고장력강은 강인성, 용접성, 내식성 및 경제성등이 우수하도록 요구되어 왔으며 이 품질특성을 향상시키기 위한 제조방법으로 지금까지 저온제어압연법, 소준열처리 및 재가열소입소려 열처리법이 널리 이용되어 왔었다. 그러나 저온제어압연법과 소준열처리법은 얻어지는 강판의 강도와 인성의 향상의 한계가 있고, 저온제어압연법은 압연시간이 길어서 생산성을 저하시킨다는 문제점이 있다.
또한, 종래의 60kg/㎟급 이상의 직접소입강은 C을 0.15%이상 함유하고 있는 Ni을 0.05%이상 함유하고 잇으며, 재결정 오스테나이트 고온구역에서 대부분 압연을 하기 때문에 인장강도 62-74kg/㎟급의 강재에서 특히 Ni, Cr, Mo 및 V과 같은 합금원소를 다량 첨가함으로써 탄소당량(Ceg.)이 0.40%이상이며 용접부 저온 균열감수성지수(PCM)가 0.22이상이 되어서 그 결과 용접성이 떨어지며, 열간압연중에 늘어난 MnS와 같은 연신된 비금속 개재물로 인하여 내응력부식 균열성이 열화하였다. 여기에서 탄소당량(Ceg.)과 용접부 저온균열 감수성지수(PCM)은 다음식으로 규정된 것이다.
이에, 본 발명의 목적은 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재를 제조하는 방법에 있어서, 직접 소입, 소려법 및 재가열 소입소려법을 제공함으로서, 내응력부식균열성이 우수한 인장강도 60kg/㎟이상을 갖는 용접용 강재를 제공하고자 하는데 있다.
이하, 본 발명에 대하여 설명히 설명한다. 중량%로, C : 0.02-0.15%, Si : 0.03-0.50%, Mn : 0.5-2.0%, P : 0.03%이하, S : 0.003-0.015%, Ni : 0.05%이하, Cr : 0.05-0.80%, Mo : 0.05-0.80%, V : 0.01-0.20%, Sol.Al : 0.010-0.080%, N : 0.0040-0.010%, Ca : 0.0010-0.0050% 및 그 잔부 Fe를 기본 성분으로 하고, 여기에 Ti : 0.005-0.40%, Nb : 0.01-0.05%, B : 0.0005-0.0025%로 이루어진 그룹에서 선택된 2종이상이 첨가된 강괴를 제조한 후, 1000-1300℃로 가열하고, 40-80%의 누적압하율로, Ar3+150-Ar3범위의 온도역에서 열간압연한 직후 Ar3변태점 이상의 온도에서 직접소입열처리를 행한 다음, 500-700℃ 온도에서 소려열처리하여 제조되는 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 상기 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재를 제조함에 있어서, 10-40%의 누적압하율로 오스테나이트-페라이트 2상온도영역에서 열간압연하여 냉각한 후, Ac3+30℃∼Ac3+150℃ 범위의 온도로 재가열한 직후 소입열처리하는 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 제반조건 및 수치한정 이유에 대하여 상세히 설명한다. C는 강의 소입성과 강도를 확보하는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.02% 이하일 경우에는 강재의 강도가 저하하고 용접열영향부의 열화가 커지고 0.15%이상일 경우에는 용접성을 열화시킬 뿐만 아니라 내응력부식균열성이 저하되기 때문에 그 함량범위를 0.02-0.15%로 하는 것이 바람직하다.
Si는 강의 탈산작용과 강도확보작용을 하는 것으로 그 함량이 0.03%이하일 경우에는 모재의 인성이 열화하고 0.50%이상일 경우에는 강의 청정도를 해쳐서 용접성, 용접열영향부의 충격인성 및 내응력부식 균열성을 열화시키기 때문에 그 함량 범위를 0.03-0.50%로 하는 것이 바람직하다.
Mn은 강의 탈산작용과 소입성을 향상시켜 강도상승작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.5%이하일 경우에는 강도와 인성이 저하하고 2.0%이상일 경우에는 내응력부식균열성이 열화되므로 그 함량범위를 0.5-2.0%로 하는 것이 바람직하다.
P는 낮을수록 충격인성 및 응력부식균열을 방지하는 작용을 하는 것으로 그 함량이 낮을수록 상기 작용에 효과가 있기 때문에 그 상한치를 0.03%이하로 하는 것이 바람직하다.
S는 MnS의 연신된 비금속개재물을 형성함으로서 응력부식균열에 대단히 민감한 효과를 나타내는 것으로, 그 함량이 0.003%이하일 경우에는 제조공정상 어려울 뿐만 아니라 본 발명에서 Ca를 첨가하여 연신된 MnS의 개재물을 감소시키기 때문에 0.003%이하로 할 필요가 없고, 0.015%이상일 경우에는 응력부식균열 감수성이 열화되기 때문에 그 함량범위를 0.003-0.15%로 하는 것이 바람직하다.
Ni은 응력부식균열감수성을 증가시키는 것으로, 본 발명에서 중요한 인자이며 그 함량이 0.05%이상일 경우에는 응접열영향부의 내응력부식균열성을 심하게 열화시키기 때문에 그 함유량을 0.005%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr, 및 Mo은 강의 소입성을 향상시켜 강도 및 소려 연화저항을 증가시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.05%이하일 경우에는 상기 작용효과가 없고 0.80%이상일 경우에는 탄소당량과 용접부 저온균열감수성을 증가시키고 용접부 충격인성 및 용접부 응력부식균열성을 해치기 때문에 그 함량범위를 0.05-0.80%로 하는 것이 바람직하다.
V은 소입성을 향상시키고 소려열처리시에 2차경화현상을 일으켜 강도를 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.1%이하일 경우에는 강도상승의 효과가 없고 0.20%이상일 경우에는 용접부의 인성과 응력부식 균열성을 해치기 때문에 그 함량범위를 0.01-0.20%로 하는 것이 바람직하다.
Sol, Al은 소입시 오스테나이트 결정립을 미세화시키고 강중에 존재하는 고용 N을 AIN으로 고정하여 강도 및 인성을 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.010%이하일 경우에는 상기 작용의 효과가 없고, 0.08%이상일 경우에는 비금속개재물로 작용하여 인성이 열화되기 때문에 그 함량범위를 0.010-0.080%로 하는 것이 바람직하다.
N은 V,AI,Ti,Nb 및 B과 결합해서 VN,AIN,TiN,Nb(CN),BN과 같은 질화물을 형성함에 의해서 미재결정 오스테이나트 압연구역에서 오스테나이트 결정립의 미세화를 촉진하는데 중요한 역할 및 소려열처리시에 질화물의 석출이 강도를 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.004%이하일 경우에는 상기 작용의 효과가 없고 0,010%를 이상일 경우에는, 고용 N량이 증대하여 모재 및 용접부의 충격인성을 크게 해치기 때문에 그 성분범위를 0.004-0.010로 하는 것이 바람직하다.
Ca은 강중의 유화물계 개재물의 형태 및 형성을 변하게 하는데 대단히 유효하다. 또한 Ca은 길게 늘어나는 MnS 개재물을 CaS로 치환시켜 석출하여 결정구역에서 열간압연시 비금속개재물을 구상으로 하여 내응력부식균열성을 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.0010% 이상일 경우에는 내응력부식균열성을 증가시키는데 대단히 유효하고 0.0050%이상일 경우에는 상기 작용의 효과가 상승하지 않을 뿐만 아니라 Ca산화물과 같은 비금속개재물의 량이 증가하여 모재 및 용접부의 충격인성치를 저하시키기 때문에 그 함량범위를 0.0010-0.0050%로 하는 것이 바람직하다.
Ti은 강중에 존재하는 N과 결합하여 TiN이란 석출물을 형성하여 미재결정온도역에서 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키고 소입성을 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.005% 이하일 경우에는 결정립 미세화의 효과가 없고 0.04%이상일 경우에는 고용 Ti량이 증가하고 소려시에 TiC로서 석출하여 인성을 심하게 열화시키기 때문에 그 함량범위를 0.005-0.040%로 하는 것이 바람직하다.
Nb은 미재결정 오스테나이트 구역에서 저온압연시에 Nb(CN)석출물을 형성함으로서 결정립을 미세화시키고 소입성을 높히며, 소려열처리시에 2차석출을 하여 강도를 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.01%이하일 경우에는 강도의 상승효과가 없고 0.005%이상일 경우에는 충격인성이 심하게 열화되기 때문에 그 함량범위를 0.01-0.05%로 하는 것이 바람직하다.
B은 미량첨가시에도 강의 소입성을 대폭적으로 향상시키는 작용을 함으로서 강도 및 인성을 보다 향상시키는 작용을 하는 것으로, 그 함량이 0.0005%이하일 경우에는 소입성 향상의 효과가 없고 0.0025%이상일 경우에는 소입 조대한 M23(C,B)6가 생성되어 강의 인성을 열화시키기 때문에 그 함량범위를 0.0005-0.0025%로 하는 것이 바람직하다.
한편, 인장강도 60kg/㎟급 이상의 고장력강에서는 내응력부식균열성을 보증하기 위해서는 모재 및 용접부에 있어서 최고 경도치를 Hv248이하로 유지해야 하는데 이를 위해서 본 발명에서는 상기 Ti,Nb,B 원소중에서 선택된 2종이상의 원소를 첨가하여 N와 결합시켜 질화물을 석출케하여 미재결정 오스테나이트 구역에서 저온압연을 하여서 오스테나이트 압연조직을 최대한 미세화시켜서 소입소려열처리후 강도 및 충격인성을 향상시키고 용접열영향부의 연화저항을 높혀서 내응력부식 균열성을 향상시킨다.
본 발명에 준해서 질화물을 이용한 미재결정구역의 저온압연방법을 실시하면 탄소당량을 종전의 0.40-0.43에서 0.35-0.38으로 낮출수 있으며 용접부 저온균열감수성 지수를 0.22-0.24에서 0.18-0.19까지 낮출 수 있다.
가열온도에 있어서, 강괴를 열간압연하기 전에 내부편석을 감소시키고 석출물의 완전한 용해를 위하여 1000℃이상에서 가열하여야 하며, 1300℃이상에서는 오스테나이트 입도의 조대화현상이 일어나고 입계버닝(burning)현상이 일어나 충격인성치를 해치기 때문에 가열온도범위를 1000℃-1300℃로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따라 직접 소입, 소려열처리하는 방법에 있어서, 열간압연 마무리온도가 Ar3이하에서는 MnS의 개재물이 연신되기 쉽고 가공받은 오스테나이트의 재결정화가 억제되어 가공변형()이 잔류하게 되는데, 이러한 가공변형이 잔류하게 되면 페라이트 혹은 베나이트의 생성이 촉진되고 소입성이 저하되어서 강도 및 인성이 열화될 뿐만 아니라 오스테나이트와 페라이트의 2상혼합구역에서 압연을 하게되어 열간변형 저항이 증가하게 되어 압연롤의 마모 및 파손이 심해지기 때문에 열간압연 마무리 온도는 Ar3변태점 이상이 되는 것이 바람직하다. 또한, 열간압연 개시온도가 Ar3+150℃이상에서는 전압하량이 아무리 높아도 질화물과 오스테나이트 입도가 조대화되어 소입후에도 세립의 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없기 때문에 열간압연 개시온도는 Ar3+150℃이하로 하는 것이 바람직하다.
또한, 압하율이 40%이하에서는 세립오스테나이트의 연신화가 불충분하여 소입후에 생성되는 변태조직을 세립균일화하지 못하고 80%이상에서는 압하패스의 수가 증가하여 상기 마무리 압연온도를 확보하기가 어렵기 때문에 미재결정구역인 상기 마무리온도에서 40-80%의 압하율로 압연하는 것이 바람직하다.
또한, 소려 열처리 온도는 500℃이하에서는 충격인성과 연신율이 충분히 회복되지 않아 내응력부식균열성을 해치고 700℃이상에서는 오스테나이트 조직이 혼재하여 소려조직을 조대화시키기 때문에 소려 열처리온도 범위는 500-700℃가 바람직하다.
본 발명에 따라 재가열 소입,소려 열처리하는 방법에 있어서, 압하율이 10%이하에서는 소입소려후의 강도향상에 효과가 없고 40%이상에서는 강도상승에 대한 더 이상의 진전이 없고 포화된 효과를 나타낼뿐만 아니라 실제 압연조업상 무리가 따르고 비경제적이기 때문에 오스테나이트-페라이트 2상온도영역에서 10-40%범위로 저온 열간압연하는 것이 바람직하다.
소입열처리온도는 Ac3+30℃이하에서는 실제작업상 강판의 온도편차 및 측정오차로 페라이트 조직이 잔존하게 되어 기계적성질을 해칠가능성이 많으며, Ac3+150℃이상의 온도에서는 결정립의 조대화 현상이 일어나 냉간가공의 효과를 경감시키게 되기 때문에 소입온도 범위를 Ac3+30-Ac3+150℃로 하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
실시예 1은 직접소입소려후의 제조방법을 나타낸 것이고, 실시예 2는 재가열 소입,소려후의 제조방법을 나타낸 것이다.
[실시예 1]
진공유도 용해로에 의해서 용해주조하여 하기 표 1의 조성을 갖는 중량 23kg의 강괴를 제조하고 누적압하율이 80%가 되도록 하기 위해 2차로 나누어 열간압연을 하였다. 1차 열간압연은 1250℃에서 2시간 가열후 100mmt를 60mmt로 하였으며, 2차열간 압연은 질소분위기 중에서 1200℃에서 2시간동안 가열하여 최종강판 두께가 14mmt가 되게 하였다. 이때, 열간압연 개시온도는 1150℃로 하고 마무리 압연온도는 Ar3점직상으로 하였다.
또한, 미재결정 온도역인 Ar3+150℃-Ar3범위의 온도역에서 누적압하율을 60%로 하였다.
[표 1]
다음, Ar3변태점 이상의 온도인 810℃에서 직접소입을 행하였으며 소려열처리는 630℃에서 1시간동안 실시하여 시편(모재)를 제조하였다.
한편, 용접시험편은 상기 모재시편을 x-그루브시편형태로 제작하였으며, 그루브 각도는 60℃로 하였고 표준 입열량 17KJ/cm로 수동피복 아크용접(SMAW)을 하였다.
이때, 사용된 용접봉은 KS E5816이었으며 직경 4mmψ였다. 용접봉은 사용전에 350-400℃에서 1시간동안 건조하여서 상기 조건에서 용접을 행하여 시편을 제조하였다.
이렇게 하여 제조된 모재와 용접시편의 변태점, 기계적성질 및 응력부 식균열성을 측정하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
[표 2]
상기 표 2에 의하면, 본 발명강의 인장강도는 비교강에 비해서 모재에 있어서는 평균 12.4%증가하였고 용접부는 12.7% 증가하였음을 알 수 있고, 특히 본 발명강의 용접부의 인장강도 62kg/㎟이상의 값을 나타내고 있음을 알 수 있다.
또한, 본 발명강에 있어서의 경도값은 모재 및 용접부에 있어서 모두 Hv248(HRC22)이하를 나타내고 있으므로 내수소유기균열성이 우수하게 됨을 알 수 있다.
한편, 본 발명에 있어서의 최적의 누적압하율의 한정범위를 알아보기 위해 본 발명강(H)의 누적압하율에 따른 인장강도를 제1도에 나타내었다.
상기 제1도에 의하면, 수치한정이유에서 전술한 바와 같이 누적압하율이 40%이하일 경우에는 60kg/㎟이상의 인장강도 확보에 대한 보증이 어렵고 80%이상일 경우에는 압하패스의 수가 증가하여 열간압연 마무리 온도를 확보하기 어려워 실제조업상 무리가 따르고, 인장강도 향상에 큰 도움이 되지 않기 때문에, 누적압하율을 40-80%로 한정 하였음을 알 수 있다.
또한, 상기 표 2의 응력부식균열은 용접된 시편의 폭을 15mm로 하고 두께를 14mm로 한 시험편을 제조하여 굴곡하중을 받는 평행부의 전체길이를 610mm로 하고, 대기중에서 한가운데를 아랫방향으로 9mm 깊이까지 굴곡한후, H2S가 포화된 인공해수중에서 96시간 침지하여 표면의 균열상태를 조사한 것으로, Ni이 다량 첨가된 비교강(A)의 균열상태가 가장 심하였으며 Ca이 첨가된 비교강(C-F)와 본 발명강은 균열상태가 전혀 없음을 알 수 있다.
또한, 본 발명강이 종래강에 비해서 용접부 열화현상을 어느정도 억제시켜 주는가를 비교하기 위해 본 발명강에(G)과 종래강(재가열 소입, 소려강)의 위치별 경도치를 측정하여 제2도에 나타내었다.
상기 제2도에 의하면 열간압연 직후 직접 송비한 본 발명강(G)에 있어서 모재보다 용접연화부의 최저경도차이는 재가열소입한 강(종래강)보다 Hv35이상으로 차이가 나는 높은 값을 나타내고 있으므로 본 발명강의 용접부연화현상은 종래강에 비해서 현저히 억제됨을 알 수 있다.
또한, Ti, Nb 및 B중에서 선택된 2종이상의 합금원소를 첨가한 본 발명강(G,I)과 비교강(B.C)의 조직의 미세화 정도를 알아보기 위해, 그 조직사진을 제3도의 가(비교강 B), 나(비교강 C), 다(발명강 G) 및 라(발명강 I)에 나타내었다.
상기 제3도에 의하면, 본 발명강(G.I)이 비교강(B.C)에 비해 훨씬 미세한 결정립을 나타내고 있기 때문에 용접부열화현상, 강도 및 내응력부식균열성이 우수함을 알 수 있다.
[실시예 2]
진공유도 용해로에 의해서 용해주조하여 상기 표 1의 조성을 갖는 중량 23kg의 강괴를 제조하고 누적압하율이 45%가 되도록 하기 위해 2차로 나누어 열간압연을 하였다. 1차 열간압연은 1250℃에서 2시간 가열후 100mmt를 60mmt로 하였으며 2차열간압연은 질소분위기중에서 1200℃에서 2시간동안 가열하여 최종강판 두께의 14mmt가 되게 한 후 공냉하였다. 이때 열간압연 개시온도는 1150℃로 하고 마무리 압연온도는 930℃ 및 730℃로 하였다.
다음, Ac3+30℃-Ac3+150℃온도 범위인 910℃로 재가열하여 오스테나이트화한 직후에 수냉한후, 소려열처리를 620℃에서 1시간동안 실시하여 시편(모재)을 제조하였다.
한편, 용접시험편은 실시예 1과 동일하게 하여 제조하였다.
이렇게 하여 제조된 모재와 용접시편의 변태점, 기계적성질 및 응력부 식균열성을 측정하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
상기 표 3에 의하면, 본 발명강의 인장강도는 비교강에 비해서 모재에 있어서는 평균 3.7% 증가하였고 용접부는 15% 증가하였음을 알 수 있다.
또한, 본 발명강에 있어서의 경도값은 모재 및 용접부에 있어서 모두 Hv248(HRC22)이하를 나타내고 있으므로 내수소유기균열성이 우수하게 됨을 알 수 있다.
한편, 본 발명강에 있어서의 최적의 누적압하율의 한정범위를 알아 보기위해 본 발명강(8)의 누적압하율에 따른 인장강도를 제4도에 나타내었다.
상기 제4도에 의하면, 수치한정이유에서 전술한 바와 같이 누적압하율이 10%이하일 경우에는 60kg/㎟이상이 인장강도 확보에 대한 보증이 어렵고 40% 이상일 경우에는 압하율증가에 대한 인장강도의 상승이 포화상태를 나타내며, 실제작업시 압연롤의 부하가 많이 걸리고 압연시간이 길어서 압연마무리 온도를 730℃로 맞추는데 무리가 있기 때문에 누적압하율을 10-40%로 한정하였음을 알 수 있다.
또한, 본 발명강의 최적의 소려온도범위를 알아보기 위해 발명강(8)의 온도변화에 따른 인장강도 및 충격치를 측정하여 제5도에 나타내었다. 이에 의하면 소려온도는 500-700℃범위가 바람직함을 알 수 있다.
또한, 열간압연 마무리 온도에 따른 용접부의 경도분포를 알아보기 위해, 본 발명강과 비교강의 용접위치별 경도분포를 제6도에 나타내었다.
여기서, 발명강은 발명강(7)를 나타낸 것이고 비교강은 발명강(7)을 930℃로 마무리 압연한 것을 나타낸 것이다.
상기 제6도에 의하면, 본 발명강이 비교강보다 용접열화부의 최저 경도치가 Hv7이상의 높은 값을 나타내고 있음을 알 수 있는데, 이것은 본 발명강의 용접부 열화현상이 비교강에 비해서 억제됨을 나타내 주는 것이다.
또한, 열간압연 마무리 온도에 따른 조직의 미세화정도를 알아보기 위해 본 발명강(8)과 비교강의 조직사진을 제7도에 나타내었다. 여기서 비교강은 본 발명강(8)을 930℃에서 마무리 압연한 것으로, (a)는 비교강을, (b)는 발명강(8)을 나타낸다.
상기 제7도에 의하면 본 발명강은 비교강보다 훨씬 더 미세한 석출물 및 결정입도를 갖고 있기 때문에 본 발명강이 비교강에 비해 용접부 열화현상을 억제시키게 되고 강도 및 내응력부식균열성을 향상 시키게 됨을 알 수 있다.
상술함 바와 같이, 본 발명의 제조방법에 의하면, 직접 소입, 소려법 및 재가열 소입, 소려법이 제공됨으로서 내응력부식균열성이 우수한 인장강도 60kg/㎟이상을 갖는 용접용 강재가 제공되는 효과가 있다.

Claims (2)

  1. 중량%로 C : 0.02-0.15%, Si : 0.03-0.50%, Mn : 0.5-2.0%, P : 0.03%이하, S : 0.003-0.015%, Ni : 0.05이하, Cr : 0.05-0.80%, Mo : 0.05-0.80%, V : 0.01-0.20%, Sol.Al : 0.010-0.080%, N : 0.0040-0.010%, Ca : 0.0010-0.0050% 및 그 잔부 Fe를 기본성분으로 하고, 여기에 Ti : 0.005-0.04%, Nb : 0.01-0.05%, B : 0.0005-0.0025%로 이루어진, 그룹에서 선택된 2종이상이 첨가된 강괴를 제조한후, 1000-1300℃로 가열하고, 40-80%의 누적압하율로 Ar3+150℃-Ar3범위의 온도역에서 열가압연한 직후 Ar3변태점이상의 온도에서 직접 소입열처리를 행한 다음, 500-700℃ 온도에서 소려열처리하는 것을 특징으로 하는 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법.
  2. 중량%로, C : 0.02-0.15%, Si : 0.03-0.50%, Mn : 0.5-2.0%, P : 0.03이하, S : 0.003-0.015%, Ni : 0.05이하, Cr : 0.05-0.80%, Mo : 0.05-0.80%, V : 0.01-0.20%, Sol.Al : 0.010-0.080%, N : 0.0040-0.010%, Ca : 0.0010-0.0050% 및 그 잔부 Fe를 기본성분으로 하고, 여기에 Ti : 0.005-0.04%, Nb : 0.01-0.05%, B : 0.0005-0.0025%로 이루어진 그룹에서 선택된 2종이상이 첨가된 강괴를 제조한 후, 1000-1300℃로 가열하고, 10-40%의 누적압하율로 오스테나이트-페라이트 2상온도영역에서 열간압연하여 냉각한후, Ac3+30℃-Ac3+150℃ 범위의 온도로 재가열한 직후 소입열처리를 행한 다음, 500-700℃ 온도에서 소려열처리하는 것을 특징으로 하는 내응력부식균열성이 우수한 용접용 강재의 제조방법.
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