KR100237320B1

KR100237320B1 - 고강도 Cr-Mo강용 용접금속 및 서브머지 아크용접방법

Info

Publication number: KR100237320B1
Application number: KR1019960052522A
Authority: KR
Inventors: 히토시 하타노; 히로유키 모리모토; 아키노부 고토; 다케시 나카가와
Original assignee: 토요다 히로시; 가부시키 가이샤 고베세이코쇼
Priority date: 1995-11-08
Filing date: 1996-11-07
Publication date: 2000-01-15
Also published as: IT1286080B1; KR970025815A; FR2740715B1; ITMI962284A1; FR2740715A1; JP3283763B2; JPH09192881A

Abstract

본 발명은 C 0.04 내지 0.14중량%, Si 0.05 내지 0.40중량%, Mn 0.50 내지 1.30중량%, Cr 2.00 내지 3.25중량%, Mo 0.90 내지 1.20중량%, V 0.05 내지 1.00중량%, N 0.015중량% 이하, 및 나머지 Fe 및 부수 불순물로 이루어지며; 상기 부수 불순물은 P 0.010중량% 이하, Ni 0.40중량 이하, Al+Ti 0.018중량% 이하, S 0.010중량% 이하, Sn 0.010중량% 이하, As 0.010중량% 이하, Sb 0.010중량% 이하, 및 O 0.045중량% 미만을 함유하며; 625℃의 온도에서 10시간동안 응력제거 어닐링후 용접금속의 오로지 비실행존으로부터 전해추출에 의해 수집된 잔류물은 V 65중량% 이하를 함유하며; 상기 잔류물내 Fe함량/Cr함량비는 2.0이하인 것을 특징으로 하는, 솔리드 와이어와 본드 플럭스의 조합을 가진 서브머지 아크용접에 의해 형성된 고강도 Cr-Mo강용 용접금속에 관한 것이다.

Description

고강도 Cr-Mo강용 용접금속 및 서브머지 아크용접방법

제1도는 실시예에 사용되는 용접기재금속의 형태를 도시하는 개략단면도이고,

제2도는 수직축이 온도를 나타내고 수평축이 시간을 나타내는 SR조건을 설명하는 그래프이고,

제3도는 용접금속으로부터 EDX분석을 위한 시편의 샘플링 부분을 나타내는 개략 단면도이고,

제4도는 수직축이 온도를 나타내고 수평축이 시간을 나타내는 SR조건을 설명하는 그래프이고,

제5도는 수직축이 온도를 나타내고 수평축이 시간을 나타내는 단계 냉각조건을 설명하는 그래프이고,

제6(a)도는 용접금속으로부터 원통형 시편의 샘플링 부위와 방향을 나타내는 단면도이고,

제6(b)도는 원통형 시편의 형태를 도시하는 측면도이고,

제6(c)도는 시편의 단면도이고,

제6(d)도는 제6(c)도의 노치부 A의 확대단면도이고,

제6(e)도는 원통형 시편을 사용하는 링균열시험방법을 나타내는 개략단면도이다.

[발명의 배경]

[발명의 분야]

본 발명은 고강도 Cr-Mo강용 용접금속 및 서브머지 아크용접방법에 관한 것이며, 용접금속은 고강도 Cr-Mo강(Cr함량 2.00 내지 3.25중량%, 및 Mo함량 0.90 내지 1.20중량%)의 용접에 사용되고, 필수성분으로서 Cr 및 Mo 뿐만아니라 V를 함유하며, 수요에 따라서 Nb, Ti, B, Ca등을 함유한다.

[관련분야의 설명]

2.25 내지 3% Cr-1% Mo 강은 우수한 고온특성을 나타내기 때문에, 보일러 및 화학반응기와 같은 고온고압분위기에서 사용될 수 있는 재료로서 널리 사용되고 있다.

그러한 구조물은 일반적으로 크고 두껍기 때문에, 서브머지 아크용접이 고작업효율로 인해 그러한 구조물의 용접공정에 적용된다. 그러한 구조물에서, 작동조건의 추세는 고 효율작동을 위해 더 고온고압으로 향하고 있다. 구조물이 종래의 강재료로 건조되는 경우, 이들 구조물의 두께는 비실용적인 수준으로 까지 더 증가되어야한다. 그러므로, V가 첨가된 고강도 Cr-Mo강과 V 및 Nb가 첨가된 고강도 Cr-Mo강이 고온고압조건하에서 이들 구조물의 사용에 있어서 두꺼워지는 경향을 억제하기 위해 개발되고 있다.

이와 함께, 실온 및 고온강도, 인성, 크리프강도, 템퍼-취화저항(고온환경하에서 사용시 비피복취성), 열간균열저항(응고시 비피복 균열), 냉간균열저항(수소에 의한 비피복지체파괴), 및 SR(응력제거) 균열저항(석출시효로 인한 비피복 입간균열)과 같은 특성의 개선이 필요하다. 특히 SR 어닐링은 Cr-Mo강의 용접구조에 필수적이며, 잔류응력은 고강도 Cr-Mo강의 용접구조의 비율증가/농후화 경향에 따라 증가한다.

그러므로 석출시효 또는 SR 균열로 인한 입간균열이 해결되어야 할 큰 문제이다.

고강도 Cr-Mo강의 용접구조물을 위한 용접금속의 필수특성 가운데 SR 어닐링후 인성 및 템퍼-취화 저항은 용접금속내 산소함량을 감소시킴으로써 개선될 수 있다.

예를들면, 일본 특개소 제61-71196호는 인성은 Si 함량이 용접금속내에 0.10중량%이상일 때 산소함량을 감소시킴으로써 개선된다는 것을 개시하였다.

일본 특개평 제1-210193호 및 제1-271096호에 개시된 바와 같이 산소함량이 용접금속내에서 300중량 ppm이하로 감소될 때 vE(단 SR 처리후 인성)와 vE+SC(가속취화를 위한 열처리후 인성)가 상당히 개선될 수 있다.

또한, 일본 특개평 제2-182378호는 용접금속내 산소가 저함량으로 조절될 수 있고 인성이 2.3이상의 염기도 BL을 가진 본드 플럭스를 사용함으로써 개선될 수 있다는 것을 개시하였으며, 여기서 BL은 다음식 : BL=(MgO]+[BaO]+[CaO]+[CaF₂])/([SiO₂]+[Al₂O₃]+[TiO₂]+[MnO]+[ZrO₂])로 나타내며, [MgO],[BaO],[CaO],[CaF₂],[SiO₂],[Al₂O₃],[TiO₂][MnO] 및 [ZrO₂]는 MgO, BaO, CaO, CaF₂, SiO₂, Al₂O₃, TiO₂, MnO 및 ZrO₂의 중량%를 나타낸다. 더욱이, 일본 특공평 제4-79752호에 개시된 바와 같이 특정 소성을 가진 솔리드 와이어와 본드 플럭스가 사용될 때, 용접금속내 산소함량은 0.030중량%이하로 감소될 수 있으므로 용접금속은 우수한 인성을 나타낸다.

상술된 바와 같이, 용접금속내 감소된 산소 함량은 SR 어닐링후 인성 및 템퍼-취화저항을 명백히 개선시킬 수 있다. 그러나, 그러한 방식으로 형성된 용접금속은 저 SR 균열저항을 나타낸다.

반면에, 저산소 용접금속보다 더 높은 SR 균열저항을 나타내는 용접금속이 일본 특개평 제6-328292호에 제시되었는데, 이에 의하면, 미세조직이 결정립계를 따라 석출하고 따라서 결정립계 면적은 고강도 Cr-Mo강용 용접금속내 산소함량을 증가시킴으로써 증가한다. 상세하게는 SR 균열저항은 0.030 내지 0.060중량% 범위내에서 산소함량을 조절함으로써 개선되며, 증가된 산소함량과 함께 인성감소는 용접금속내 탄소 및 망간 함량의 최적화에 의해 해결된다.

그러나, 산소함량이 고강도 Cr-Mo강용 용접금속내에 0.030 내지 0.060중량%로 조절될 때, 인성은 용접조건등의 변동으로 인해 종종 불안정하다. 또한, SR 균열저항은 더 길고 더 두꺼운 용접 구조물에서 불충분하게 될 수 있다.

인성 및 SR 균열저항의 개선은 단지 용접금속내 산소함량의 최적화에 의해 고강도 Cr-Mo강용 용접금속에서는 달성될 수 없다. 산소함량이 0.030중량% 미만일때, 상술된 바와 같이 인성이 개선될지라도 SR균열저항은 상당히 감소하며, 따라서 실용적인 용접금속이 형성되지 않는다.

[발명의 개요]

본 발명의 목적은 용접금속이 우수하고, 안정한 인성과 우수한 SR 균열저항을 나타내는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속 및 서브머지 아크용접방법을 제공하는 것이다.

본 발명에 따르면, 솔리드 와이어 및 본드 플럭스의 조합과 함께 서브머지 아크용접에 의해 형성된 고강도Cr-Mo강용 용접금속은 C 0.04 내지 0.14중량%, Si 0.05 내지 0.40중량%, Mn 0.50 내지 1.30중량%, Cr 2.00 내지 3.25중량%, Mo 0.90 내지 1.20중량%, V 0.05 내지 1.00중량%, N 0.015중량% 이하 및 나머지 Fe와 부수 불순물로 이루어지며; 부수 불순물은 P 0.010중량% 이하, Ni 0.40중량% 이하, Al+Ti 0.018중량% 이하, S 0.010중량% 이하, Sn 0.010중량% 이하, As 0.010중량% 이하, Sb 0.010중량 이하, 및 O 0.045중량% 미만을 함유하며; 625℃의 온도에서 10시간동안 응력제거 어닐링후의 오로지 용접금속의 비실행 존으로부터 전해 추출에 의해 수집된 잔류물은 V 65중량% 이하를 함유하며; 잔류물내 Fe함량/Cr함량비는 2.0이하이다.

바람직하게는 잔류물은 Fe 35중량% 이하 및 V 10중량% 이상을 함유한다.

바람직하게는 용접금속은 Nb 0.035중량% 이하, W 2.00중량% 이하, 및 Co 1.00중량% 이상으로 구성된 군으로부터 선택되는 적어도 하나를 포함한다. 용접금속은 Zr 0.035중량% 이하, Hf 0.070중량% 이하, Ta 0.070중량% 이하로 구성된 군으로부터 선택되는 적어도 하나를 더 포함한다. 용접금속은 B 0.001 내지 0.015중량%를 더 포함한다.

C, Si, Mn, P, O, V 및 Cr 함량이 각기 [C], [Si], [Mn], [P], [O], [V] 및 [Cr]로 표현될 때, 하기식으로 계산되는 PN값은 5.0 내지 10.0범위가 바람직하다:

PN=100×[C]+10×[Si]+[Mn]+500×[P]-50×[O]-(1/5)×[V]/[C]-(1/10)×[Cr]/[C]

본 발명에 따르면, 솔리드 와이어 및 본드 플럭스의 조합에 의한 고강도 Cr-Mo강용 서브머지 아크용접방법은 솔리드 와이어가 C 0.05 내지 0.15중량%, Mn 0.70 내지 1.60중량%, Cr 2.00 내지 3.80중량%, Mo 0.90 내지 1.20중량%, 및 Si 0.40중량% 이하를 함유하며; 본드 플럭스가 SiO₂5 내지 20중량% MgO 20 내지 40중량%, Al₂O₃5 내지 25중량%, F(금속플루오르화물로부터의 환산 함량으로서) 2.4 내지 12중량%, 및 CO₂(탄산금속으로부터의 환산함량으로서) 3 내지 12중량%를 함유하며; 20 내지 50kJ/cm의 용접열 출력으로 서브머지 아크용접을 함으로써 특허청구의 범위 제1항 내지 제6항중 어느 한항에 기술된 용접금속을 형성하는 것으로 이루어진다.

바람직하게는 예비가열 및 패스간 온도는 225 내지 350℃범위이다.

[바람직한 구체예의 설명]

본 발명자들은 상술된 문제점을 해결하기 위하여 광범위하게 연구하였으며, 용접금속의 조성을 특정화하고 조정된 SR 조건에 의하여 용접금속내 미세구조를 최적화함으로써 용접금속내 산소함량을 증가시키지 않고 고인성 및 고 SR 균열저항을 나타내는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속을 발견하였다.

먼저, 본 발명자들은 SR 균열의 원인을 조사하였다. 미세 MC 카바이드는 선(先)오스테나이트 입자에서 석출하고 입자내부를 강화시키며, 여기서 MC 카바이드는 금속(M)의 카바이드(C)를 나타내고 주성분의 금속은 바나듐(V)이다.

반면에 선 오스테나이트 결정립계에서의 인성과 강도는 선 오스테나이트 결정립계에서 그물 형상의 시멘타이트 석출에 의해 감소된다. SR 균열은 입자내부와 SR 처리중에 야기되는 입계간의 강도차에 의해서 일어난다.

따라서, SR 균열저항은 대량의 시멘타이트가 용융금속내 선 오스테나이트 결정립계에서 석출하거나 대량의 MC 카바이드가 입자내에서 석출할 때 감소된다.

바꾸어 말하면, SR 균열저항은 결정립계에서의 시멘타이트 양과 입자내 MC 카바이드 양 사이의 균형에 의해 결정된다. 그러므로, 선 오스테나이트 결정립계에서 석출하는 시멘타이트의 양이 선 오스테나이트 입자내 증가된 MC 카바이드 없이 감소될 수 있다면, SR 균열저항은 개선될 수 있다. 감소된 양의 시멘타이트를 함유하는 선 오스테나이트 결정립계를 포함한 미세구조가 감소된 산소함량, 즉 고레벨의 인성을 가지고 용접금속내에 형성될 때, 용접금속은 고강도 Cr-Mo강에 대해 우수하고 안정한 인성과 우수한 SR 균열저항을 나타낸다.

다음으로, 본 발명자들은 SR 처리중에 시멘타이트 석출이 감소되는 선 오스테나이트 입자를 포함하는 용접금속을 제조하는 방법을 연구하였다. 그 결과, 일정한 SR 처리조건에서, 형성된 시멘타이트의 양은 용접금속내 Cr 활성과 C활성에 의존하는데, 즉 SR처리중에 시멘타이트 형성은 증가된 Cr 활성과 감소된 C 활성으로 억제될 수 있다는 것을 발견하였다. 또한, V, Nb, W, Zr, Hf 및 Ta는 다른 기계적 성질을 감소시키지 않으면서 Cr 활성을 증가시키고 C활성을 감소시킬 수 있다는 것을 발견하였다. 그러나, 과잉의 V함량은 감소된 인성을 야기시키는데, 왜냐하면 입자 내부의 강도는 촉진된 MC카바이드 석출에 의해 증가하고 따라서 결정립계 강도와 입자내부간의 차가 커지게 되기 때문이다.

동시에 본 발명자들은 시멘타이트 형성이 반드시 용접금속내 성분에 의해 결정될 필요는 없다는 것을 발견하였다. 시멘타이트 형성은 용접금속의 일정한 조성에서 SR 처리온도를 올림으로써 감소될 수 있다.

다음으로, 본 발명자들은 우수한 SR 균열저항을 나타내는 용접금속 미세조직의 정량표현을 연구하였다. SR처리후 용접금속에 석출하는 카바이드는 금속카바이드, 시멘타이트, M₇C₃및 M₂₃C₆을 포함한다. 이들중에서 시멘타이트, M₇C₃및 M₂₃C₆은 주로 Fe와 Cr로 구성된다. 카바이드내 Fe 및 Cr 분획의 조사결과, 시멘타이트는 비교적 큰 분획의 Fe를 함유하고 M₇C₃및 M₂₃C₆은 비교적 큰 분획의 Cr을 함유하는 것을 발견하였다. 그러므로, 충분한 SR 균열저항을 달성하기 위한 임계 시멘타이트 석출은 잔류물로서 용접금속내 카바이드를 전해추출로 추출하고 잔류물내 Fe 및 Cr의 함량비를 조정함으로써 정량적으로 결정될 수 있다.

상세하게는 SR처리후 용접금속에 석출하는 모든 카바이드의 시멘타이트양은 용접금속으로부터 전해추출로 추출된 카바이드로서 잔류물내 Fe 및 Cr의 함량비로 표현될 수 있다.

따라서, 빈약한 SR 균열 저항을 나타내는 용접금속의 미세조직은 대량의 시멘타이트 석출물을 함유하고, 우수한 SR 균열저항을 나타내는 용접금속의 미세조직은 대량의 M₇C₃및 M₂₃C₆석출물을 함유한다. 그러므로 우수한 SR 균열저항을 나타내는 용접금속은 추출잔류물내 저 Fe/Cr 비로 얻어질 수 있다. 또한, 우수한 균열저항을 나타내는 용접금속은 시멘타이트내 주성분으로서 Fe양을 조절함으로써 얻어질 수 있다.

반면에, SR 균열저항은 MC카바이드가 과도하게 석출하거나 거의 석출하지 않을 때 감소한다. MC카바이드 석출물의 양은 석출잔류물내 바나듐(V)함량에 의해 조절될 수 있는데, 왜냐하면 MC카바이드는 필수적으로 V로 구성되기 때문이다.

따라서, 입자내부를 강화하는 MC의 양은 석출 잔류물내 V함량에 의해 결정될 수 있다.

또한, 본 발명자들은 용접금속의 SR 균열저항이 서브머지 아크용접에 사용되는 솔리드 와이어 및 본드 플럭스의 화학조성과 용접금속내 탄소 및 바나듐 함량을 최적화하고 용접 열 입력과 예비가열 및 패스간 온도를 최적화함으로써 개선될 수 있다는 것을 발견하였다.

용접금속내 특정성분의 함량의 제한 이유를 이제 설명한다.

[용접금속내 탄소(C)함량: 0.04 내지 0.14중량%]

탄소(C)는 용접금속의 경화성, 실온강도, 고온강도 및 인성에 영향을 미친다.

용접금속내 탄소함량이 0.04중량% 미만이면 강도가 감소한다. 반면에, 탄소함량이 0.14중량%를 초과하면, 강도가 지나치게 증가하여 인성감소를 가져온다.

그러므로, 용접금속내 탄소함량은 0.04 내지 0.14중량%, 바람직하게는 0.07 내지 0.11중량%로 결정된다.

[용접금속내 규소(Si)함량: 0.05 내지 0.40중량%]

규소(Si)는 탈산효과를 나타내며 산소함량을 조절한다. 0.05중량% 미만의 Si함량은 탈산효과를 거의 나타내지 않는다. 반면에 0.40중량%를 초과하는 Si함량은 탬퍼-취화 저항과 SR균열저항을 감소시키며, 과도하게 큰 강도 때문에 인성감소를 가져온다. 그러므로, 용접금속내 Si함량은 0.05 내지 0.40, 바람직하게는 0.10 내지 0.30중량%로 결정된다.

[용접금속내 망간(Mn)함량: 0.05 내지 1.30중량%]

망간(Mn)도 탄소와 같이 고온강도 및 인성을 개선시킨다. 동시에, 그것은 산소함량을 조절한다. 용접금속내 Mn함량이 0.50중량% 미만이면, 강도와 인성은 불충분한 레벨이 된다. 반면에 Mn함량이 1.30중량%를 초과하면, 크리프강도, 템퍼-취화저항 및 SR균열 저항이 감소한다. 그러므로, 용접금속내 Mn함량은 0.50 내지 1.30중량%, 바람직하게는 0.90 내지 1.20중량%로 결정된다.

[용접금속내 크롬(Cr)함량: 2.00 내지 3.25중량% 및 용접금속내 몰리브덴(Mo)함량: 0.90 내지 1.20중량% ]

크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)은 고강도 2.25 내지 3% Cr-1% Mo강의 기초 성분이다.

본 발명의 효과가 상술된 범위 밖에서도 일어날 수 있지만 상술된 범위밖의 기초 금속은 본 발명에서 이용되는 고온 환경에서는 사용되지 않는다. 그러므로, 용접금속내 Cr 함량은 2.00 내지 3.25중량%, 바람직하게는 2.30 내지 3.25중량%로 결정되며, 용접금속내 Mo함량은 0.90 내지 1.20중량%, 바람직하게는 0.95 내지 1.10중량%로 결정된다.

[용접금속내 바나듐(V)함량: 0.05 내지 1.00중량%]

바나듐(V)은 Cr활성을 증가시키고 C활성을 감소시키기 위한 원소로서 시멘타이트 석출을 억제한다. 그러나, 과잉의 V함량은 대량의 MC카바이드 침전과 감소된 인성을 유발한다. 매우 낮은 V함량은 크리프 강도를 감소시킨다.

용접금속내 V함량이 0.05중량% 미만이면, 크리프 강도는 감소한다.

반면에, V함량이 1.00중량%를 초과하면, 대량의 MC카바이드가 석출하므로 다른 성분의 조정과 SR 처리조건에 따라서 용접금속의 인성이 감소된다. 그러므로, 용접금속내 V함량은 0.05 내지 1.00중량%, 바람직하게는 0.25 내지 0.70중량%로 결정된다.

[용접금속내 질소(N)함량: 0.015중량% 이하]

질소(N)는 용접금속의 크리프 강도를 개선시킨다. 그러나, N함량이 0.015중량%를 초과한다면, 인성은 감소한다. 그러므로, 용접금속내 N함량은 0.015중량% 이하, 바람직하게는 0.003 내지 0.010중량%로 한정된다.

[용접금속내 인(P)함량: 0.010중량% 이하]

인(P)은 용접금속내 결정립계로 응리되어 결정립계의 강도를 감소시킨다.

용접금속내 P함량이 0.010중량%를 초과하면 결정립계의 강도는 감소될 수 있으며 SR 균열이 일어날 수 있다. 또한, 탬퍼-취화 저항은 P가 결정립계로 응리되기 때문에 감소된다. 그러므로, P함량은 0.010중량% 이하, 바람직하게는 0.005중량% 이하로 한정된다.

[용접금속내 산소(O)함량: 0.045중량% 이하]

산소(O)는 경화능 감소와 SR 균열저항의 개선을 야기한다. 그러나, 용접금속내 O함량이 0.045중량%를 초과하면 용접금속의 인성은 불안정하게 된다.

특히, V가 의도적으로 첨가된 용접금속에서, 인성안정화 효과는 O함량을 감소시킴으로써 향상된다. 그러므로, O함량은 0.045중량% 이하, 바람직하게는 0.020 내지 0.035중량%로 한정된다.

[용접금속내 황(S)함량: 0.010중량% 이하, 용접금속내 주석(Ti)함량: 0.010중량% 이하, 용접금속내 비소(AS)함량: 0.010중량% 이하, 및 용접금속내 안티몬(Sb)함량: 0.010중량% 이하]

용접금속에 부수적으로 함유된 원소는 상술된 P, Ni, Al, Ti, O 뿐만아니라 S, Sn, As 및 Sb도 포함한다. 용접금속이 고 함량으로 이들 원소를 함유한다면, SR 균열과 탬퍼-취화가 일어날 수 있다. 그러므로 부수적인 불순물로서 S, Sn, As, 및 Sb의 각각의 함량은 0.010중량% 이하, 바람직하게는 0.005중량%로 한정된다.

[용접금속내 니켈(Ni)함량: 0.40중량% 이하]

니켈(Ni)은 탬퍼-취화를 촉진한다. 용접금속내 Ni함량이 0.40중량%를 초과한다면, 탬퍼-취화가 더 촉진된다. 그러므로, 용접금속내 Ni중량은 0.40중량% 이하, 바람직하게는 0.10중량% 이하로 조절된다.

[용접금속내 알루미늄(Al)＋티타늄(Ti)함량: 0.018중량% 이하]

알루미늄(Al)과 티타늄(Ti)은 인성을 감소시킨다. Al함량과 Ti함량의 합계가 0.018중량%를 초과한다면 인성 감소가 촉진된다. 그러므로, Al과 Ti의 전체함량은 0.018중량% 이하, 바람직하게는 0.010중량% 이하로 한정된다.

625℃에서 10시간동안 SR처리후 용접금속내 오로지 비실행존으로부터의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 철(Fe) 대 크롬(Cr)의 비율, 즉 (Fe)/(Cr): 2.0이하

SR처리후 용접금속내 비실행존으로부터의 전해추출에 의해 얻어진 Fe 대 Cr의 중량비, (Fe)/(Cr)의 한정은 본 발명에서 가장 중요한 인자이다. (Fe)/(Cr)비는 용접금속내 성분과 SR 처리조건에 따른다. 본 발명에서, (Fe)/(Cr)비는 625℃에서 10시간동안 SR처리를 행한 용접금속의 오로지 비실행존으로 구성된 샘플의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 Fe성분(Fe)과 Cr성분(Cr)으로 결정된다.

(Fe)/(Cr)비가 2.0미만일 때, SR균열저항이 개선되는데, 왜냐하면 시멘타이트는 선 오스테나이트 결정립계에서 덜 석출하고 따라서 선 오스테나이트 결정립계의 인성은 심각하게 열화되지 않기 때문이다. 반면에, (Fe)/(Cr)비가 2.0을 초과하면, SR균열저항이 감소되는데, 왜냐하면 대량의 시멘타이트가 선 오스테나이트 결정립계에서 석출하고 따라서 선 오스테나이트 결정립계의 강도가 심각하게 감소되기 때문이다.

그러므로, 625℃에서 10시간동안 SR처리를 행한 용접금속의 오로지 비실행존으로 구성된 샘플의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 (Fe)/(Cr)비는 2.0이하, 바람직하게는 0.5 내지 1.0으로 설정된다.

[625℃에서 10시간동안 SR처리후 용접금속내 오로지 비실행존으로부터의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 V함량: 65중량% 이하]

SR처리후 용접금속내 비실행존으로부터의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 V함량의 한정도 본 발명에서 중요한 인자이다. SR처리에 대한 조건은 상술된 (Fe)/(Cr)비 결정에서와 동일하다. 잔류물내 V함량은 MC카바이드 석출물의 양을 나타내며 입자내부의 강도는 MC카바이드 석출물의 증가량에 따라 증가한다.

V함량이 65중량%을 초과한다면, SR균열저항과 인성이 감소하는데, 왜냐하면 입자내부의 강도가 상당히 증가하기 때문이다. 따라서, 625℃에서 10시간동안 SR처리를 행한 용접금속의 오로지 비실행존으로 구성된 샘플의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 V함량은 추출잔류물의 전체 중량에 대해 65중량% 이하로 설정된다.

[625℃에서 10시간동안 SR처리후 용접금속내 오로지 비실행존으로부터의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 Fe함량: 35중량%이하, 및 V함량: 10중량% 이상]

상술된 바와 같이, SR균열 저항과 인성은 625℃에서 10시간동안 SR처리를 행한 용접금속의 오로지 비실행존으로 구성된 샘플의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내(Fe)/(Cr)비 및 V함량을 한정함으로써 개선될 수 있다. 그러한 효과는 동일한 조건하에서 Fe함량이 35중량% 이하로 한정되고 V함량이 10중량% 이상으로 한정될 때 더 개선될 수 있다. Fe가 SR균열을 야기시키는 시멘타이트 석출물내 주성분이기 때문에, Fe함량의 그러한 한정은 시멘타이트 석출을 억제할 수 있다.

추출잔류물내 Fe함량이 추출잔류물의 전체중량에 대해 35중량%를 초과한다면, 시멘타이트 석출은 억제될 수 있다. 그러므로 625℃에서 10시간동안 SR처리를 행한 용접금속의 오로지 비실행존으로 구성된 샘플의 전해 추출에 의해 얻어진 잔류물내 Fe함량은 추출잔류물의 전체중량에 대해 35중량%로 설정된다.

상술된 바와 같이, V는 입자내에 MC카바이드로서 석출하여 증가된 입자내부강도를 가져온다. V함량이 감소할 때, V와 고정되지 않는 잔류탄소(C)는 증가된 시멘타이트 석출을 야기시킨다. 추출잔류물내 V함량이 추출잔류물의 전체 중량에 대해 10중량% 미만이라면, 시멘타이트 석출은 증가하고 SR 균열저항은 감소한다.

그러므로, 625℃에서 10시간동안 SR처리를 행한 용접금속의 오로지 비실행존으로 구성된 샘플의 전해추출에 의해 얻어진 잔류물내 V함량은 추출잔류물의 전체 중량에 대해 10중량% 이상으로 설정된다.

[용접금속내 니오븀(Nb)함량: 0.035중량% 이하, 텅스텐(W)함량: 2.00중량% 이하, 코발트(Co)함량: 1.00중량% 이하]

니오븀(Nb), 텅수텐(W) 및 코발트(Co)중 적어도 하나가 용접금속으로 첨가되면, 실온 및 고온강도의 크리프 강도는 V단독의 첨가와 비교하였을 때 더 개선된다.

그러나, Nb함량이 0.035중량%를 초과하고, W함량이 2.00중량%를 초과하고, 또는 Co함량이 1.00중량%를 초과할 때 강도증가에 기인하여 인성은 감소한다. 그러므로, 바람직하게는, Nb는 0.035중량% 이하의 양으로 용접금속에 첨가되고, W는 2.00중량% 이하의 양으로 첨가되고, Co는 1.00중량% 이하의 양으로 첨가된다. 이들 원소의 보다 바람직한 함량은 Nb에 대해 0.005 내지 0.020중량%, W에 대해 0.05 내지 1.00중량%, 그리고 Co에 대해 0.01 내지 0.50중량%이다.

[용접금속내 지르코늄(Zr)함량: 0.035중량% 이하, 하프늄(Hf)함량: 0.070중량% 이하, 및 탄탈륨(Ta)함량: 0.070중량% 이하]

지르코늄(Zr), 하프늄(Hf) 및 탄탈륨(Ta)중 적어도 하나가 용접금속으로 첨가되면, SR균열저항은 V단독의 첨가와 비교하였을 때 더 개선된다. 이들 원소는 Cr활성을 향상시키고 C활성을 저하시키기 때문에 시멘타이트 석출은 상당히 억제되고 SR균열 저항은 개선된다. 그러나, Zr함량이 0.035중량%를 초과하고, Hf함량이 0.070중량%를 초과하고, 또는 Ta함량이 0.070중량%를 초과할 때 강도의 과도한 증가로 인하여 인성은 감소한다. 그러므로, 바람직하게는, Zr은 0.035중량% 이하의 양으로 용접금속으로 첨가하고, Hf는 0.070중량%의 양으로 첨가되고, Ta는 0.070중량%의 양으로 첨가된다. 이들 원소의 보다 바람직한 함량은 Zr에 대해 0.01 내지 0.02중량%, Hf에 대해 0.01 내지 0.02중량%, 그리고 Ta에 대해 0.02 내지 0.04중량%이다.

[용접금속내 붕소(B)함량: 0.001 내지 0.015중량%]

붕소(B)는 용접금속의 인성을 안정화시킨다. 용접금속내 B함량이 0.001중량% 미만이면 그러한 효과는 달성되지 않는다. 반면에 B함량이 0.015중량%를 초과하면 인성은 과도하게 큰 강도로 인하여 감소하고 용접공정중에 열간균열에 대한 감도는 너무 크다. 그러므로, 용접금속내 B함량은 0.001 내지 0.015중량%, 바람직하게는 0.003 내지 0.010중량%로 결정된다.

[용접금속내 특정 성분(중량%)으로부터 계산된 PN: 5.0 내지 10.0]

용접금속내 C, Si, Mn, P, O, V 및 Cr성분으로부터 다음식(1)으로 계산된 PN값이 5.0 내지 10.0의 범위내에 있으면 SR처리후 강도 및 인성과, SR균열저항은 좋은 균형을 가지며 개선되어 우수한 용접금속을 가져온다:

상기식에서, 예를들면 [A]는 용접금속내 성분 A의 중량%를 나타낸다.

다음에, 본 발명에 따른 고강도 Cr-Mo강의 서브머지 아크용접방법에서 솔리드 와이어 및 본드 플럭스내 성분의 한정이유를 설명한다.

[솔리드 와이어내 탄소(C)함량: 0.05 내지 0.15중량%]

탄소는 상술된 바와 같이 용접금속의 실온 및 고온강도, 크리프강도 및 인성을 유지하기 위해 첨가되며, 솔리드 와이어내 C함량은 용접금속내 C함량이 0.04 내지 0.14중량% 범위내에 있도록 한정되어야 한다. 그러므로, 솔리드 와이어내 C함량은 0.05 내지 0.15중량%, 바람직하게는 0.08 내지 0.13중량%로 조절된다.

[솔리드 와이어내 규소(Si)함량: 0.40중량% 이하]

규소는 탈산효과를 갖기 때문에, 상술된 바와 같이, 용접금속내 Si함량은 0.05 내지 0.40중량%로 조절되어야 한다. 그러므로, 솔리드 와이어내 Si함량은 0.40중량%이하, 바람직하게는 0.10 내지 0.30중량%로 조절된다.

[솔리드 와이어내 망간(Mn)함량: 0.70 내지 1.60중량%]

망간도 탈산효과를 가지며 고온강도와 인성을 개선시키기 때문에 상술된 바와 같이, 용접금속내 Mn함량은 0.50 내지 1.30중량%로 조절되어야 한다. 그러므로, 용접금속으로의 수율을 고려하여, 솔리드 와이어내 Mn함량은 0.70 내지 1.60중량%, 바람직하게는 1.00 내지 1.40중량%로 조절된다.

[솔리드 와이어내 크롬(Cr)함량: 2.00 내지 3.80중량% 및 솔리드 와이어내 몰리브덴(Mo)함량: 0.90 내지 1.20중량%]

크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)은 고강도 2.25 내지 3% Cr-1% Mo강의 기초 성분이기 때문에 각각의 성분은 소정량으로 솔리드 와이어로부터 첨가되어야 한다.

본 발명의 효과는 상술된 범위 밖에서도 일어날 수 있지만 상술된 범위밖의 기본금속은 본 발명에서 이용되는 고온 환경에서 사용되지 않는다. 그러므로, 솔리드 와이어내 Cr함량은 2.00 내지 3.80중량%, 바람직하게는 2.40 내지 3.50중량%로 결정되고, 솔리드 와이어내 Mo함량은 0.90 내지 1.20중량%, 바람직하게는 0.95 내지 1.10중량%로 결정된다.

[본드 플럭스내 이산화규소(SiO₂): 5 내지 20중량%]

이산화규소(SiO₂)는 슬래그의 유동성을 개선하고 비드형태를 균일하게 만든다.

5중량% 미만의 본드 플럭스내 SiO₂함량은 그러한 개선에 대한 효과가 거의 없다.

반면에, 20중량%를 초과하는 SiO2함량은 용접금속내 증가된 산소로 인한 인성감소와 용이한 슬래그 봉입으로 인한 작업성 감소를 야기시킨다. 그러므로, 본드 플럭스내 SiO₂함량은 5 내지 20중량%, 바람직하게는 8 내지 15중량%로 조절된다.

[본드 플럭스내 산화마그네슘(MgO)함량: 20 내지 40함량%]

산화마그네슘(MgO)은 슬래그의 유동을 억제하고 비드형태를 균일하게 만든다.

더욱이, 그것은 산소함량을 조절한다. 20중량% 미만의 본드 플럭스내 MgO함량은 산소함량과 인성을 감소시킨다. 반면에, 40중량%를 초과하는 MgO함량은 불안정한 아크, 빈약한 비드형태 및 빈약한 슬래그 제거를 야기시킨다.

그러므로, 본드 플럭스내 MgO함량은 20 내지 40중량%, 바람직하게는 25 내지 35중량%로 조절된다. MgO함량은 MgCO₃분해에 의해 형성되는 MgO양을 포함한다.

[본드 플럭스내 산화알루미늄(Al₂O₃)함량: 5 내지 25중량% ]

산화알루미늄(Al₂O₃)은 슬래그의 유동성을 개선하고 비드형태를 균일하게 만든다.

5중량% 미만의 본드 플럭스내 Al₂O₃함량은 그러한 개선에 대한 효과가 거의 없다.

반면에, 25중량%를 초과하는 Al₂O₃함량은 용접금속내 증가된 산소로 인한 인성감소와 용이한 슬래그 봉입으로 인한 작업성 감소를 야기시킨다. 그러므로, 본드 플럭스내 Al₂O₃함량은 5 내지 25중량%, 바람직하게는 10 내지 20중량%로 조절된다.

[본드 플럭스내 플루오르(F)함량(금속플루오르화물로부터 환산한 F값): 2.4 내지 12중량%]

금속플루오르화물도 비드형태를 균일하게 만들고, 용접금속내 확산성 수소 및 산소의 양을 조절한다. 금속플루오르화물로부터 환산한 F값(함량)이 2.4중량% 미만이라면, 인성은 용접금속내 증가된 산소함량으로 인하여 감소한다. 반면에 환산한 F값이 12중량%를 초과한다면 아크는 불안정해지고, 비드 형태는 빈약해지고 슬래그 제거도 빈약해진다. 그러므로, 본드 플럭스내 금속플루오르화물로부터 환산한 F값으로서 F함량은 2.4 내지 12중량%, 바람직하게는 5 내지 10중량%로 조절된다.

금속플루오르화물은 CaF₂, AlF₃, BaF₂, Na₃AlF₆, MgF₂, NaF등을 포함하며 상술된 효과는 다른 금속플루오르화물로부터의 동일한 환산 F값에 대해 동일하다.

[본드 플럭스내 이산화탄소(CO₂)함량(금속카보네이트로부터 환산한 CO₂값): 3 내지 12중량%]

금속카보네이트는 확산성 수소의 양을 감소시키고, 냉간균열저항을 개선하고, 용접금속내 산소함량을 조절한다. 금속카보네이트로부터 환산한 CO₂값(함량)이 3중량% 미만이라면, 이들 효과는 현저하지 않다. 반면에 환산한 CO₂값이 12중량%를 초과한다면, 인성은 용접금속내 증가된 산소함량으로 인하여 감소한다.

그러므로, 본드 플럭스내 금속카보네이트로부터 환산한 CO₂값으로서 CO₂함량은 3 내지 12중량%, 바람직하게는 5 내지 10중량%로 조절된다. 금속카보네이트는 CaCO₃, BaCO₃, MgCO₃등을 포함하며, 상술된 효과는 다른 금속카보네이트로부터의 동일한 환산 CO₂값에 대해 동일하다.

본드 플럭스는 필요하다면, Na₂O, K₂O, BaO, TiO₂및 ZrO₂와 같은 다른 성분을 포함한다. 각각의 성분의 양은 바람직하게는 10중량% 이하이다.

또한, 본드 플럭스는 Si와 Mn을 함유하여 용접금속내 Si 및 Mn함량을 조절할 수 있다.

다음에, 본 발명에 따른 고강도 Cr-Mo강용 서브머지 아크용접방법에서의 용접조건에 대한 한정이유를 설명한다.

[용접입열: 20 내지 50kJ/㎝]

본 발명자들은 서브머지 아크용접의 적당한 용접입열에 의하여, 솔리드 와이어와 본드 플럭스의 조합을 사용하여 잘 균형이 이루어진 성질, 예를들면 강도, 탬퍼특성, 열간균열저항, 및 냉간균열저항을 가진 용접금속을 제조할 수 있다는 것을 발견하였다.

용접입열이 20kJ/㎝미만이면, 강도는 증가된 경화능으로 인하여 개선되지만 인성과 SR균열저항은 감소한다. 반면에, 용접입열이 50kJ/㎝를 초과하면, 용접금속내 산소함량은 감소된 경화능과 함께 증가하여, 조악한 미세구조와 강도, 인성 및 템퍼-취하를 가져온다. 그러므로, 용접입열은 20 내지 50kJ/㎝로 결정된다.

실제 용접에서 SR균열저항은 20 내지 30kJ의 저입열과 늘어난 수의 패스로 용접함으로써 더 개선될 수 있는데, 왜냐하면 선 오스테나이트 결정립계를 포함하는 조악한 입자분획이 감소하기 때문이다. 용접동안 용접봉의 수는 제한없다.

[예비가열 및 패스간 온도: 225 내지 350℃]

예비가열 및 패스간 온도는 일반적으로 실제 용접에서 200 내지 250℃이다.

대형 구조물을 용접할 때, 이들 온도는 200℃이상으로 올리고, 동시에 온도의 상한은 종종 225℃로 설정한다. 예비가열 및 패스간 온도가 225 내지 350℃범위의 고온에서 설정되면 강도의 바람직하지 않은 증가가 용접금속내에서 억제될 수 있으므로 SR균열저항은 더 개선된다. 350℃를 초과하는 예비가열 및 패스간 온도에서 경화능이 감소하고 미세조직이 조악하게 되어 불충분한 강도와 인성이 초래된다.

그러므로 예비가열 및 패스간 온도는 바람직하게는 225 내지 350℃로 설정된다.

[실시예]

이제 본 발명에 따른 고강도 Cr-Mo강용 용접금속을 실시예, 뿐만 아니라 비교예를 참고로 설명한다.

제1도는 실시예에 사용되는 용접기재금속의 형태를 도시하는 개략단면도이다.

고강도 Cr-Mo강으로 이루어진 용접기재금속(1)은 V형상 홈을 가지며 용접기재금속과 동일한 조성을 가진 받침 스트립(2)은 V형상 홈의 저부에 구비된다.

홈 각은 10도로 설정하였으며 받침 스트립이 구비된 부분의 갭 폭은 본 발명에 따른 실시예에서 25㎜로 설정하였다. 표 1은 용접기재금속(1)의 화학조성을 나타낸다.

실시예 및 비교예에서, 제1도에 나타낸 바와 같은 홈형상을 가진 Cr-Mo강으로 이루어진 용접기재금속(1)은 표 3 내지 8에 나타낸 화학조성을 가진 솔리드 와이어와 표 9 및 10에 나타낸 화학조성을 가진 본드 플럭스의 조합으로 서브머지 아크용접을 행하여 용접금속을 형성하였다. 표 2에서, 기호 Y3 및 Y5는 단일 용접에 관하며, 기호 Y1, Y2, Y4 및 Y6은 탠덤용접에 관한다. 생성된 용접금속의 조성은 표 11 내지 20에 나타낸다.

생성된 용접금속은 SR처리를 행한다. 제2도는 수직축이 온도를 나타내고 수평축이 시간을 나타내는 SR처리의 온도조절을 설명하는 그래프이다.

유지온도는 SR처리에서 625℃였다. 용접금속의 온도가 300℃에 이르렀을 때, 가열조건을 조정하여 가열속도가 25℃/시간 이하가 되게 하였다.

다음에, 용접금속을 유지온도(625℃)에서 10시간동안 유지한 다음 25℃/시간의 냉각속도로 300℃이하로 냉각하였다. 가열 및 냉각속도는 300℃이하의 범위내에서 제한되지 않는다.

잔류물을 전해추출에 의해 SR처리후 각 용접금속으로부터 추출하여 EDX분석(에너지산란 X-선 검출기로 분석)하였다. 제3도는 용접금속으로부터 EDX분석을 위한 시편의 샘플링 부분을 나타내는 개략 단면도이다. 5㎜×5㎜×40㎜ 각 기둥 시편(9)을 기재금속(1)과 받침 스트립의 홈에 형성된 용접금속(3)내 최종 비드의 비실행존(8)으로부터 샘플링하였다. 시편(9)을 표지에 나타낸 조건하에 용해시켜서 EDX분석을 위한 석출물 또는 잔류물을 추출하였다. EDX분석의 결과는 표 22 및 23에 나타낸다.

실시예 1 내지 5, 7 내지 12, 및 14 내지 16에서, 본 발명을 고강도 2.25% Cr-1% Mo강에 적용하고 실시예 6 및 13에서 본 발명을 고강도 3% Cr-1% Mo강에 적용하였다.

모든 화학조성은 표에서 중량%로 나타낸다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

[표 5]

[표 6]

[표 7]

[표 8]

[표 9]

[표 10]

[표 11]

[표 12]

[표 13]

[표 14]

[표 15]

[표 16]

[표 17]

[표 18]

[표 19]

[표 20]

[표 21]

[표 22]

[표 23]

다음에, 여러 가지 기계적 시험을 위한 시편을 용접금속으로부터 제조하였다.

기계적 시험은 실온 및 고온인장시험, 샤르피충격시험, 템퍼-취화시험, 및 크리프 파열시험을 포함한다. 이들 시편은 표 24에 나타낸 형태를 가지며 표 24에 나타낸 바와 같은 SR열처리를 행한 용접금속의 두께중심으로부터 제조하였다.

[표 24]

제4도는 수직축이 온도를 나타내고 수평축이 시간을 나타내는 기계적 시험을 위한 SR조건을 설명하는 그래프이다. 용접금속의 온도가 300℃에 이르렀을 때 가열 조건을 조정하여 가열속도가 55℃/시간 이하가 되게 하였다. 다음에, 용접금속을 유지온도(700℃)에서 7 또는 26시간동안 유지한 다음 55℃/시간의 냉각속도로 300℃이하로 냉각하였다. 가열 및 냉각속도는 300℃이하의 범위내에서 제한되지 않는다.

또한, SR처리외에 단계 냉각처리를 템퍼-취화 시험에서 실행하였다.

제5도는 수직축이 온도를 나타내고 수평축이 시간을 나타내는 단계 냉각속도를 설명하는 그래프이다. 유지온도는 SR처리에서 625℃였다. 용접금속의 온도가 300℃에 이르렀을 때 가열조건을 조정하여 가열속도가 50℃/시간 이하가 되게 하였다. 다음에, 용접금속을 593℃의 유지온도에서 1시간동안 유지하였다.

더욱더, 샘플을 538℃의 유지온도에서 15시간동안, 524℃에서 24시간동안, 그리고 496℃에서 60시간동안 유지하였다. 이들 온도간의 냉각단계에서 시편의 냉각속도는 5.6℃/시간으로 설정하였다. 496℃에서 유지한 시편을 2.8℃/시간의 냉각속도로 468℃로 냉각하고 이 온도에서 100시간동안 유지하였다. 최종적으로 시편을 28℃/시간의 냉각속도로 300℃이하로 냉각시켰다. 가열 및 냉각속도는 SR처리와 같이, 300℃이하의 범위에서 제한되지 않는다.

링균열시험을 위한 원통형 시편을 상술된 각각의 용접금속으로부터 제조하였다.

제6(a)도는 용접금속으로부터 원통형 시편의 샘플링 부위와 방향을 나타내는 단면도이고, 제6(b)도는 원통형 시편의 형태를 도시하는 측면도이고, 제6(c)도는 시편의 단면도이고, 제6(d)도는 제6(c)도의 노치부 A의 확대단면도이고, 제6(e)도는 원통형 시편을 사용하는 링균열시험방법을 나타내는 개략단면도이다.

노치와 슬릿을 갖춘 원통형 시편(4)은 기재금속(1)과 받침 스트립(2)의 홈에 형성된 용접금속(3)의 최종 비드의 상부로부터 제조되어 제6(c)도에 도시된 노치가 용접금속(3)의 비실행존의 상부에 위치되고 따라서 슬릿(6)은 하부에 위치된다. 원통형 시편(4)은 제6(b)도에 도시된 바와 같이 20㎜의 종축길이, 10㎜의 외경 및 5㎜의 내경을 갖는다. 또한, 원통형 시편(4)은 내부공동에 이르는 폭이 0.5㎜이고 대향 외면에 구비된 노치(5)는 시편의 종축방향으로 슬릿으로 뻗는다. 노치(5)는 제6(d)도에 도시된 바와 같이, 0.5㎜의 깊이, 0.4㎜의 폭, 및 0.2㎜의 저부 곡률 반경을 가진 U자형상 홈이다. 이 시편을 링균열시험에 제공하였다.

링 균열시험은 다음과 같이 SR균열저항을 평가한다; 'Study on cracking after stress eliminating annealing'(Naiki et al., Journal of the Japan Welding Society, vol. 33, No. 9(1964), page 718)에 기초하여 굽힘력을 제6(e)도에 도시된 바와 같은 화살표 방향으로 원통형 시편(4)에 가하고, 시편(4)의 슬릿(6)은 필터금속없이 TIG용접하고, 그 시편을 신장잔류응력이 U자형상의 홈 저부에 가해지도록 하는 상태에서 열처리를 행하고; 그다음 U자형상 저부에 형성된 SR균열을 관찰한다. 링균열시험의 열처리 조건은 제2도에 도시된 전해추출 잔류물에 대한 SR조건과 동일하며, 즉 625℃에서 10시간동안이다.

균열평가에 대하여 커다란 균열을 용접동안 시각적으로 관찰하고, 약간의 균열은 용접직후에 X-선 투과시험으로 관찰하였다. 시편을 3일동안 방치하고 결함부분을 X-선 투과시험으로 발견하고 균열을 광학 현미경과 주사전자현미경으로 관찰하였다. 또한, 시편의 일부에 대해서는 석출을 주사전자현미경과 투과전자현미경으로 확인하였다.

상술된 기계적 시험의 결과를 평가하기 위한 표준을 설명한다.

강도에 대하여, 600N/㎟의 실온인장강도와 454℃에서 507N.㎜이상의 고온 인장강도를 가진 샘플은 “양호”로 평가하였다. 샤르피 충격시험에 대하여 -60℃이하의 vTr55(55J를 나타내는 샤르피 전이온도) 및 20℃이하의 △vTr55(단계 냉각후 vTr55의 전이온도의 이동: vTr'55-vTr55)인 샘플은 “양호”로 평가하였다.

크리프 강도시험에 대하여 550℃에서 1,000시간동안 210N/㎟이상의 크리프 강도를 가진 샘플은 “양호”로 평가하였다. 열간 및 냉간 균열시험에 대하여 균열이 없는 샘플은 ○(양호)로 평가하고 균열이 있는 샘플은 ×(불량)로 평가하였다.

SR균열저항을 평가하기 위한 링균열시험에 대하여, SR처리후 U자형상 홈의 저부에 균열이 없는 샘플은 ○(양호)로 평가하고 균열이 있는 샘플은 X(불량)로 평가하였다.

이들 평가결과는 표 25 내지 30에 용접 작업성으로 요약한다.

[표 25]

[표 26]

[표 27]

[표 28]

[표 29]

[표 30]

표 1 내지 30에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 범위내에 있는 용접금속과 전해추출물의 화학조성을 가진 실시예 1 내지 16의 각 샘플은 고 SR균열저항과 인성을 나타낸다.

대조적으로, 본 발명의 범위를 초과하는 양으로 용접금속내에 S, Sn, Sb 및 As를 함유하는 비교예 17에서, 기계적 시험은 열간균열형성으로 인해 실행될 수 없다.

본 발명의 범위를 초과하는 양으로 용접금속내에 Sb 및 As를 함유하는 비교예 18에서, 열간균열은 형성되지 않았지만 SR균열저항은 감소하였다. 전해 추출잔류물에 있어 본 발명의 범위를 초과하는 V를 함유하는 비교예 19에서, SR균열은 감소하였다.

추출 잔류물에 있어 본 발명의 범위를 초과하는 (Fe)/(Cr)비를 가진 비교예 20에서 SR균열저항이 감소하였다. 비교예 21에서, 고온강도 및 크리프강도는 본 발명의 범위의 하한 미만인 용접금속내 V함량으로 인하여 감소하였다.

비교예 22 내지 25에서 솔리드 와이어의 각 화학조성은 범위밖이다.

이들중에서, 실온강도 및 크리프 강도는 본 발명의 범위의 하한 미만인 C, Si 및 Mn함량으로 인하여 감소하였고, 인성도 본 발명의 범위를 초과하는 용접금속내 O함량으로 인하여 감소하였다. 비교예 23 및 24에서, 전해 추출 잔류물내 V함량은 본 발명의 범위를 초과한다. 또한, 비교예 23에서, 용접금속내 C, Al 및 Ti함량은 본 발명의 범위를 초과하고, 비교예 24에서, 용접금속내 C 및 N함량은 본 발명의 범위를 초과한다. SR균열저항은 이들 샘플에서 감소하였다. 비교예 25에서, SR균열저항도 감소하였는데 왜냐하면 전해 추출 잔류물내(Fe)/(Cr)비가 본 발명의 범위를 초과하고 용접금속내 Si, Mn, P 및 Ni함량이 본 발명의 범위를 초과하기 때문이다.

본 발명의 범위밖의 플럭스 조성의 비교예 26 내지 29에서, 기계적 시험은 빈약한 용접작업성으로 인하여 실행할 수 없다. 비교예 26 및 28에서, 용접금속내 Mn함량이 본 발명의 범위밖이기 때문에 용접금속내 O함량은 본 발명의 범위밖이다.

비교예 30 및 31에서 용접금속내 Mn 또는 O함량은 본 발명의 범위밖이고 따라서 충분한 기계적 성질이 달성되지 않는다.

상술된 바와 같이, 본 발명에 따르면, 안정하고 우수한 인성과 우수한 SR균열저항을 가진 용접금속이 얻어질 수 있는데, 왜냐하면 용접금속과, SR처리후 용접금속부분으로부터 전해추출에 의해 제조된 잔류물의 화학조성이 특정범위로 한정되고, 서브머지 아크용접에 사용되는 솔리드 와이어와 본드 플럭스의 화학조성이 특정범위로 한정되고 용접조건이 특정범위로 한정되기 때문이다. SR처리후 실온 및 고온인장강도, 인성, 크리프강도, 템퍼-취화, 열간균열저항, 냉간균열저항, 및 SR균열저항은 용접금속의 화학조성을 바람직한 범위로 설정하고 용접조건을 선택함으로서 더 개선된다.

Claims

C 0.04 내지 0.14중량%, Si 0.05 내지 0.40중량%, Mn 0.50 내지 1.30중량%, Cr 2.00 내지 3.25중량%, Mo 0.90 내지 1.20중량%, V 0.05 내지 1.00중량%, N 0.015중량% 이하, 및 나머지 Fe 및 부수 불순물로 이루어지며; 상기 부수 불순물은 P 0.010중량% 이하, Ni 0.40중량% 이하, Al＋Ti 0.018중량% 이하, S 0.010중량% 이하, Sn 0.010중량% 이하, As 0.010중량% 이하, Sb 0.010중량% 이하, 및 O 0.045중량% 미만을 함유하며; 625℃의 온도에서 10시간동안 응력제거 어닐링후 용접금속의 오로지 비실행존으로부터 전해추출에 의해 수집된 잔류물은 V 65중량% 이하를 함유하며; 상기 잔류물내 Fe함량/Cr함량비는 2.0이하인 것을 특징으로 하는, 솔리드 와이어와 본드 플럭스의 조합을 가진 서브머지 아크용접에 의해 형성된 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제1항에 있어서, 상기 잔류물은 Fe 35중량% 이하와 V 10중량% 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 용접금속은 Nb 0.035중량% 이하, W 2.00중량% 이하, 및 Co 1.00중량% 이상으로 구성된 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 용접금속은 Zr 0.035중량% 이하, Hf 0.070중량% 이하, 및 Ta 0.070중량% 이하로 구성된 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접 금속.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 용접금속은 B 0.001 내지 0.015중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 Ct-Mo강용 용접금속.
제1항 또는 제2항에 있어서, C, Si, Mn, P, O, V 및 Cr의 함량을 각기 [C], [Si], [Mn], [P], [O], [V] 및 [Cr]로 표현할 때, 하기식: PN=100×[C]＋10×[Si]＋[Mn]＋500×[P]－50×[0]-(1/5)×[V]/[C]－(1/10)×[Cr]/[C]으로 계산된 PN값은 5.0 내지 10.0 범위인 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
솔리드 와이어와 본드 플럭스의 조합에 의한 고강도 Cr-Mo강의 서브머지 아크용접 방법에 있어서, 상기 솔리드 와이어는 C 0.05 내지 0.15중량%, Mn 0.70 내지 1.60중량%, Cr 2.00 내지 3.80중량%, Mo 0.90 내지 1.20중량%, 및 Si 0.40중량% 이하를 함유하며; 상기 본드 플럭스는 SiO₂5 내지 20중량%, MgO 20 내지 40중량%, Al₂O₃5 내지 25 중량%, F(금속플루오르화물로부터 환산한 함량으로서) 2.4 내지 12중량% 및 CO₂(금속카보네이트로부터 환산한 함량으로서) 3 내지 12중량%를 함유하며; 20 내지 50kJ/㎝의 용접입열로 서브머지 아크용접함으로써 제1항 내지 제6항중 어느 한항에 기재된 용접금속을 형성하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강의 서브 머지 아크 용접방법.
제7항에 있어서, 예비가열 및 패스간 온도는 225 내지 350℃범위인 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강의 서브머지 아크용접방법.
제3항에 있어서, 상기 용접금속은 Zr 0.035중량% 이하, Hf 0.070중량% 이하, 및 Ta 0.070중량% 이하로 구성된 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 원소를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제3항에 있어서, 상기 용접금속은 B 0.001 내지 0.015중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제4항에 있어서, 상기 용접금속은 B 0.001 내지 0.015중량%를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제3항에 있어서, C, Si, Mn, P, O, V 및 Cr의 함량을 각기 [C], [Si], [Mn], [P], [O], [V] 및 [Cr]로 표현할 때, 하기식: PN=100×[C]＋10×[Si]＋[Mn]＋500×[P]－50×[0]-(1/5)×[V]/[C]－(1/10)×[Cr]/[C]으로 계산된 PN값은 5.0 내지 10.0범위인 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제4항에 있어서, C, Si, Mn, P, O, V 및 Cr의 함량을 각기 [C], [Si], [Mn], [P], [O], [V] 및 [Cr]로 표현할 때, 하기식: PN=100×[C]＋10×[Si]＋[Mn]＋500×[P]－50×[0]-(1/5)×[V]/[C]－(1/10)×[Cr]/[C]으로 계산된 PN값은 5.0 내지 10.0범위인 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.
제5항에 있어서, C, Si, Mn, P, O, V 및 Cr의 함량을 각기 [C], [Si], [Mn], [P], [O], [V] 및 [Cr]로 표현할 때, 하기식: PN=100×[C]＋10×[Si]＋[Mn]＋500×[P]－50×[0]-(1/5)×[V]/[C]－(1/10)×[Cr]/[C]으로 계산된 PN값은 5.0 내지 10.0범위인 것을 특징으로 하는 고강도 Cr-Mo강용 용접금속.