KR0157540B1 - 용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 중량 %로, C: 0.03-0.20%, Si: 0.6-2.0%, Mn: 0.6-2.0%, Al: 0.01-0.08%, B: 0.0020% 이하, 및 N: 0.002-0.008% 이하를 함유하고, 필요에 따라서, Cu, Mo, Ni, Cr, Nb, V, Ti, Ca 및 REM의 적어도 한가지를 함유하고, 잔부 Fe와 불가피한 불순물로 이루어진 고장력 강 및 그 성분의 슬라브를 통상 열간압연 또는 계속하여 제어압연을 진행하여 고장력 강을 제조하는 방법으로, 용접 그대로 이 강의 용접열 영향부에서의 피로균열의 발생을 억제하고, 발생한 균열의 진전을 저지 또는 억제한다.

Description

용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강 및 그 제조방법

제1a도는 T자 필렛용접이음의 피로시험편을 도시한 평면도.

제1b도는 제1b도에서 보이는 피로시험편의 측면도.

본 발명은 조선, 해양구조물, 교량등에 사용되는 용접부의 피로강도와 용접성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

구조물의 대형화에 수반하여, 구조부재의 중량 감소가 근년의 중요한 과제로 되어 있으며, 이것을 실현하기 위하여 구조물에 사용되는 강의 고장력화가 진척되고 있다. 그렇지만, 선박, 해양구조물, 교량 등에서는 사용기간 중에 반복하여 하중을 받기 때문에, 이와 같은 구조물에 있어서는 피로파괴(疲勞破壞: fatigue failure)를 방지하기 위한 배려가 필요하다. 피로파괴가 가장 발생하기 쉬운 부위는 용접부이므로, 용접부의 피로강도를 향상하는 것이 요청되고 있다.

지금까지 용접부의 피로강도 지배요인과 피로강도 개선에 관한 방대한 연구가 이루어지고 있고, 용접부 피로강도의 개선은 그라인더(grinder)로 연마하거나, 또는 용접 비드(bead) 최종층을 가열·재용융(再溶融)하므로서, 용접의 지단부(止端部) 형상을 정형화하는 등의 용접지단부 형상의 개선에 의한 응력 집중도의 감소에 의한 것, 쇼트 피닝(shot peening) 처리등을 행함으로서 용접 지단부에 압축응력을 생성시키는 것 등, 역학적 요인에 의한 개선이 거의 대부분이었다(특개소 59-110490호 공보, 특개평 1-301823호 공보 등). 또, 용접후의 열처리에 의하여 얻어지는 잔류응력 감소 효과도 종래부터 잘 알려지고 있다.

한편, 상기와 같은 특수한 시공이나 용접 후 열처리를 쓰지 않고 강재의 성분에 의하여, 용접부의 피로강도를 개선하는 방법도 제안되고 있다. 특개소 62-10239호 공보에서는, Si양을 증대시키고, C와 P의 첨가량을 특정하므로서, 고 C, 고 Mn 수준에서도, 스폿(spot)용접부 피로 특성을 열화(劣化)시키지 않는 것을 목적으로하여, C: 0.3% 이하, Si: 0.7-1.1%, Mn: 2.0%이하, P: 0.16% 이하, 및 sol Al: 0.02-0.1%로 이루어진, 스폿 용접성의 피로 특성이 뛰어난 고강도 박강판(薄鋼板)이 개시되고 있다.

특개평 3-264645호 공보에서는, Si에 의해 청정한 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite) 형성을 유리하게 하고, B에 의하여 강을 강화하고, 동시에 담금질성을 향상하므로서, 양호한 신장 플랜지(flange)성, 피로특성, 저항 용접성을 얻는 것을 목적으로 하여, C:0.01-0.2%, Mn: 0.6-2.5%, Si: 0.02-1.5%, 및 B: 0.0005-0.1% 등으로 이루어진 신장 플랜지성 등이 우수한 고강도 박강판이 개시되고 있다.

특공평 3-56301호 공보에서는, B등의 첨가에 의해, 강중성분과 강판중의 미재결정 조직의 비율에 대해 연구를 함으로서 스폿 용접부의 이음 피로강도의 유리한 개선을 꾀하는 것을 목적으로 하여, C:0.006% 이하, Mn: 0.5% 이하, Al: 0.05% 이하, 및, 질화물, 황화물을 제외한 고용 상태의 Ti 및/또는 Nb의 한가지 또는 두가지의 합계: 0.001-0.100% 등으로 이루어진, 스폿 용접성이 양호한 극저 탄소강판이 개시되고 있다.

이들 중 특개소 59-110490호 공보 및 특개평 1-301823호 공보는, 용접후에 특수한 시공을 할 필요가 있으며, 용접 그대로 피로강도를 개선할 수는 없다.

용접후 열처리에 의한 방법도 공정이 증가하고 용접시공이 번잡해지므로 바람직하지 못하다. 또, 그 효과도 한정되어 있는 것이다.

특개소 62-10239호 공보 또는 특개평 3-264645호 공보에 보이고 있는 박강판은 용도가 주로 자동차용 휠이나 디스크의 모재에 관한 것으로서, 본 발명의 대상으로 하는 조선, 해양구조물에서 사용되는 강판과는 용도, 판두께, 사용방법이 전혀 다른 것이기 때문에, 여기서의 식견을 그대로 두꺼운 강판에 적용할 수는 없다. 또, 그 강성분을 보아도, 특개소 62-10239호 공보에 보이고 있는 박강판은, 특히 C와 P의 양의 관계를 C: 0.22% 미만에서 P: 0.16% 이하, C:0.22-0.3% 에서 C + 0.6P ≤ 0.31의 범위로 규정하므로서, 스폿 용접부의 피로강도 향상을 목표로 하는 것이며, 아크(arc) 용접법에 의한 용접부의 페라이트 조직의 고용강화에 대하여 아무것도 개시하고 있지 않다.

즉, 스폿용접은 저항용접법의 일종이며, 주로 판두께 0.5-3.5mm 정도로 더구나 성형가공후의 박강판 예컨대 자동차용 부재용 박강판의 용접에 사용되고 있으며, 이러한 박강판의 용접부를 전극으로 가압하여 끼워 넣고, 대전류를 단시간에 흘리므로서 실시된다.

따라서, 이러한 스폿 용접은 판두께 6mm 이상의 조선, 해양 구조물, 교량등의 재료가 되는 고장력 두꺼운 강판의 용접에 사용된다.

아크 용접법이란, 전극형상, 용접재료의 유무, 용접조건 등의 용접방법뿐만아니라 용접부의 형상, 용접 잔류 응력등도 다르기 때문에 양자는 피로강도의 지배요인이 다르고, 스폿 용접으로 피로강도가 향상했다고 해서, 스폿 용접에서의 식견을 그대로 아크 용접에 적응할 수는 없는 것이다.

한편, 특개평 3-264645호 공보에 보이고 있는 박강판은 강의 강도가 담금질성(소입성)을 향상시켜서, 소망의 조직을 얻기 위하여 B를 첨가한 것으로, 용접성과의 관계에 관하여서는 언급되어 있지 않다.

더구나 모재 이외에 용접부의 피로강도 향상에 관한 기재도 없다.

특공평 3-56301호 공보에 보이고 있는 강판은 극저 탄소강판의 스폿 용접부에 관한 것으로서, 스폿 용접부의 경도분포를 제어하고자 하는 것이나, B는 조직의 미세화와 입 성장 억제를 노려서 첨가한 것이며, 그 첨가량의 상한치는 재질의 열화를 억제하기 위하여 설정되어 있는 것으로서 용접성에 관하여서는 전혀 검토되어 있지 않다.

본 발명은 구조부재의 용접부, 특히 아크용접법에 의하여 용접한 용접부의 피로강도를 개선하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 또, 구조부재의 용접부, 특히 용접 열영향부(이하 HAZ라 칭함)의 조직의 피로강도를, 용접 그대로 상기 HAZ의 조직을 제어함으로써 개선하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 또, 용접직후에 용접 균열이 생기지 않는 양호한 용접성을 가진 고장력 두꺼운 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 또, 상기의 목적을 달성하는 고장력 두꺼운 강판을 제조하는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은 상기 목적을 달성하기 위하여 다음에 보이는 고장력 두꺼운 강판을 제공하는 것이다.

여기서 본 발명의 기본 사상에 관하여 다음에 기술한다.

(1) 본 발명자들은, 용접 이음의 피로 시험편의 균열 발생.전파의 모양을 마이크로적으로 상세히 관찰하였다. 그 결과, 피로균열은 대부분의 경우, 반복하여 부하응력이 집중하는 용접금속과 HAZ의 경계부에서 발생하여, HAZ를 전파하고, 다시 모재에 전파하여 시험편이 파단(破斷)에 이르는 것을 알게 되었다.

이상의 관찰에서 이 피로균열이 발생.전파하는 HAZ조직이 피로 강도에 크게 관련되어 있다고 생각된다. 피로는 전위의 반복운동에 의해 생기는 것이므로 용접부의 피로 강도를 향상시키기 위해서는 피로균열이 발생.전파하기 어렵게 되도록 HAZ조직을 강화하여, 전위의 운동을 억제할 필요가 있다고 생각하기에 이르렀다.

일반적으로, 조직의 강화법에는 고용강화, 석출강화, 전위강화 등의 강화법이 있다. 용접부는 급속히 가열 냉각되기 때문에 석출물도 용해되므로, 석출강화에 의해 용접 그대로의 HAZ조직을 강화하는 것은 불가능하다. 또 모재를 가공 전위에 의하여 강화하여도, 용접에 따라 전위밀도가 감소하기 때문에, 전위강화도 적절한 강화법은 아니다. 따라서, HAZ 조직을 강화하기 위해서는 고용강화가 유효한 수단으로 된다.

고용강화에 유효한 원소는 그 효과의 순으로, C, N, P, Si, Cu, Mo가 있다. 침입형 원소인 C와 N은 고용강화의 효과가 크지만, 고용강화 이외의 담금질성이나 용접성, 인성 등의 제특성에 미치는 영향쪽이 크며, 단순히 첨가량을 늘려도 HZA조직을 고용강화하는 목적만을 달성할 수는 없다. 또 P도 고용강화의 효과는 크지만 입계(粒界)를 약화시키기 때문에, 함유량을 적게 할 필요가 있다. 이에 대하여, 치환형의 Si, Cu, Mo 는 첨가량에 대한 고용강화의 비율이 C, N, P 보다 작지만, 이들 보다도 많이 첨가할 수 있으므로 고용강화에는 유효하다. 다시, Si 는 적층결함 에너지를 감소시키고, 교차 미끄러짐을 줄임으로서, 반복 소성변형시의 변형의 국소화를 억제함과 동시에, 소성변형의 가역성을 높임으로서, 균열 발생을 억제하는 작용이 있다.

따라서, 피로강도향상에는, Si의 첨가가 유효하다고 생각된다.

이상의 검토를 토대로, Si로 고용강화한 여러가지의 고장력 강에 대하여 제1도에 보이는 형상의 T자 필렛 용접 이음을 만들어 피로시험을 실시한 결과, 본 발명에서 기술한 식견을 얻게 되었다.

(2) 또, T자 필렛 용접이음을 만들 때에, B를 다량으로 첨가한 고장력강에서 HAZ에 저온 갈라짐이 관찰되었다. 고장력강의 용접부에 저온 갈라짐이 생기는 것은 있어서는 않되는 일이며 당연히 반복하여 하중이 가해진 경우에는, 이 갈라짐을 기점으로 용이하게 피로파괴가 일어날 것이 예상된다. 여기서, 다음 식에 저온 갈라짐의 감수성을 나타내는 탄소 당량 Pcm를 보인다.

Pcm=C + Si/30 + Mn/20+Cu/20+Ni/

60+Cr/20+ Mo/15+ V/10+5B ‥‥ (1)

이 식에서도 알 수 있는 것처럼, B는 타 원소에 비하여 저온 갈라짐(crack)의 감수성이 가장 높다(계수가 높을수록 갈라짐의 감수성이 높다).

그러나, B는 피로균열의 발생원이 되는 입계 페라이트를 억제하는 작용이 있으므로, 저온균열 감수성을 고려할 경우에는, 그 억제효과가 포화하는 0.0020%이하로 할 필요가 있다. 또, 원소의 조합에 의해 Pcm가 높은 경우에는 저온균열 감수성에 실질적으로 거의 영향을 미치지 않는 첨가량인 0.0005%미만으로 억제하는 것이 바람직하다.

그래서, B를 억제하여 용접성을 확보하는 것이 용접부의 피로강도 향상의 전제가 된다.

또한, 저온 균열이 없는 양호한 용접성을 확보하기 위하여는 상술한 바와 같이 B이외의 원소에 관하여서도 고려하여 탄소당량 Pcm 를 억제할 필요가 있다. 예컨대, 본원 실시예에서 보이는 판 두께 15mm 의 강판을 용접하는 경우, Pcm 의 값을 0.26 이하로 함으로서 실온에서 양호한 용접을 진행할 수가 있다. Pcm의 값이 이 이상으로 큰 경우에는 침입 수소량의 억제, 강판의 여열등의 부가 공정이 필요하게 된다.

(3) 다시, 본 발명자들은, 용접이음의 피로시험편의 균열발생.전파의 모양을 마이크로적으로 관찰한 결과, HAZ 조직과 피로강도의 관계에 관하여서도 식견을 얻었다. HAZ 조직은 강의 담금질성에 의하여, 페라이트 조직.베이나이트(bainite) 조직.마르텐사이트(martensite) 조직으로 분류되며, 통상, 시판되고 있는 고장력강의 HAZ조직은 대부분의 경우 베이나이트 조직이다. 여기서, 베이나이트 조직은 상부 베이나이트 조직과, 하부 베이나이트 조직의 쌍방으로 하고, 현미경 조직관찰에 의해 전조직에 차지하는 베이나이트 조직의 비율을 베이나이트 조직분율이라 가정한다.

HAZ조직의 담금질성이 낮고 페라이트 조직분율이 20% 보다도 높고 베이나이트 조직분율이 80% 보다도 낮은 경우, 피로균열은 입계 페라이트나 페라이트.사이드.플레이트(ferrite.side.plate)와 같은 연질의 페라이트 조직에서 발생하기 쉬우므로 피로강도는 향상하지 않는다. 한편, 담금질성이 높고 마르텐 사이트 조직분율이 20% 보다도 높고 베이나이트 조직분율이 80% 보다도, 낮은 경우, 피로균열은 경질의 마르텐 사이트 조직계면의 입계로부터 발생해 버리기 때문에, 역시 피로강도는 향상하지 않는다.

이와 같은 식견에 의거하여, 피로강도가 향상하는 것은 베이나이트 조직이며, 그 조직분율이 80% 이상일 때에 피로강도의 향상효과가 현저히 나타나는 것을 확인하였다.

이와 같이 HAZ 조직을 베이나이트 주체의 조직으로 하기 위하여, 조직의 담금질성을 향상시키는 원소로서, Ni, Cr, V를 적량 첨가하는 것도 유효한 것이다.

본 발명은 상기(1)(2)의 효과에 따라 피로강도와 용접성을 향상시킨 고장력 강판을 제공하는 것이며, 다시(3)을 조합함으로써 더욱더 보다 높은 피로강도를 달성시킨 고장력 강판을 제공할 수 있는 것이다.

더구나, HAZ에 있어서의 페라이트 조직을 보다 고용강화하고, 또한 담금질성도 향상하기 위하여 Cu, Mo를 더욱더 첨가하는 것도 유익하며, 또, 압연중의 미재결정온도역의 페라이트의 재결정을 억제함과 동시에 담금질성도 향상하기 위하여 Nb를, 오스테나이트 입경의 조대화를 억제하기 위하여 Ti를 각각 첨가하는 것도 본 발명에 있어서 유효한 것이다.

또, 피로균열의 발생원이 되는 황화물을 고정하고, 연성을 향상시키기 위하여 Ca, REM 을 첨가하는 것도 유효하다.

즉, 본 발명은 중량%로, C: 0.03-0.20%, Si: 0.6-2.0%, Mn:0.6-2.0%, Al: 0.01-0.08%, N: 0.002-0.008%, B: 0.0020% 이하로 하고, 잔부가 Fe 와 불가피한 불순물로 이루어진 고장력강이며, 또한 필요에 따라 Cu: 0.1-1.5%, Mo: 0.05-0.5%, Ni:0.1-3.0%, Cr: 0.1-1.0%, V:0.01-0.10%, Nb: 0.005-0.06%, Ti: 0.005-0.05%, Ca: 0.0005-0.0050%, REM: 0.0005-0.0050%의 범위로 적어도 한가지 원소를 함유하는 고장력강이며, 그외에, HAZ의 베이나이트 조직분율이 80% 이상인 용접부의 피로강도와 용접성이 뛰어난 고장력강이다.

본 발명을 실시하기 위한 최량의 형태를 다음에 상술한다.

먼저, 본 발명에서의 모재로 되는 강의 성분의 한정이유를 기술한다.

C는 모재강도를 상승시키는 원소이며, 모재강도 상승을 위하여는 다량으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그렇지만, 0.20%를 넘는 C의 첨가는, 모재 및 용접부의 인성을 저하시키며, 용접성을 악화시킨다.

따라서, C 의 상한을 0.20% 로 했다. 또, C 가 너무 낮으면 모재강도의 확보가 곤란해 지는 데다가, 용접부의 담금질성이 저하하고, 피로강도에 유해한 입계 초석(初析) 페라이트의 생성을 초래한다. 이와같이, C가 0.03%미만에서는 피로강도 향상에 바람직한 조직이 얻어지지 않으므로 C의 하한치를 0.03% 로 하였다.

Si 는 담금질성을 그다지 상승시키지 않은 고용강화 원소이며, 조직을 고용강화하는 것이며, 전위의 운동을 억제하고, 피로균열의 발생을 억제한다. 또, Si는 강판조직의 적층 결함 에너지를 감소시키고, 교차 미끄러짐을 줄이는 것이 알려져 있다. 그때문에 강판에 소성변형이 반복하여 부하되었을 때에, 전위의 미끄럼 선이 교차.국소화하는 것을 억제하여 소성변형의 가역성을 높임으로서, 균열의 발생을 억제시키는 작용이 있다. 따라서, 피로강도 향상에는, Si는 필수의 원소이다.

Si가 0.6%미만에서는 고용강화 및 적층결함 에너지를 감소시키는 효과가 적고, 피로강도 향상은 기대할 수 없다. 따라서, 하한치를 0.6%로 하였다. 반대로 Si를 2.0%초과하여 첨가하면, 적색 스케일 발생에 따라 표면성상이 악화하여 피로균열의 발생원이 증가할 뿐만 아니라 인성도 악화한다. 따라서, 상한치를 2.0% 로 하였다.

Mn은 인성을 그다지 저하시키는 일 없이 모재강도를 상승시키는 원소이다. Mn이 0.6% 미만에서는 충분한 모재강도를 얻을 수 없으므로, 하한치를 0.6% 로 하였다. 또, Mn을 2.0% 초과하여 첨가하면, 용접부의 인성이 저하할 뿐만 아니라, 용접성, 연성도 열화하므로 상한치를 0.2% 로 하였다.

Al은 탈산원소로서 필요하며 0.01% 이상 첨가하지 않으면, 탈산작용을 기대할 수 없다. 한편, 0.08% 초과하여 첨가하면, Al 산화물이나 질화물이 다량 생성하여, 용접부의 인성을 열화시킨다. 그러므로, 상한치를 0.08% 로 하였다.

N는 Ti를 첨가했을 경우에는 Ti와 결합하여 HAZ의 오스테나이트 입성장를 억제한다. N이 0.002% 미만에서는 이 효과를 기대할 수 없으므로 N의 하한치를 0.002% 로 했다. 반대로, 다량으로 첨가하면 고용 N량이 증가하고, HAZ 인성을 저하시키므로, 상한치를 0.008% 로 하였다.

B는 HAZ조직의 담금질성을 향상시키는 효과와 함께 피로균열의 발생원이 되는 입계 페라이트를 억제하는 작용이 있는 반면에 용접 균열 감수성을 크게 악화시켜서 용접성이 저하하고, 그 첨가에 따라 루트(root)균열, 지단균열등의 용접균열을 일으키는 원소이다. 전술한 효과는 0.0020% 에서 포화하기 때문에, B 의 첨가량의 상한을 0.0020%로 하였다. 또, B이외의 합금 원소의 첨가량이 많고, Pcm가 높은 경우에는, 저온 균열 감수성에 실질적으로 거의 영향을 주지 않는 첨가량으로서, 그의 상한을 0.0005% 미만으로 하였다.

또한, P, S는 낮을수록 좋은 불순물 원소이다. P는 모재와 용접부의 인성을 고려하고, 또 B는 마찬가지로 모재와 용접부의 인성을 고려함과 동시에 판두께 방향의 연성의 저하도 고려하여, 각각 상한치를 0.020% 로 하는 것이 바람직하다.

Cu 및 Mo는 모재 및 HAZ의 담금질성을 향상하지만, 이들의 원소는 오히려 Si와 마찬가지로 고용강화에 의해, 페라이트.매트릭스(matrix)의 강화에 유효하다. 그러나, 적층결함 에너지는 Si 만큼 감소시키지 않는다. 각기 0.l%, 0.05% 이상 첨가하지 않으면, 그 효과가 분명하지 않으므로, 이것을 하한치로 하였다. 또, 1.5%, 0.5% 초과하여 첨가하면, 담금질성이 너무 높아서, 마르텐사이트가 생성함에 따라 피로강도는 반대로 저하하므로, 이것을 상한으로 하였다.

Ni, Cr 및 V는 다같이 모재 및 HAZ의 담금질성을 향상시키는 원소이다. 각 원소마다에 효과가 나타나는 첨가량으로서, 각기 0.1%, 0.1%, 0.01% 를 하한치로 하였다 또, 과도한 첨가는 하부 베이나이트 나 마르텐사이트 조직을 생성하기 쉽게 되고, 용접부의 피로강도를 오히려 저하시키기 때문에, 각각의 상한치는 3.0%, 1.0%, 0.10% 로 하였다.

Nb 는 모재강도 상승에 효과가 있는 동시에 담금질성에도 효과가 있는 원소이며, 다시, 강판 제조시에 제어압연.제어냉각을 적용하는 경우에는, 미재결정도역을 상승시켜서 압연중의 재결정을 억제하므로서, 넓은 온도역에서 제어압연이 가능해 지기 때문에 0.005%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그렇지만, Nb 를 다량으로 함유하면 HAZ 인성을 저하시킨다. 따라서 Nb의 상한치를 0.06% 로 하였다.

Ti는 N과 결합하여 TiN이 되고, HAZ의 조직의 세립화에 따라 HAZ인성을 향상시킨다. 그러기 위해서는 0.005%이상의 첨가가 필요하지만, 0.05% 초과하는 첨가로는 그 이상의 효과는 볼 수 없으므로, 하한치를 0.005%, 상한치를 0.05% 로 하였다.

Ca는 피로균열의 발생원이 되는 황화물을 고정하고, 연성을 향상시키는 효과가 있다. 또, 황화물을 기점으로 하는 피로파괴의 발생도 억제된다. 첨가량이 0.0005%이하에서는 그 효과를 기대할 수 없고, 또 0.0050% 초과에서는 인성을 저하시킨다. 따라서, 하한치를 0.0005%, 상한치를 0.0050% 로 했다.

REM은 피로균열의 발생원이 되는 황화물을 고정하고, 연성을 향상시키는 점에서, Ca 와 마찬가지의 효과가 있다. 또, 황화물을 기점으로 하는 피로파괴의 발생도 억제된다. REM은 희토류 원소라면 어느 원소도 같은 효과를 가진다고 생각되지만, 이들 중에서도 특히, La, Ce 및 Y를 그들의 대표로서 들 수 있다. REM 첨가에 따른 효과를 발휘하게 하는데는 합계로 0.0005%이상 첨가하는 것이 필요하며, 0.0050% 이상 첨가하여도 그효과는 포화하여, 경제적이지도 못하게 된다. 따라서, 하한치를 0.0005%, 상한치를 0.0050% 로 하였다.

다음에 본 발명의 고장력강의 제조방법에 관하여 설명한다.

본 발명은 인장강도가 490MPa 이상의 고장력강을 주대상으로 하고 있으며, 다음의 제조방법을 적용함으로서 여러가지 강도의 두꺼운 강판을 얻는 것이 가능하다.

어느 제조방법이라도, 열간압연하기 전에는, 먼저 강괴를 100% 오스테나이트화할 필요가 있다. 오스테나이트화 하기 위하여서는 Ac₃이상으로 가열하면 되지만, 1250℃를 초과 가열하면 오스테나이트 입이 조대화하고, 압연후의 결정입경이 커져서 강도, 인성 등의 모재특성이 열화하므로, 가열온도는 Ar₃이상, 1250℃이하로 하였다. 또, 양호한 모재특성을 얻기 위하여서는, 오스테나이트 입경을 작게 할 필요가 있다. 강괴를 가열함으로서, 오스테나이트 입경이 매우 커져 있으므로, 오스테나이트 입경을 작게 할 수 있는 재결정 온도역에서 열간 압연(통상압연:약 900-1250℃의 온도에서 10-95%의 압하율의 압연)을 실시한다.

전술한 통상압연에 의한 제조방법에서는, 염가로 안정되게 고장력 강을 얻을 수 있다. 이 경우에는 재결정 온도역에서 열간압연을 종료하고, 자연냉각한다. 단, 판두께가 두꺼운 경우나, 첨가원소가 적을 경우에는 강도가 부족할 때가 있다.

제어압연(미재결정 온도영역에서의 압연, 고장력 강의 경우, 약 750-900℃)에 의한 제조방법에서는, 높은 강도와 인성을 가진 고장력 강을 얻을 수가 있다. 이 경우에는, 오스테나이트 입자내에 압연에 의한 변형대를 도입하고, 페라이트 생성 핵을 증가시킨 후에, 자연 냉각하는 것이 유효하다. 변형대를 도입하기 위해서는 미재결정온도역에서 누적압하율이 40% 이상의 열간압연이 필요하지만 누적압하율이 90% 를 초과하면 모재 인성이 반대로 저하하기 때문에, 누적 압하율을 40-90%로 하였다.

제어압연과 가속냉각을 조합한 제조방법에 의하면 제어압연만에 의한 제조방법 보다도 더욱 높은 강도를 갖는 고장력 강을 얻을 수가 있다. 이때에는 페라이트 중의 C 농도를 높게 유지한 채로, 변태가 종료하는 온도까지 가속냉각하는 것이 유효하다. 페라이트 중의 C 농도를 유지하는 데는, 1℃/sec 이상으로 냉각할 필요가 있으나, 60℃/sec를 넘으면 강도상승은 한계점에 이르게 되어, 인성이 반대로 저하하기 때문에 냉각속도를 1-60℃/sec로 하였다. 또, 변태가 종료 하는 온도는 600℃ 이하 이지만, 통상은 실온이상의 액체를 냉각매체로 하기때문에, 냉각정지온도는 600℃ - 실온으로 하였다.

제어압연, 가속냉각 및 조질(소려) 열처리에 의한 제조방법에 의하면, 제어압연과 가속냉각의 조합에 의한 제조방법보다도 더욱 높은 강도와 인성을 가진 고장력 강을 얻을 수 있다. 이 경우에는 전위의 소멸이나 합체에 의한 격자 결함 밀도의 감소에 따라 가공조직을 회복시키는 것이 유효하다. 조질의 온도가 300℃보다도 낮은 경우에는 이들의 효과를 기대할 수 없으며, Ac₁점 이상의 온도에서는 회복이 아닌 변태를 개시하기 때문에, 조질 온도 및 시간을 300℃ -Ac₁점, 10-120 분으로 하였다.

이하에, 본 발명의 실시예에 관하여 기술한다.

각 원소 첨가량의 영향을 조사하기 위하여, 본 발명 강 16강종, 비교강 8강종, 합계 24강종에 대하여 용해를 실시하여, 90 × 200× 380mm의 50kg 슬라브를 실험실에서 주조하였다. 그 공시 강의 화학성분 및 탄소당량을 표 1 에 제시한다. 탄순당량은 전술한 식에 따라 계산하였다.

표 2에 각 강의 제조조건(가열온도, 재결정역 누적압하율, 미재결정역 누적압하율, 마무리 온도, 냉각개시온도, 냉각속도, 냉각정지온도 및 조질온도)을 제시한다.

여기서, 재결정 역 누적압하율은 (h0-h1)/h0, 미재결정역 누적압하율은 (h1-h2)/h1으로 정의되는 압하율이다. 단, h0은 슬라브 두께(min), h1은 재결정 온도역에서의 압연후 판두께, 혹은 미재결정 온도역에서의 압연전 판두께(mm), h2는 미재결정 온도역에서의 압연후 판두께(mm)이다.

각 슬라브를 Ac점 이상, 1250℃ 이하로 가열하고, 60분 유지하여, 재결정온도역에서 열간 압연한 후, 자연냉각하든가 혹은, 자연냉각않고, 계속해서 미재결정온도역에서 누적 압하율 40%-90%의 열간압연을 한 후, 자연냉각 하든가, 혹은 자연냉각 않고, 1-60℃/sec의 냉각속도로, 600℃ - 실온으로 냉각정지하고, 자연냉각하든가, 혹은 다시, 300℃-Ac점으로 가열하여 조질함으로서 마무리 판두께 15mm로 제조하였다.

이들 열연판의 기계적 성질을 측정한 결과로서, 항복응력, 인장강도, 파단신장(늘어남) 및 샤르피 층격치의 값도 표 2 에 모두 제시하였다.

이 강판을 사용하여, 제1도에 보이는 T형(型) 필렛용접 피로시험편 1을 만들었다. 도면에서 2는 평판, 3은 립(rib)판으로 양판에 의해 필렛부 4를 구성하고, 이 필렛을 용접하였다. 5는 용접금속이다.

시험편 1 의 형상은, a = 50mm, b = 200mm, c = 15mm, d = 30mm, e = 15mm 였다.

용접방법은 피복아크용접, 용접입열은, 18KJ/cm로 하였다. 이 시험편 1에 대하여, 응력비 R (최소응력/최대응력) = 0.1로, 3점 굽힘 피로시험을 진행한 결과를 표 3에 제시하였다. 이 표에서는 반복 수가, 1 × 10 회, 2 × 10 회로 되었을 때의 응력 범위의 값을 보인다. 또, 표 4에 각 강의 HAZ 조직에서의 베이나이트 조직분율과 경사진 y형 균일시험(J1S 23158) 에 따른 균열정지온도를 보인다.

본 발명강 1, 2, 3은, Si 첨가량을 3 수준으로 한 실시예이다. 통상 압연의 본 발명강 1, 2에 비하여 미재결정역 누적 압하율 40%의 제어 압연을 진행하고 있는 본 발명강 3은 항복응력, 인장강도 다함께 높아져 있다. 또, Si의 첨가에 따라서, 피로강도는 상승하지만, 샤르피 전이 온도도 상승하기 때문에, 실용에 이용하게 하는데 최적인 Si 첨가량이 존재하는 것을 알았다.

Cu, Mo, Ni, Cr, Nb, V, Ti, B, Ca, REM 중에서 적어도 한가지를 첨가한 본 발명강 4-16도, Si에 의한 효과에 더하여, Cu, Mo에 의한 고용강화, Ni, Cr, V의 담금질성 향상에 따른 효과, Nb의 재결정 억제, B에 의한 입계 페라이트 억제효과, Ca, REM에 의한 황화물의 억제에 따른 상승효과에 의해, 본 발명강 1-3보다도 더욱 피로강도가 증대하였다. 여기서, 통상 압연, 제어압연, 제어압연 + 가속냉각, 제어압연 +가속냉각 +조질 열처리의 각 제조방법을 사용하고 있으나, 통상압연에 비하여, 제어압연을 조합한 압연을 진행함으로서, 같은 탄소당량이라도 보다 높은 강도를 가진 고장력 강을 얻었다. 또, 용접 결합 피로강도는 모재의 항복능력, 인장강도에는 의존않고, 피로강도를 향상시키기 위해서는 본 발명에서 기술해온 Si의 고용강화를 시작으로 하는 상기 효과가 필요불가결 하다는 것을 안다.

한편, 비교강 1은 Si첨가량이 본 발명강의 성분범위보다 적은 실시예이다. 피로강도는 Si첨가량이 본 발명강의 성분범위내에 있을 때 향상한다.

Cu, Mo, Ni, Cr, Nb, V, B를 과도하게 첨가한 비교강 2-8 은, Si의 첨가량이 적절한 범위에 들어있기 때문에, 피로 강도가 비교강 1보다도 높은 값으로 되어 있으나, 표 4의 베이나이트 조직분율에서도 알수 있는 것처럼, 비교강 2-8은 담금질성이 너무 높아서 마르텐 사이트 조직을 형성하여, 베이나이트 조직분율이 저하하기 때문에, 본 발명강에 비하여 피로강도는 저하하였다.

또, B를 과도하게 첨가하면, 경사진 y균열 시험의 균열 정지 온도도 높아져서, 용접성이 극히 악화하였다. 한편, 본 발명강의 균열 정지 온도는 어느곳이나 낮고 용접성은 양호하였다.

본 발명강에 의하면, 조선, 해양구도물, 교량 등에 사용되는 고장력강에 관하여, 강판의 용접성을 확보한 후, 특정의 원소를 첨가하여 열 영향부의 조직을 제어함으로서 그 피로강도를 향상하는 것이 가능하며, 동시에 본 발명강을 사용함으로서 용접구조물의 피로파괴에 대한 신뢰성을 향상시키는 것이 가능해졌다.

Claims (6)

1. 중량%로, C: 0.03 - 0.20%, Si: 0.6 - 2.0%, Mn: 0.6 - 2.0%, Al: 0.01 - 0.8%, N:0.002 - 0.008%, B: 0.0020% 이하 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 나머지로 이루어지고, 추가적으로, Ni: 0.1 - 3.0%, Cr: 0,1 - 1.0%, V: 0.01 - 0.10%, Cu. 0.1 - 1.5%, Mo: 0.05 - 0.5%, Nb: 0.005 - 0.06%, Ti: 0.005 - 0.05%, Ca: 0.0005 - 0.0050% 및 REM: 0.0005 - 0.0050%로부터 선택되는 하나 이상의 원소를 포함하는 것을 특징으로 하는 용접부의 피로 강도와 용접성이 뛰어난 고장력장.
2. 중량%로, C: 0.03 - 0.20%, Si: 0.6 - 2.0%, Mn: 0.6 - 2.0%, Al: 0.01 - 0.8%, N:0.002 - 0.008%, B: 0.0020% 이하 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 나머지로 이루어지고, 추가적으로, Ni: 0.1 - 3.0%, Cr: 0.1 - 1.0%, V: 0.01 - 0.10%, Cu: 0.1 - 1.5%, Mo: ·0.05 - 0.5%, Nb: 0.005 - 0.06%, Ti: 0.005 - 0.05%, Ca: 0.0005 - 0.0050% 및 REM. 0.0005 - 0.0050%로부터 선택되는 하나 이상의 원소를 포함하고, 용접부는 그 열영향부에서 80% 이상의 베이나이트 조직 분율을 갖는 것을 특징으로 하는 용접부의 피로 강도와 용접성이 뛰어난 고장력장.
3. 중량%로, C: 0.03 - 0.20%, Si: 0.6 - 2.0%, Mn: 0.6 - 2.0%, Al: 0.01 - 0.8%, N:0.002 - 0.008%, B: 0.0020% 이하 및 Fe와 불가피한 불순물로 구성되는 나머지로 이루어지고, 추가적으로, Ni: 0.1 - 3.0%, Cr:0.1 - 1.0%, V: 0.01 - 0.10%, Cu:0.1 - 1.5%, Mo: 0.05 - 0.5%, Nb: 0.005 - 0.06%, Ti: 0.005 - 0.05%, Ca: 0.0005- 0.0050% 및 REM: 0.0005 - 0.0050%로부터 선택되는 하나 이상의 원소를 포함하는 슬라브를 Ac₃점 내지 1250℃의 온도 범위까지 가열하고, 재결정 온도 영역내에서 상기 가열 슬라브를 열간 압연하고, 얻어진 열연 쉬트를 자연 냉각시키는 것을 특징으로 하는 용접부의 피로 강도와 용접성이 뛰어난 고장력장의 제조방법.
4. 제3항에 있어서, 재결정 온도 영역에서 열간 압연에 의하여 제조된 상기 플레이트는, 계속하여 미재결정 온도 영역에서 40 내지 90%의 누적 압하율로 열간 압연한 후, 상기 플레이트를 자연 냉각하는 것을 특징으로 하는 고장력강의 제조방법.
5. 제3항에 있어서, 재결정 온도 영역에서 열간 압연에 의하여 제조된 상기 플레이트는, 계속하여 미재결정 온도 영역에서 40 내지 90%의 누적 압하율로 열간 압연하고, 1 - 60℃/초의 냉각 속도로 냉각되어, 온도가 600℃ - 실온에 다달았을 때 냉각을 정지한 후, 상기 플레이트를 자연 냉각하는 것을 특징으로 하는 고장력강의 제조방법.
6. 제4항에 있어서, 재결정 온도 영역에서 열간 압연에 의하여 제조된 상기 플레이트는, 계속하여 미재결정 온도 영역에서 40 내지 90%의 누적 압하율로 열간 압연하 고, 열간 압연 종료 후 상기 열연 플레이트를 1 - 60℃/sec의 냉각 속도로, 600℃-실온의 온도 범위에서 냉각하고, 상기 플레이트를 자연 냉각한 후, 다시 300℃ -Ac₁점까지 상기 플레이트를 가열하여 상기 플레이트를 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 고장력강의 제조방법.