WO2014104731A1 - 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 와이어 - Google Patents

충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 와이어 Download PDF

Info

Publication number
WO2014104731A1
WO2014104731A1 PCT/KR2013/012150 KR2013012150W WO2014104731A1 WO 2014104731 A1 WO2014104731 A1 WO 2014104731A1 KR 2013012150 W KR2013012150 W KR 2013012150W WO 2014104731 A1 WO2014104731 A1 WO 2014104731A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
welded joint
impact toughness
flux cored
high strength
joint
Prior art date
Application number
PCT/KR2013/012150
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
정홍철
이진우
이동렬
한일욱
이홍길
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from KR1020120154333A external-priority patent/KR20140084654A/ko
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to DE112013006287.9T priority Critical patent/DE112013006287B4/de
Priority to US14/651,853 priority patent/US10065272B2/en
Priority to JP2015550313A priority patent/JP6338593B2/ja
Priority to CN201380068404.8A priority patent/CN104903046B/zh
Priority claimed from KR1020130163194A external-priority patent/KR101568518B1/ko
Publication of WO2014104731A1 publication Critical patent/WO2014104731A1/ko

Links

Images

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0261—Rods, electrodes, wires
    • B23K35/0266—Rods, electrodes, wires flux-cored
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/02—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape
    • B23K35/0255—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by mechanical features, e.g. shape for use in welding
    • B23K35/0288—Welding studs
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3066—Fe as the principal constituent with Ni as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/24—Selection of soldering or welding materials proper
    • B23K35/30—Selection of soldering or welding materials proper with the principal constituent melting at less than 1550 degrees C
    • B23K35/3053—Fe as the principal constituent
    • B23K35/3073—Fe as the principal constituent with Mn as next major constituent
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/3601—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest with inorganic compounds as principal constituents
    • B23K35/3602—Carbonates, basic oxides or hydroxides
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/3601—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest with inorganic compounds as principal constituents
    • B23K35/3603—Halide salts
    • B23K35/3605—Fluorides
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/3601—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest with inorganic compounds as principal constituents
    • B23K35/3607—Silica or silicates
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/22—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting characterised by the composition or nature of the material
    • B23K35/36—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest
    • B23K35/3601—Selection of non-metallic compositions, e.g. coatings, fluxes; Selection of soldering or welding materials, conjoint with selection of non-metallic compositions, both selections being of interest with inorganic compounds as principal constituents
    • B23K35/3608—Titania or titanates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention is a flux cored arc welded joint obtained by flux cored arc welding (FCAW) of high-strength steel for offshore structures, construction, bridges, shipbuilding, etc. and a flux cored arc for manufacturing the same. Relates to a welding wire.
  • FCAW flux cored arc welding
  • FCAW flux cored arc welding
  • the welding structure obtained by performing such welding must first secure the stability, and for this purpose, securing the tensile strength and the impact toughness of the weld joint is important.
  • the reduction of the amount of diffusible hydrogen in the welding material is very important in the flux cored arc welding to prevent the occurrence of low temperature cracks in the weld.
  • the welded joint formed during welding is formed by melting some of the steel while the welding material is melted to form a molten pool, and then solidifying it to develop into a coarse columnar structure.
  • the weld seam is formed by coarse grain boundary ferrite, Widmanstatten ferrite, martensite and martensite Au along the coarse austenite grain boundary.
  • the mechanism of the microstructure of the tissue by the Ti-B-Ni composite addition is the effect of inhibiting the formation of pro-eutectoid ferrite by the toughening of matrix by Ni, and the austenite grain boundary segregation of solid solution B. Fine ferrite production in austenite grains through Ti, B, oxides and nitrides is possible.
  • Patent Document 1 is a technique for defining the composition and the microstructure of the welded joint, containing 0.7 to 0.8% by weight of carbon, the microstructure of the weld metal portion is 10 to 20 bainite and martensite
  • An ultra-high strength SAW welded joint of 950 MPa or more that is low in% and excellent in low temperature toughness containing 60% or more of acicular ferrite is disclosed.
  • Patent Documents 2 and 3 relate to an ultra-high strength steel pipe having a seam welded portion having excellent low temperature crack resistance and a method of manufacturing the same, and excellent crack resistance by containing 1% or more of retained austenite in the seam welded metal portion. Although secured, the impact toughness of the weld metal part is somewhat poor.
  • Patent document 4 specifies the components of the welding material, but since it does not directly control the microstructure, particle size, etc. of the welded joint, it is difficult to sufficiently obtain the toughness of the welded joint from such a welded material.
  • the flux cored arc welding technique uses rutile flux cored wires, which are filled into the wire with a filling flux containing large amounts of crystallized water and bonded water that serve as a source of diffusible hydrogen during welding. It is manufactured by drawing the wire diameter to a size suitable for welding.
  • rutile flux cored wires which are filled into the wire with a filling flux containing large amounts of crystallized water and bonded water that serve as a source of diffusible hydrogen during welding. It is manufactured by drawing the wire diameter to a size suitable for welding.
  • the organic component of the lubricant adhered and remaining during the drawing process increases the diffusible hydrogen in the weld portion during welding.
  • Patent Document 5 proposes a technique of heat-treating a tube-shaped wire at 600 to 800 ° C., but it is difficult to commercialize due to a decrease in production rate and an increase in heat treatment cost due to the high temperature heat treatment.
  • Patent Document 6 provides an unheated flux cored wire for high strength steel of 490 Mpa or more containing an arc stabilizer, a slag forming agent: 0.5-4.5%, and a deoxidizer: 1.0-4.0% based on V: 0.05-0.25%.
  • the present invention is characterized by the diffusion of hydrogen trapping and carbon fixation effect through the formation of VC by the addition of V, but the result of reducing hydrogen by V during welding is insignificant, and the total F of alkali and alkaline metal fluorine compounds As the content of 1.0-2.0% is high, it is difficult to secure a stable arc characteristics.
  • Patent Literature 7 contains TiO 2: 4.0-8.0%, alkali fluoride (fluorine equivalent): 0.02-0.4% and PTFE (fluorine equivalent): 0.02-0.4% based on the total weight of the wire, The amount of fluorine conversion is controlled to 0.01% or less, and a technique is disclosed in which (fluorine amount conversion value of alkali metal fluoride +0.35) / (fluorine amount conversion value of PTFE) is controlled to 1 or more. Compared with PTFE, the specific gravity of the PTFE is low, making the wire filling and surface application difficult and the relatively high price, making it difficult to commercialize.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 2009-0016854
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 1999-063185
  • Patent Document 3 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2002-115032
  • Patent Document 4 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-321316
  • Patent Document 5 Korean Unexamined Patent Publication No. 1998-0068561
  • Patent Document 6 Japanese Patent Application Laid-Open No. 1996-257785
  • Patent Document 7 Korean Unexamined Patent Publication No. 2007-0035996
  • One aspect of the present invention is to provide a welded joint having excellent impact toughness in a welded structure constructed by welding an ultra high strength steel having a tensile strength of 900 MPa or more.
  • Another aspect of the present invention is a welding material capable of lowering the amount of diffusible hydrogen while obtaining a weld joint having excellent impact toughness in flux cored arc welding of an ultra high strength steel, that is, a flux cored arc welding wire. Is to provide.
  • microstructures provide a high impact toughness flux cored arc welded joint with excellent impact toughness comprising an area fraction of at least 40% acicular ferrite and 40-50% of bainite and martensite.
  • TiO 2 4.5-9.0%, one or two of SiO 2 and ZrO 2 : 0.2-2.0%, CaCO 3 : 0.1-1.0%, one or two or more of K, Na, Li-based alkali oxides: 0.10
  • a high strength flux cored welding wire comprising alkali and alkaline earth metal fluorine compounds of ⁇ 1.5% and 0.025 to 0.5% of fluorine (F).
  • the present invention it is possible to provide a flux cored arc welded joint having ultra high strength properties and at the same time excellent impact toughness.
  • it is possible to manufacture the welding joint it is possible to provide a flux cored arc welding wire that can effectively reduce the amount of diffusible hydrogen.
  • Figure 1 shows the results of observing the microstructure of Inventive Example 2 according to the present invention with an optical microscope.
  • the present inventors carefully examined to provide a method for providing an ultra-high strength Flux cored arc welded joint having a high impact toughness of 900 MPa or more, and as a result, an optimum structure capable of securing a balance of ultra high strength and impact toughness In order to secure these fractions, it is newly established that the proper control of the composition of the weld metal and the range of carbon equivalent equations can ensure not only the impact toughness of the welded joint, but also ultra-high strength of 900 MPa or more. The present invention was completed based on the results.
  • the present inventors have attempted to control the components that can effectively cause dehydrogenation in the flux cored arc welding wires as a result of an in-depth study to effectively reduce the diffusive hydrogen which is one of the causes of the low temperature cracks in the weld. .
  • Ultra-high strength flux cored arc welded joint with excellent impact toughness which is an aspect of the present invention, in weight%, carbon (C): 0.01 to 0.06%, silicon (Si): 0.1 to 0.5%, manganese (Mn): 1.5 ⁇ 3.0%, Nickel (Ni): 2.5-3.5%, Molybdenum (Mo): 0.5-1.0%, Copper (Cu): 0.4-1.0%, Chromium (Cr): 0.4-1.0%, Titanium (Ti): 0.01 ⁇ 0.1%, Boron (B): 0.003 ⁇ 0.007%, Nitrogen (N): 0.001 ⁇ 0.006%, Phosphorus (P): 0.02% or less (excluding O), Sulfur (S): 0.01% or less (excluding O ), Oxygen (O): 0.03-0.07%, balance Fe and inevitable impurities.
  • each component means weight%.
  • Carbon (C) is an element which is advantageous for securing the strength of the weld metal and at the same time securing the hardenability. It is necessary to add C to 0.01% or more in order to obtain the above-mentioned effect. However, if the content of C exceeds 0.06%, there is a problem that low-temperature cracking is easily generated during welding and the impact toughness of the weld joint is greatly reduced, so the upper limit is preferably limited to 0.06%.
  • Silicon (Si) is an element added for the deoxidation effect. If the content is less than 0.1%, the deoxidation effect in the weld metal is insufficient and the fluidity of the weld metal is reduced. Since there is a disadvantage of promoting the transformation of the site (MA constituent) to lower the impact toughness and affect the weld cracking susceptibility, it is preferable to limit the content of Si to 0.1 ⁇ 0.5% in the present invention.
  • Manganese (Mn) is an essential element for improving deoxidation and strength, and precipitates in the form of MnS around TiO oxide to promote the formation of acicular ferrite, which is advantageous for improving toughness of Ti composite oxide.
  • Mn forms a substituted solid solution in the matrix structure to strengthen the matrix to solidify the matrix to secure strength and toughness. In order to obtain such effects, it is necessary to add Mn to 1.5% or more. However, if it exceeds 3.0%, there is a problem that the toughness is lowered by creating a low-temperature transformation tissue, it is preferable to limit the upper limit to 3.0%.
  • Nickel (Ni) is an essential element that improves the strength and toughness of the matrix by solid solution strengthening. In order to obtain the above effects, it is necessary to add Ni to 2.5% or more, but when excessively over 3.5%, it is not preferable because it greatly increases the hardenability and there is a possibility of high temperature cracking. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Ni to 2.5 to 3.5%.
  • Molybdenum (Mo) is an element that improves the known strength, and in order to obtain such an effect, it is necessary to add it to 0.5% or more, but when it exceeds 1.0%, the effect is saturated, and the weld hardenability greatly increases and martensite is increased. There is a problem of promoting the transformation of the welding to cause low-temperature cracking or lower the toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Mo to 0.5 ⁇ 1.0%.
  • Copper (Cu) is an element which is advantageous in securing a strength and toughness due to solid solution at the base and having a solid solution strengthening effect. For this effect, it is preferable to add 0.4% or more of Cu. However, if the content exceeds 1.0%, there is a problem of decreasing the toughness by increasing the hardenability in the welded joint, it is preferable to limit the content of Cu to 0.4 ⁇ 1.0%.
  • the sum thereof is preferably limited to less than 3.5%, because when the sum of the two elements exceeds 3.5%, the hardenability increases to adversely affect the toughness and weldability. .
  • Chromium (Cr) is an element which is dissolved in a matrix to improve hardenability and improves strength, and is an advantageous element for securing strength and toughness.
  • Cr Chromium
  • Titanium (Ti) is an element that combines with oxygen (O) to not only form fine Ti oxide, but also forms fine TiN precipitate to promote formation of acicular ferrite, thereby improving strength and toughness.
  • O oxygen
  • TiN titanium
  • Boron (B) is an element that improves quenchability, segregates at grain boundaries and serves to suppress transformation of grain boundary ferrite.
  • the solid solution B serves to secure the hardenability to improve the strength of the welded joint and is diffused to the grain boundary to lower the energy of the grain boundary to suppress the transformation of the grain boundary ferrite and promote the transformation of the acicular ferrite.
  • it is preferable to contain B or more than 0.003%, but when the content exceeds 0.007%, the effect is saturated and the weld hardenability is greatly increased, which promotes low temperature transformation phase, thereby generating low temperature welding crack and toughness. There is a problem of lowering. Therefore, the content of B is preferably limited to 0.003 ⁇ 0.007%.
  • Nitrogen (N) is an indispensable element for forming TiN and VN precipitates, and the amount of fine TiN and VN precipitates increases as the amount of Ni increases.
  • the content is preferably set to 0.001% or more.
  • the content of N is preferably limited to 0.001 to 0.006%.
  • Phosphorus (P) is an impurity that promotes high temperature cracking and is preferably managed as low as possible, and its upper limit is preferably limited to 0.02% or less.
  • S acts as an element to precipitate MnS composite oxide by combining with Mn, but when the content exceeds 0.01%, low melting point compounds such as FeS can be formed to cause high temperature cracking, so the content of S Is preferably limited to 0.01% or less.
  • Oxygen (O) is an element that forms Ti oxide by reacting with Ti during solidification of the welded joint, and Ti oxide promotes transformation of acicular ferrite in the welded joint. At this time, if the O content is less than 0.03%, Ti oxide is not properly distributed in the welded joint, whereas if it exceeds 0.07%, coarse Ti oxide and other oxides such as FeO are formed to affect the impact toughness of the welded joint. It is not desirable because it is crazy.
  • the welded joint according to an aspect of the present invention may further include one or two or more selected from the group consisting of Nb, V, W, and Zr, and one or two selected from calcium and rare earth metals, in addition to the above components. have.
  • Niobium (Nb) is an element added for the purpose of improving quenching properties, and is particularly advantageous for obtaining bainite structure because it has an effect of lowering the Ar3 temperature and extending the bainite formation even in a low cooling rate range. It is necessary to add Nb to 0.001% or more in order to obtain the strength improvement with the above-mentioned effect, but if the content exceeds 0.1% by promoting the formation of phase martensite (MA) structure in the welded joint during welding It is not preferable because it adversely affects the toughness of the welded joint.
  • MA phase martensite
  • Vanadium (V) is an element which promotes ferrite transformation by combining with N to form a VN precipitate, and in order to obtain the above-mentioned effect, it is necessary to add V to 0.001% or more. However, if the content exceeds 0.1%, it is not preferable because it forms a hard phase such as carbide (Carbide) on the welded joint adversely affects the toughness of the welded joint.
  • Carbide carbide
  • Tungsten (W) is an effective element for enhancing high temperature strength and strengthening precipitation. If the content of W is less than 0.05%, the effect of increasing strength is insignificant, whereas if it exceeds 0.50%, it is not preferable because it adversely affects the impact toughness of the high strength welded joint.
  • Zr Zirconium
  • O oxygen
  • Zr in an amount of 0.005% or more in order to obtain such a fine Zr composite oxide dispersion effect, but when it exceeds 0.5%, coarse Zr composite oxide and coarse ZrN precipitates are formed, which adversely affects impact toughness. I can't.
  • Ca and REM 0.0005 to 0.005% and 0.005 to 0.05%, respectively
  • Calcium (Ca) and rare earth metals (REM) serve to stabilize the arc during welding and to suppress the formation of oxides at the weld seam.
  • it is an element effective in improving the toughness of the welded joint by inhibiting the growth of austenite grains in the cooling process to promote ferrite transformation in the mouth.
  • it is necessary to add at least 0.0005% in the case of Ca and at least 0.005% in the case of REM, but when Ca exceeds 0.005% or REM exceeds 0.05%, coarse oxides are formed. By doing so, the toughness may be impaired.
  • the REM may be one or two or more elements selected from the group consisting of Ce, La, Y, Hf, and the like, and any elements may be used to obtain the above-described effects.
  • the rest consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the microstructure of the welded joint formed after flux cored arc welding includes more than 40% acicular ferrite and 40-50% mixed structure of bainite and martensite in area fraction. This is preferable.
  • the structural fraction of high strength martensite or bainite is increased in the microstructure of the weld joint formed by FCAW, the strength can be easily achieved, but it may bring unsatisfactory results in terms of impact toughness.
  • the tissue fraction of the needle-like ferrite having excellent toughness is increased, the toughness of the welded joint may be excellently secured, but may not reach the desired ultra high strength in terms of strength. Therefore, it is preferable that the structure of the welded joint to ensure excellent strength and toughness simultaneously is composed of at least 40% acicular ferrite and a mixed structure of 40-50% of bainite and martensite.
  • the welded joint formed by diluting the base material and the filler metal under normal welding conditions has a carbon equivalent Ceq value shown below to satisfy the range of 0.73 to 0.85%. Design must be made.
  • the carbon equivalent Ceq value represented by the above relation 1 must satisfy the range of 0.73 to 0.85%, and the balance of impact toughness and ultra high strength is made in the welded joint, and the weld joint can be made of a mixed structure as described above. It is.
  • the carbon equivalent Ceq value of the welded joint is less than 0.73%, the impact toughness is excellent but ultra high strength is not achieved.
  • the carbon equivalent is more than 0.85%, the ultra high strength may be secured, but impact toughness may be lowered. .
  • the weld crack susceptibility index Pcm value expressed by the following relational expression 2 satisfies 0.35% or less.
  • Pcm C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B
  • the welded joints satisfying the Ceq and Pcm values proposed by the present invention have an impact absorption energy (vE) of -80 ° C or higher at -5 ° C. , Has excellent impact toughness.
  • the present inventors have found that when the arc length is controlled by controlling the conditions of the welding wire as follows, it is possible to facilitate the release of the diffusible hydrogen from the welding wire, and based on this, the present invention has been completed.
  • High strength flux cored arc welding wire carbon (C): 0.03 ⁇ 0.12%, silicon (Si): 0.3 ⁇ 1.4%, manganese (Mn): 1.5 ⁇ 3.5 %, Nickel (Ni): 2.5-3.5%, Molybdenum (Mo): 0.3-1.0%, Chromium (Cr): 0.3-1.0%, Copper (Cu): 0.4-1.0%, Boron (B): 0.001-0.020 %, Titanium (Ti) + magnesium (Mg): 0.02 to 1.5%, balance Fe and other impurities, TiO 2 : 4.5-9.0%, SiO 2 : 0.2-2.0%, CaCO 3 : 0.1-1.0%, One or two or more of K, Na, and Li-based alkali oxides: 0.10 to 1.5%, preferably composed of alkali and alkaline earth metal fluorine compounds having an amount of fluorine (F) of 0.025 to 0.5%.
  • K, Na, and Li-based alkali oxides 0.10
  • Carbon (C) is an essential element for securing the strength of the welded joint and securing the weld hardenability, and in order to obtain such an effect, it is preferably added at 0.03% or more. However, if the content exceeds 0.12%, the weldability is greatly reduced and there is a problem of promoting low temperature crack generation at the welded joint, which is not preferable.
  • Silicon (Si) is an element added for the deoxidation effect. If the content is less than 0.3%, the deoxidation effect in the welded joint is insufficient and the fluidity of the welded joint is reduced, whereas if the content exceeds 1.4%, the weld is welded. It is not preferable because it promotes the transformation of the island-like martensite (MA) in the joint to lower the low-temperature impact toughness and affects the welding low temperature cracking susceptibility.
  • MA island-like martensite
  • Manganese (Mn) is an element useful for deoxidation and strength improvement in steel, and is advantageous in forming a solid solution in a matrix structure to strengthen the matrix to secure the strength and toughness.
  • Mn in an amount of 1.5% or more, but when the content thereof is excessively more than 3.5%, there is a problem of deteriorating the impact toughness of the weld joint by increasing the hardenability of the weld joint.
  • Nickel (Ni) is an effective element for improving the strength and toughness of a matrix by solid solution strengthening. In order to obtain the above-mentioned effect, it is necessary to add Ni to 2.5% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.5%, the hardenability of the steel may be greatly increased and hot cracking of the weld joint may be promoted. Can not do it.
  • Molybdenum (Mo) is an element that increases the hardenability and is effective for improving the strength, and when the content is less than 0.3%, the above-described effects cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the high strength weld metal part toughness is affected, which is not preferable.
  • Chromium (Cr) is an element which increases the hardenability and is effective for improving the strength. If the content is less than 0.3%, the above-described effects cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, there is a problem that leads to the deterioration of the toughness of the welded joint, it is not preferable.
  • Copper (Cu) is an element that is dissolved in a matrix and is effective for improving strength and toughness due to a solid solution strengthening effect. If the content is less than 0.4%, the above-described effects cannot be obtained. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the hardness of the welded joint is increased, thereby reducing the toughness, and there is a problem that promotes high temperature cracking at the welded joint, which is not preferable.
  • B Boron
  • B is an element which increases hardenability, and is particularly useful for segregating at grain boundaries to suppress grain boundary ferrite transformation. For this effect, it is necessary to add B to 0.001% or more, but when the content exceeds 0.020%, the effect is saturated and the weld hardenability is greatly increased, which promotes martensite transformation in the weld joint, causing welding cold cracking. And deterioration of toughness, which is undesirable.
  • Titanium (Ti) is an element that not only forms a fine Ti oxide by combining with O, but also forms a fine TiN precipitate
  • magnesium (Mg) is an element that combines with O to form Mg oxide.
  • the Ti and Mg content is preferably added in an amount of 0.02% or more. However, when the content exceeds 1.5%, coarse oxides or precipitates are formed, which adversely affects the weld joint toughness, which is not preferable.
  • TiO 2 acts as a slag generating agent (slag former), and if the TiO 2 content is less than 4.5%, there is a problem that a sufficient amount of slag to prevent the molten metal from flowing in vertical upward welding cannot be obtained. In this case, there is a problem in that the bead shape becomes poor. On the other hand, if the content exceeds 9.0%, the amount of oxygen in the welded joint is excessive, and there is a risk of adjusting the high temperature crack in the first layer during single-side welding, which is not preferable because it may deteriorate impact toughness.
  • slag former slag former
  • SiO 2 and ZrO 2 0.2 ⁇ 2.0%
  • SiO 2 and ZrO 2 are effective components to secure arc stability and slad fluidity. If the oxide content is less than 0.2%, the slad fluidity is unstable and the weld bead shape is poor. On the other hand, if the content exceeds 2.0% slad fluidity can be secured, but spatter is increased, there is a problem that the weldability and bead shape is inferior.
  • CaCO 3 effectively reduces the partial pressure of hydrogen in the arc and is effective in reducing diffuse hydrogen in the weld seam. To achieve this effect, it is necessary to add CaCO 3 to more than 0.1%, but if the content exceeds 1.0%, excessively increasing arc instability and welding fume due to excessive decomposition of CaCO 3 Since there is a problem, it is not preferable.
  • the present invention may include other carbonates in addition to the CaCO 3 .
  • K, Na, and Li-based alkali oxides 0.10 to 1.5%
  • K, Na and Li-based alkali oxides lower the ionization potential of the arc during welding, thereby facilitating the generation of the arc, and serves to maintain a stable arc during welding.
  • the content exceeds 1.5%, excessive welding fume may occur due to high vapor pressure.
  • the fluorine compound Since the fluorine compound generates fluorine in the arc in the high temperature arc and reacts with hydrogen during welding, it causes a dehydrogenation reaction, thereby effectively reducing the diffusible hydrogen in the welded joint.
  • the content of F in the fluorine compound of more than 0.025%, but if the content is excessively more than 0.5%, excessive welding fume may occur due to high steam pressure, slag It is not preferable because the viscosity may be excessively reduced to form unstable beads.
  • the fluorine compound is preferably one or two or more of CaF 2 , BaF 2 and MgF 2 .
  • the flux cored arc welding material proposed by the present invention may include the remaining Fe and other impurities inevitably contained in the manufacturing process, in addition to the above-described alloy composition. Not only can secure the but also can provide a welded joint having excellent impact resistance and wear resistance. In addition, since the electron fine welding is possible, it is possible to easily implement the pipe welding in the industrial field.
  • the weld joint formed after welding using a high strength flux cored welding wire that satisfies the above-described composition has a fine structure of 40% or more acicular ferrite and 40 to 50% bainite and martensite. Composed of a mixed structure of the ultra high strength of more than 900MPa tensile strength and impact toughness at -20 °C can secure high toughness of 75J or more. Moreover, the amount of diffusible hydrogen is 6-9 ml / 100g, and can effectively reduce the amount of diffusible hydrogen.
  • the flux cored arc welding wire provided by the present invention is composed of a hoop made of a soft steel material, which is an outer skin of the wire, and a plus filled in the inside of the wire, and the plus secures the metal powder for securing physical properties of the weld metal and welds when welding. It consists of inorganic and metal powders added for the purpose. Typically, the weight ratio of flux to total weight of flux cored arc welding wire is 13-25%.
  • the inorganic materials and metals for securing weldability such as the amount and type of metal powder for securing physical properties of the weld metal, the amount of spatter generated during welding and securing the bead shape of the weld metal, which are welded even in the flux (TiO 2 , SiO 2 , K) 2 O, Na 2 O, Zr 2 O, CaCO 3 , CaF 2 , Ti + Mg) by adjusting the type and amount of powder to improve the weldability of the level of conventional titanium-containing flux cored wire, and also mechanical properties It was intended to obtain this excellent welded joint.
  • the flux TiO 2 , SiO 2 , K
  • FCAW flux cored arc welding
  • the results of the composition of the welded joint formed after the flux cored arc welding are shown in Table 1 below, and the welding conditions during the welding, the microstructure composition and the mechanical properties of the welded joint after the welding were measured, and are shown in Table 2 below.
  • the impact toughness of the mechanical properties was evaluated by the impact of the impact absorption energy (vE) of the welded joint through the Charpy impact test using the KS standard (KS B 0809) impact test specimen.
  • welded joints satisfying all of the composition, component relationship, and microstructure proposed by the present invention showed excellent impact toughness as well as strength.
  • the microstructure is controlled according to the component composition and the component relationship, thereby greatly improving the strength and toughness.
  • the welded joint according to the present invention can be confirmed that the microstructure is formed of acicular ferrite and martensite and bainite.
  • the comparative examples are the case where the composition and the component relationship of the welded joint do not satisfy the suggestions of the present invention, the fraction of acicular ferrite in the formed microstructure is too low, or the bainite + martensite fraction is too It can be confirmed that the low or high, rather the results show that the strength and toughness is lowered.
  • FCAW plus cored arc welding
  • a flux cored welding wire filled with a flux having a composition as shown in Table 3 was prepared.
  • test piece for the tensile test was taken from the center of the welded joint, the tensile test piece was used by the KS standard (KS B 0801) No. 4 test piece, the tensile test was tested at a cross head speed (cross head speed) 10mm / min. .
  • impact test piece was prepared according to KS (KS B 0809) No. 3 test piece.
  • the amount of diffusible hydrogen in the welding wire was measured by gas chromatography (gas chromatography) based on ISO 3690, and the arc stability was directly determined by the welder using factors such as spatter generation and arcing.
  • the welding heat input of 19 kJ / cm or more has a high strength property of 900 MPa or more It was possible to secure impact toughness, and in particular, the amount of diffusible hydrogen was as low as 9 mg / 100 g or less.
  • comparative steels 1 to 5 welded using a welding wire that does not satisfy the composition proposed by the present invention was inferior to one or more of physical strength and impact toughness, in particular, the amount of diffusible hydrogen all 10mg / 100g or more You can see that you are enthusiastic.

Abstract

본 발명은 해양구조물, 건축, 교량, 조선 등의 고장력강을 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 함으로써 얻을 수 있는 플럭스 코어드 아크 용접이음부(Flux Cored Arc Welded Joint) 및 이를 제조하기 위한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어에 관한 것이다.

Description

충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 와이어
본 발명은 해양구조물, 건축, 교량, 조선 등의 고장력강을 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 함으로써 얻을 수 있는 플럭스 코어드 아크 용접이음부(Flux Cored Arc Welded Joint) 및 이를 제조하기 위한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어에 관한 것이다.
최근, 선박, 건축 및 해양구조물 등은 부가가치의 확보를 위해 대형화가 이루어지고 있다. 이러한 구조물 등은 한번의 사고로 치명적인 환경, 인명, 재산상의 손실을 초래하게 됨으로, 이에 적용되는 강재는 초고강도, 극후물화 및 충격인성이 높은 소재가 사용되고 있다.
이러한 강재를 건전하고 효율적으로 제작하기 위해서는 이에 적합한 용접이 요구되며, 이들 강재를 용접하는 방법으로 가장 널리 사용되는 용접기술이 바로 플럭스 코어드 아크 용접(Flux Cored Arc Weld, FCAW) 기술이다.
이와 같은 용접을 행하여 얻어진 용접구조물은 안정성이 우선적으로 확보되어야 하며, 이를 위해서는 용접이음부 인장강도 및 충격인성 확보가 무엇보다도 중요하다. 또한, 용접시공시 플럭스 코어드 아크 용접에서 용접부의 저온균열 발생 방지를 위하여 용접재료 내 확산성 수소량의 감소가 매우 중요하다.
일반적으로, 용접시 형성되는 용접이음부는 용접재료가 용융되면서 일부 강재가 희석되어 용융풀을 형성하다가 이후 응고하면서 조대한 주상정 조직으로 발달하게 되는데, 이러한 조직은 용접재료 및 용접시공시 입열량에 따라 변화하게 되며, 이러한 용접이음부는 조대한 오스테나이트 결정입계를 따라 조대한 입계 페라이트, 위드만스테텐 페라이트(Widmanstatten ferrite), 마르텐사이트 및 도상 마르텐사이트(M-A, Martensite Austenite constituent) 등이 형성되어 충격인성이 열화되는 문제점이 있다.
이에, 해양구조물 등의 용접재료 대부분은 저온에서의 충격인성을 확보하기 위해 탈산, 탈질, 탈수소 원소의 첨가와 함께 Ni, Ti 및 B 등의 합금원소 복합첨가를 통한 용접금속 조직의 미세화를 추구하고 있다.
상기 Ti-B-Ni 복합첨가에 의한 조직 미세화의 메커니즘은 Ni에 의한 기지(matrix) 강인화, 고용 B의 구오스테나이트 입계 편석(Segregation)에 의한 초석 페라이트(Pro-eutectoid Ferrite) 생성 억제작용과 Ti, B, 산화물 및 질화물을 통한 오스테나이트 입내에서의 미세 페라이트 생성이 가능하다.
이와 같이, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 용접이음부의 미세조직을 제어하여 용접이음부의 충격인성을 확보할 필요가 있다.
이와 관련된 종래기술로서, 특허문헌 1은 용접이음부의 성분과 미세조직을 규정한 기술로서, 탄소를 0.7~0.8중량%로 포함하고, 용접금속부의 미세조직이 베이나이트와 마르텐사이트가 10~20%로 낮고, 침상 페라이트(acicular ferrite)가 60% 이상으로 포함하는 저온인성이 우수한 950MPa급 이상의 초고강도 SAW 용접이음부에 대해서 개시하고 있다.
또한, 특허문헌 2 및 3은 내저온균열성이 우수한 Seam 용접부를 갖는 초고강도강관과 그 제조방법에 관한 것으로, Seam 용접금속부 중 잔류 오스테나이트를 1% 이상으로 함유함으로써 내균열저항성을 우수하게 확보하고 있으나, 용접금속부의 충격인성에는 다소 열악한 문제가 있다.
특허문헌 4는 용접재료의 성분을 규정하고 있으나, 이는 직접적으로 용접이음부의 미세조직, 입경 등을 제어하는 것이 아니기 때문에 이러한 용접재료로부터는 용접이음부의 인성을 충분히 얻기가 어렵다.
한편, 고강도 용접부의 저온 균열 발생 방지를 위해서는 확산성 수소량을 가능한 한 낮은 수준으로 관리해 줄 필요가 있다.
기존에 시판된 루타일계 플럭스 코어드 와이어의 경우 용접부의 확산성 수소량이 8~10ml/100g 수준이며, 이를 이용하여 고강도 후물강재를 용접하는 경우 저온균열 방지를 위한 예열 공정이 요구되며, 이에 따라 시공자의 추가 비용이 증가하는 문제가 있다.
일반적으로, 플럭스 코어드 아크 용접 기술은 루타일계 플럭스 코어드 와이어를 사용하며, 이는 용접 중 확산성 수소의 제공원으로 작용하는 결정수 및 결합수를 다량 함유하고 있는 충진 플럭스를 와이어에 충진시킨 후 이 와이어의 경을 용접하기에 적합한 사이즈로 신선하여 제조한다. 그런데, 상기 신선 과정 중 부착 및 잔류된 윤활제의 유기성분이 용접 중에 용접부의 확산성 수소를 증가시키는 문제가 있다.
이를 해결하기 위해, 특허문헌 5에서는 튜브상의 와이어를 600~800℃에서 고온 열처리하는 기술을 제시하고 있으나, 상기 고온 열처리에 따른 생산속도 저하 및 열처리 비용의 증가로 상용화에 어려움이 있다.
또한, 특허문헌 6에서는 V: 0.05-0.25%를 기본으로 아크 안정제 및 슬라그 형성제: 0.5-4.5%, 탈산제: 1.0-4.0%를 함유한 490Mpa급 이상의 고장력강용 무예열 플럭스 코어드 와이어를 제공하면서, V의 첨가에 의해 VC형성을 통한 확산성수소 Trapping 및 탄소 고정 효과를 특징으로 개시하고 있으나, 용접 중 V에 의한 확산성 수소저감 결과가 미미하고, 알카리 및 알카리토금속계 불소화합물의 총 F의 함량이 1.0-2.0%로 그 함량이 높아 안정된 아크특성을 확보하기 어려운 문제가 있다.
특허문헌 7에서는 와이어 총 중량 기준으로 TiO2: 4.0-8.0%, 알카리 불소화물(불소량 환산치): 0.02-0.4% 및 PTFE(불소환산치): 0.02-0.4%를 함유하고, 알카리토금속 불화물의 불소량 환산치가 0.01% 이하로 조절되며, (알카리금속 불화물의 불소량 환산치+0.35)/(PTFE의 불소량 환산치)를 1 이상으로 제어한 기술을 개시하고 있는데, 이는 광물상태인 불화물에 비해 PTFE의 비중이 낮아 와이어 내부 충진 및 표면 적용이 어렵고 상대적으로 가격도 높아 상용화에 어려움이 있다.
따라서, 용접시 확산성 수소를 저감하면서, 동시에 용접이음부의 충격인성을 개선할 수 있는 용접재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허 제2009-0016854호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제1999-063185호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제2002-115032호
(특허문헌 4) 일본 특허공개공보 제2000-321316호
(특허문헌 5) 한국 공개특허 제1998-0068561호
(특허문헌 6) 일본 특허공개공보 제1996-257785호
(특허문헌 7) 한국 공개특허 제2007-0035996호
본 발명의 일 측면은, 인장강도 900MPa 이상의 초고강도 강재를 용접하여 구성한 용접구조체에서 충격인성이 우수한 용접이음부를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 초고강도 강재를 플럭스 코어드 아크 용접함에 있어서 충격인성이 우수한 용접이음부를 얻을 수 있으면서, 확산성 수소량을 낮출 수 있는 용접재료, 즉 플럭스 코어드 아크 용접 와이어를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.01~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 2.5~3.5%, 몰리브덴(Mo): 0.5~1.0%, 구리(Cu): 0.4~1.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.003~0.007%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(O은 제외), 황(S): 0.01% 이하(O은 제외), 산소(O): 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1로 표현되는 탄소당량 Ceq 값이 0.73~0.85%를 만족하고,
미세조직은 면적분율로 40% 이상의 침상 페라이트(Acicular ferrite) 및 40~50%의 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 포함하는 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부를 제공한다.
<관계식 1>
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14
본 발명의 다른 일 측면은, 와이어 전체 중량을 기준으로, 탄소(C): 0.03~0.12%, 실리콘(Si): 0.3~1.4%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 니켈(Ni): 2.5~3.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 구리(Cu): 0.4~1.0%, 보론(B): 0.001~0.020%, 티타늄(Ti)+마그네슘(Mg): 0.02~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
TiO2: 4.5~9.0%, SiO2 및 ZrO2 중 1종 또는 2종: 0.2~2.0%, CaCO3: 0.1~1.0%, K, Na, Li계 알카리 산화물 중 1종 또는 2종 이상: 0.10~1.5%, 불소(F) 량 0.025~0.5%의 알카리 및 알카리토금속계 불소 화합물을 포함하는 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어를 제공한다.
본 발명에 의하면, 초고강도 물성을 가지면서, 동시에 우수한 충격인성을 갖는 플럭스 코어드 아크 용접이음부를 제공할 수 있다. 또한, 상기 용접이음부를 제조할 수 있으며, 확산성 수소량을 효과적으로 낮출 수 있는 플럭스 코어드 아크 용접 와이어를 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 발명예 2의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
이하, 본 발명에 따른 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조할 수 있는 플럭스 코어드 아크 용접 와이어에 대한 일 구현예들에 대하여 상세하게 설명하겠지만, 본 발명은 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서, 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명자들은 충격인성이 우수한 900MPa급 이상의 초고강도 펄럭스 코어드 아크 용접이음부를 제공할 수 있는 방안을 연구하기 위하여 면밀히 검토한 결과, 초고강도와 충격인성의 밸런스를 확보할 수 있는 최적의 조직 분율을 도출하였으며, 이러한 조직 분율을 확보하기 위해서는 용접금속의 성분 및 탄소당량식의 범위를 적절히 제어하면 용접이음부의 충격인성뿐만 아니라, 900MPa급 이상의 초고강도를 확보할 수 있음을 새롭게 규명하고, 그 결과에 기초하여 본 발명을 완성하게 되었다.
또한, 본 발명자들은 용접부의 저온 균열의 발생을 조장하는 원인 중 하나인 확산성 수소를 효과적으로 저감시키기 위하여 깊이 연구한 결과, 플럭스 코어드 아크 용접 와이어에 탈수소 반응을 효과적으로 일으킬 수 있는 성분을 제어하고자 하였다.
먼저, 본 발명의 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부는 중량%로, 탄소(C): 0.01~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 2.5~3.5%, 몰리브덴(Mo): 0.5~1.0%, 구리(Cu): 0.4~1.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.003~0.007%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(O은 제외), 황(S): 0.01% 이하(O은 제외), 산소(O): 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 상기와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.01~0.06%
탄소(C)는 용접금속의 강도를 확보함과 동시에 경화성을 확보하는데에 유리한 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 C를 0.01% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, C의 함량이 0.06%를 초과하게 되면, 용접시 용접부 저온균열이 발생하기 쉽고 용접이음부 충격인성이 크게 저하되는 문제점이 있으므로, 그 상한을 0.06%로 제한함이 바람직하다.
Si: 0.1~0.5%
실리콘(Si)은 탈산효과를 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 0.1% 미만이면 용접금속 내의 탈산효과가 불충분하고 용접금속의 유동성을 저하시키며, 반면 0.5%를 초과하는 경우에는 용접금속 내의 도상 마르텐사이트(M-A constituent)의 변태를 촉진시켜 충격인성을 저하시키고 용접균열 감수성에 영향을 미치는 단점이 있으므로, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.1~0.5%로 제한함이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.0%
망간(Mn)은 탈산작용 및 강도를 향상시키는 데에 필수적인 원소로서, TiO 산화물 주위에 MnS 형태로 석출하여 Ti 복합산화물로 하여금 인성개선에 유리한 침상 페라이트의 생성을 촉진시키는 역할을 한다. 또한, Mn은 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용 강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데, 이러한 효과를 얻기 위해서는 Mn을 1.5% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 3.0%를 초과하게 되면 저온변태조직을 생성시켜 인성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 상한을 3.0%로 제한함이 바람직하다.
Ni: 2.5~3.5%
니켈(Ni)은 고용강화에 의해 매트릭스(matrix)의 강도 및 인성을 향상시키는 필수적인 원소이다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 Ni을 2.5% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 3.5%를 초과하여 너무 과도할 경우에는 소입성을 크게 증가시키고 고온균열 발생의 가능성이 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 Ni의 함량을 2.5~3.5%로 제한함이 바람직하다.
Mo: 0.5~1.0%
몰리브덴(Mo)은 기지의 강도를 향상시키는 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 1.0%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고, 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트의 변태를 촉진시켜 용접 저온균열을 발생시키거나 인성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.5~1.0%로 제한함이 바람직하다.
Cu: 0.4~1.0%
구리(Cu)는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 강도 및 인성을 확보하는데에 유리한 원소이며, 이러한 효과를 위해서는 0.4% 이상의 Cu를 첨가함이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 용접이음부에서 경화성을 증가시켜 인성을 저하시키는 문제가 있으므로, Cu의 함량을 0.4~1.0%로 제한함이 바람직하다.
또한, Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우 이들의 합계는 3.5% 미만으로 제한함이 바람직한데, 상기 두 원소의 합이 3.5%를 초과하게 되면 소입성이 증가하여 인성 및 용접성에 악영향을 미치기 때문이다.
Cr: 0.4~1.0%
크롬(Cr)은 기지에 고용되어 소입성을 향상시키고, 강도를 향상시키는데 필수적인 원소로서, 강도 및 인성을 확보하는데에 유리한 원소이다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 Cr을 0.4% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 다만 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 용접이음부에서 경화성을 증가시켜 인성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.4~1.0%로 제한함이 바람직하다.
Ti: 0.01~0.1%
티타늄(Ti)은 산소(O)와 결합하여 미세한 Ti 산화물을 형성시킬 뿐만 아니라, 미세한 TiN 석출물을 형성시켜 침상 페라이트의 형성을 촉진함으로써 강도와 인성을 향상시키는 원소이다. 이와 같이, Ti에 의한 미세한 TiO 산화물 및 TiN 복합석출물의 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 너무 과다하면 조대한 산화물 또는 석출물이 형성되어 인성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.1%로 제한함이 바람직하다.
B: 0.003~0.007%
보론(B)은 소입성을 향상시키는 원소로서, 입계에 편석되어 입계 페라이트의 변태를 억제하는 역할을 한다. 즉, 고용 B는 용접이음부의 강도를 향상시키는 경화능 확보 역할과 동시에 결정입계로 확산되어 결정입계의 에너지를 낮게하여 입계 페라이트의 변태를 억제하고, 침상 페라이트의 변태를 촉진시킨다. 상기의 효과를 얻기 위해서는 0.003% 이상의 B를 함유하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.007%를 초과하게 되면, 그 효과가 포화되고 용접경화성이 크게 증가하여 저온변태상을 촉진시켜 용접 저온균열 발생 및 인성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서, B의 함량은 0.003~0.007%로 제한함이 바람직하다.
N: 0.001~0.006%
질소(N)는 TiN 및 VN 석출물 등을 형성시키는데 필수불가결한 원소로서, Ni의 양이 증가할수록 미세 TiN 및 VN 석출물의 양을 증가시킨다. 특히, TiN 석출물 크기 및 석출물 간격, 석출물 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량은 0.001% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다. 다만, 너무 과도하여 0.006%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고, 용접금속 내에 존재하는 고용질소량의 증가로 인해 인정저하를 초래할 수 있으므로, N의 함량은 0.001~0.006%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.02% 이하(O은 제외)
인(P)은 고온균열을 조장하는 불순물로서, 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하며, 그 상한은 0.02% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하(O은 제외)
황(S)은 Mn과 결합하여 MnS 복합산화물을 석출시키는 원소로서 작용하나, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우에는 FeS 등의 저융점화합물을 형성시켜 고온균열을 유발시킬 수 있으므로, S의 함량을 0.01% 이하로 제한함이 바람직하다.
O: 0.03~0.07%
산소(O)는 용접이음부 응고중에 Ti와 반응하여 Ti산화물을 형성시키는 원소로서, Ti 산화물은 용접이음부 내에서 침상 페라이트의 변태를 촉진시킨다. 이때 O의 함량이 0.03% 미만이면 Ti 산화물을 용접이음부에 적절히 분포시키지 못하며, 반면 0.07%를 초과하게 되면 조대한 Ti 산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성되어 용접이음부의 충격인성에 영향을 미치기 때문에 바람직하지 않다.
본 발명의 일 측면에 따른 용접이음부는 상술한 성분 이외에도 Nb, V, W 및 Zr로 구성된 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상과 칼슘 및 희토류금속 중 선택된 1종 또는 2종을 추가적으로 포함할 수 있다.
Nb: 0.001~0.1%
니오븀(Nb)은 소입성 향상을 목적으로 첨가되는 원소로, 특히 Ar3 온도를 낮추고 냉각속도가 낮은 범위에서도 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있어, 베이나이트 조직을 얻는데에 유리한 원소이다. 상술한 효과와 함께 강도 향상을 얻기 위해서는 Nb을 0.001% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, 다만 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 용접시 용접이음부에서 도상 마르텐사이트(MA) 조직의 형성을 촉진함으로써 용접이음부의 인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.
V: 0.001~0.1%
바나듐(V)은 N와 결합하여 VN 석출물을 형성시킴으로써 페라이트 변태를 촉진하는 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 V을 0.001% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 용접이음부에 카바이드(Carbide)와 같은 경화상을 형성시켜 용접이음부의 인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.
W: 0.05~0.50%
텅스텐(W)은 고온강도를 향상시키고 석출강화에 효과적인 원소이다. 이러한 W의 함량이 0.05% 미만이면 강도상승 효과가 미미하고, 반면 0.50%를 초과할 경우에는 고강도 용접이음부 충격인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.
Zr: 0.005~0.5%
지르코늄(Zr)은 산소(O)와 결합하여 미세한 Zr 복합 산화물을 형성시킨다. 이러한 미세 Zr 복합 산화물 분산효과를 얻기 위해서는 Zr을 0.005% 이상으로 첨가함이 바람직하나, 0.5%를 초과하게 되면 조대한 Zr 복합 산화물 및 조대한 ZrN 석출물이 형성되어 충격인성에 나쁜 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.
Ca 및 REM: 각각 0.0005~0.005% 및 0.005~0.05%
칼슘(Ca) 및 희토류금속(REM)은 용접시 아크를 안정시키고, 용접이음부에서 산화물의 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 냉각과정에서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 입내 페라이트 변태를 촉진시킴으로써 용접이음부의 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해, Ca의 경우에는 0.0005% 이상, REM의 경우에는 0.005% 이상으로 첨가할 필요가 있으나, Ca이 0.005%를 초과하거나 REM이 0.05%를 초과하는 경우에는 조대한 산화물을 형성함으로써 인성을 저해할 우려가 있다. 이때, REM으로서는 Ce, La, Y 및 Hf 등으로 구성된 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상의 원소일 수 있으며, 어떠한 원소를 사용하여도 상술한 효과를 얻는데에는 무리가 없다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
본 발명에서 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 후 형성되는 용접이음부의 미세조직은 면적분율로 40% 이상의 침상 페라이트(Acicular ferrite) 및 40~50%의 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 포함함이 바람직하다.
FCAW에 의해 형성된 용접이음부의 미세조직 중 강도가 높은 마르텐사이트나 베이나이트의 조직 분율이 높아지면, 강도는 쉽게 달성할 수는 있으나, 충격인성 측면에서는 만족스럽지 못한 결과를 가져올 수 있다. 반면, 인성이 우수한 침상 페라이트의 조직 분율이 높아지면 용접이음부의 인성은 우수하게 확보할 수 있으나, 강도 측면에서 목적하는 초고강도 급에 이르지 못할 수 있다. 따라서, 강도 및 인성을 동시에 우수하게 확보하기 위한 용접이음부의 조직은 40% 이상의 침상 페라이트 및 40~50%의 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어지는 것이 바람직하다.
또한, 상기와 같은 용접이음부의 혼합 조직을 얻기 위해서는, 모재와 용가재가 통상의 용접조건에 의해 희석되어 형성된 용접이음부가 하기에 나타낸 탄소당량 Ceq 값이 0.73~0.85%의 범위를 만족하도록 성분설계가 이루어져야 한다.
<관계식 1>
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14
상기 관계식 1로 나타나는 탄소당량 Ceq 값이 0.73~0.85% 범위를 만족하여야만, 용접이음부에서 충격인성과 초고강도의 밸런스가 이루어지며, 이때 용접이음부의 조직이 상술한 바와 같이 혼합 조직으로 이루어질 수 있는 것이다. 상기 용접이음부의 탄소당량 Ceq 값이 0.73% 미만일 경우에는 충격인성은 우수하나 초고강도를 달성하지 못하는 반면, 0.85%를 초과하는 경우에는 초고강도는 확보할 수 있으나 충격인성이 저하될 우려가 있다.
또한, FCAW를 적용한 후 형성되는 용접이음부에서 발생될 수 있는 균열을 방지하기 위해서는 용접 열에 의한 강재의 용접이음부 용접균열 감수성을 낮게 유지할 필요가 있다. 따라서, 하기 관계식 2로 표현되는 용접균열 감수성 지수 Pcm 값이 0.35% 이하를 만족함이 바람직하다.
<관계식 2>
Pcm = C + Si/30 + (Mn+Cu+Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B
상기 용접이음부의 용접균열 감수성 지수 Pcm 값이 0.35%를 초과하게 되면, 용접이음부에서 균열이 발생할 가능성이 높다. 따라서, C, Si, Mn 등의 함량은 낮게 제어될 필요가 있다.
상술한 바와 같이, 성분조성과 미세조직뿐만 아니라 각 성분들의 관계에 따라 Ceq 및 Pcm 값이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하는 용접이음부는 -5℃에서의 충격 흡수 에너지(vE)가 80J 이상으로, 우수한 충격인성을 갖는다.
다음으로, 본 발명의 용접이음부를 제조할 수 있는 플럭스 코어드 아크 용접 와이어에 대해 상세히 설명한다.
본 발명자들은 아래와 같이 용접 와이어의 조건을 제어하여 아크길이를 제어하는 경우 용접 와이어로부터 확산성 수소의 방출을 용이하게 할 수 있음을 발견하였으며, 이를 기초하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
[1] 용접 와이어의 C의 함량을 제어하고, 탄산염을 포함함으로써 용접 중 아크에 분해되어 아크 내부의 수소분압을 감소시킬 수 있음.
[2] 용접 와이어에 알카리 및 알카리토금속계 불소 화합물을 포함함으로써 불소가 고온의 아크에서 수소와 반응하여 수소를 효과적으로 저감시킬 수 있음.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 와이어는 와이어 전체 중량을 기준으로, 탄소(C): 0.03~0.12%, 실리콘(Si): 0.3~1.4%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 니켈(Ni): 2.5~3.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 구리(Cu): 0.4~1.0%, 보론(B): 0.001~0.020%, 티타늄(Ti)+마그네슘(Mg): 0.02~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, TiO2: 4.5~9.0%, SiO2: 0.2~2.0%, CaCO3: 0.1~1.0%, K, Na, Li계 알카리 산화물 중 1종 또는 2종 이상: 0.10~1.5%, 불소(F)량이 0.025~0.5%인 알카리 및 알카리토금속계 불소 화합물로 조성되는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 용접 와이어의 성분을 상기와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다.
C: 0.03~0.12%
탄소(C)는 용접이음부의 강도를 확보하고 용접 경화성을 확보하기 위한 필수적인 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.03% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.12%를 초과하게 되면 용접성이 크게 저하되고 용접이음부 저온 균열 발생을 조장하는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
Si: 0.3~1.4%
실리콘(Si)은 탈산효과를 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 0.3% 미만이면 용접이음부 내의 탈산효과가 불충분하고 용접이음부의 유동성을 저하시키며, 반면 그 함량이 1.4%를 초과하게 되면 용접이음부 내의 도상 마르텐사이트(M-A)의 변태를 촉진시켜 저온 충격인성을 저하시키고, 용접 저온균열감수성에 영향을 미치므로 바람직하지 못하다.
Mn: 1.5~3.5%
망간(Mn)은 강 중에서 탈산작용 및 강도 향상에 유용한 원소로서, 기지조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 기지를 고용 강화시켜 강도 및 인성을 확보하는데 유리하다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 1.5% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 3.5%를 초과하게 되면 용접이음부의 경화성을 증가시켜 용접이음부의 충격인성을 열화시키는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
Ni: 2.5~3.5%
니켈(Ni)은 고용강화에 의해 기지의 강도와 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 2.5% 이상으로 Ni을 첨가할 필요가 있으며, 반면 그 함량이 3.5%를 초과하게 되면 강의 소입성을 크게 증가시키고 용접이음부의 고온 균열을 조장할 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다.
Mo: 0.3~1.0%
몰리브덴(Mo)은 소입성을 증가시키고, 강도 향상에 유효한 원소로서, 그 함량이 0.3% 미만에서는 상술한 효과를 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 고강도 용접금속부 인성에 영향을 미치므로, 바람직하지 못하다.
Cr: 0.3~1.0%
크롬(Cr)은 소입성을 증가시키고, 강도 향상에 유효한 원소로서, 그 함량이 0.3% 미만에서는 상술한 효과를 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 용접이음부의 인성열화를 초래하는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
Cu: 0.4~1.0%
구리(Cu)는 기지에 고용되어 고용강화 효과로 인하여 강도 및 인성을 향상시키는데 유효한 원소로서, 그 함량이 0.4% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 용접이음부의 경화성을 증가시켜 인성을 저하시키며, 용접이음부에서 고온균열을 조장시키는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
B: 0.001~0.020%
보론(B)은 소입성을 증가시키는 원소로서, 특히 입계에 편석되어 입계 페라이트 변태를 억제하는데 매우 유용한 원소이다. 이러한 효과를 위해서는 0.001% 이상으로 B을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.020%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화되고 용접경화성이 크게 증가하여 용접이음부 내의 마르텐사이트 변태를 촉진시켜 용접 저온 균열 발생 및 인성 저하를 유발하므로, 바람직하지 못하다.
Ti+Mg: 0.02~1.5%
티타늄(Ti)은 O와 결합하여 미세한 Ti 산화물을 형성시킬 뿐만 아니라, 미세 TiN 석출물을 형성시키는 원소이며, 마그네슘(Mg)은 O와 결합하여 Mg 산화물을 형성시시키는 원소이다.
용접이음부에 미세한 Ti 산화물, TiN 석출물과 더불어 Mg 산화물을 형성시켜 이에 의한 효과를 얻기 위해서는, Ti와 Mg의 함량을 그 합으로 0.02% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 조대한 산화물 또는 석출물이 형성되어 용접이음부 인성 확보에 나쁜 영향을 미치므로, 바람직하지 못하다.
보다 바람직하게, Ti은 0.01~0.3%, Mg은 0.01~1.2% 범위를 만족하도록 첨가하는 경우, 상술한 효과를 충분히 얻을 수 있다.
TiO2: 4.5~9.0%,
TiO2는 슬래그 생성제(슬래그 형성제)로서 작용하며, 이러한 TiO2 함유량이 4.5% 미만이면 수직 상향 용접에 있어서 용융금속이 흐르는 것을 저지할 만한 충분한 양의 슬래그가 확보되지 못하는 문제가 있으며, 이러할 경우 비드 형상이 불량하게 되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 9.0%를 초과하게 되면 용접이음부 중의 산소량이 과다해져 편면 용접시 초층에서의 고온 균열을 조정할 우려가 있으며, 충격인성을 열화시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.
SiO2 및 ZrO2 중 1종 또는 2종: 0.2~2.0%
SiO2 및 ZrO2는 아크 안정성과 슬래드 유동성 확보에 효과적인 성분으로서, 이러한 산화물의 함량이 0.2% 미만이면 슬래드 유동성이 불안정하여 용접비드 형상이 불량해지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 슬래드 유동성은 확보할 수 있으나 스패터 발생이 증가되어 용접성과 비드형상이 열위해지는 문제가 있다.
CaCO3: 0.1~1.0%
CaCO3은 아크 중의 수소분압을 효과적으로 감소시켜 용접이음부 중의 확산성 수소를 저감시키는데 효과적이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 CaCO3을 첨가할 필요가 있으며, 다만 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 과다한 CaCO3의 분해에 따른 아크의 불안정 및 용접 흄(Fume)을 과도하게 증가시키는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
한편, 본 발명은 상기 CaCO3 이외에 기타 탄산염을 포함할 수도 있다.
K, Na, Li계 알카리 산화물 중 1종 또는 2종 이상: 0.10~1.5%
K, Na 및 Li계 알카리 산화물은 용접 중 아크의 이온화 포텐셜을 낮춰 아크의 발생을 용이하게 해주며, 용접 중 안정된 아크를 유지시켜주는 역할을 한다. 이러한 효과를 위해서는 이들 알카리 산화물 중 1종 또는 2종 이상을 0.10% 이상으로 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 고증기압으로 인해 용접 흄(Fume)이 과다하게 발생할 수 있으며, 용융플의 슬래그 점도를 과도하게 감소시켜 불안정한 비드를 형성하게 하는 문제가 있다.
알카리 및 알카리토금속계 불소 화합물 중 F량: 0.025~0.5%
불소 화합물은 고온의 아크에서 불소를 아크 중으로 발생시켜 용접 중 수소와 반응하여 탈수소 반응을 일으키게 되므로 용접이음부의 확산성 수소를 효과적으로 저감시킬 수 있는 효과가 있다. 이러한 효과를 위해서는 불소 화합물 중 F의 함량을 0.025% 이상으로 포함하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 과다하여 0.5%를 초과하게 되면 고증기압에 의해 용접 흄(Fume)이 과다하게 발생할 수 있으며, 슬래그 점도가 과도하게 감소되어 불안정한 비드가 형성될 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다.
본 발명에서 상기 불소 화합물로는 CaF2, BaF2, MgF2 중 1종 또는 2종 이상인 것이 바람직하다.
본 발명이 제안하는 플럭스 코어드 아크 용접재료는 전술한 합금조성 외에 잔부 Fe와 기타 제조공정상 불가피하게 함유되는 불순물을 포함하여 이루어질 수 있으며, 전술한 합금조성을 만족함으로써 용접재료에 있어 기본적으로 요구되는 용접성을 확보할 수 있을 뿐만 아니라 우수한 내충격성 및 내마모성을 갖는 용접이음부를 제공할 수 있다. 또한, 전자세 용접이 가능하여 산업현장에서 파이프 용접을 용이하게 구현하는 것이 가능하다.
상술한 성분조성을 만족하는 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어를 이용하여 용접을 행한 후 형성되는 용접이음부는, 그 미세조직이 40% 이상의 침상 페라이트(Acicular ferrite) 및 40~50%의 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직으로 이루어짐으로써 인장강도 900MPa 이상의 초고강도와 -20℃에서의 충격인성이 75J 이상으로 고인성을 확보할 수 있다. 또한, 확산성 수소량이 6~9ml/100g로서 확산성 수소량을 효과적으로 저하시킬 수 있다.
본 발명에서 제공하는 플럭스 코어드 아크 용접 와이어는 와이어의 외피인 연강재질의 후프와 와이어의 내부에 충진되는 플러스로 구성되며, 상기 플러스는 용접금속의 물성확보용 금속분말들과 용접시 용접용 확보용으로 첨가되는 무기물 및 금속분말들로 구성된다. 통상, 플럭스 코어드 아크 용접 와이어 총 무게에 대한 플럭스의 무게비는 13~25%이다.
본 발명에서는 플럭스 내에서도 용착금속의 물성확보용 금속분말의 양 및 종류, 용접시 스패터의 발생량이 매우 적고 건전한 용착금속의 비드 형상의 확보 등 용접성 확보용 무기물 및 금속(TiO2, SiO2, K2O, Na2O, Zr2O, CaCO3, CaF2, Ti+Mg) 분말들의 종류 및 첨가량을 조절함으로서 종래 티타늄 함유 플럭스 코어드 와이어의 수준의 용접성을 향상시키고자 하였으며, 이와 더불어 기계적 물성이 우수한 용접이음부를 얻고자 하였다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
[실시예 1]
중량%로, C: 0.05%, Si: 0.13%, Mn: 2.5%, P: 0.008%, S: 0.002%, 기타 Ni, Cr, Cu, Nb, Ti, B를 포함하는 건설용 강재인 HSA800강에 대하여, 직경이 1.6mm인 와이어를 이용하여 100% CO2 보호가스를 적용하여 20kJ/mm 입열량으로 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW)을 실시하였다. 상기 FCAW시 전류: 270A, 전압: 28V, 용접속도: 23cm/min, 층간온도: 150℃ 이하의 조건으로 실시하였다.
상기 플럭스 코어드 아크 용접 후 형성된 용접이음부의 조성 결과를 하기 표 1에 나타내었으며, 상기 용접시의 용접조건, 용접 후 용접이음부의 미세조직 구성 및 기계적성질을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 상기 기계적 성질 중 충격인성은 KS규격(KS B 0809) 충격 시험편을 이용하여 샤르피 충격시험을 통해 용접이음부의 충격 흡수 에너지(vE)를 평가하였다.
표 1
구분 성분조성(중량%)
C Si Mn P S Ni Mo Cu Cr Ti B Nb V Ca REM O(ppm) Ceq Pcm
발명예1 0.04 0.45 2.40 0.015 0.003 3.1 0.65 0.55 0.6 0.03 0.0030 - - - - 480 0.82 0.34
발명예2 0.03 0.35 2.60 0.012 0.004 2.9 0.60 0.50 0.5 0.04 0.0031 - - - - 510 0.80 0.33
발명예3 0.06 0.25 2.20 0.011 0.003 3.0 0.55 0.48 0.55 0.035 0.0037 - - - - 490 0.76 0.34
발명예4 0.06 0.32 2.00 0.008 0.005 2.6 0.72 0.42 0.6 0.04 0.0040 - - - - 480 0.77 0.33
발명예5 0.05 0.42 2.20 0.009 0.004 2.8 0.60 0.45 0.7 0.04 0.0035 - - - - 470 0.79 0.34
발명예6 0.04 0.50 2.40 0.010 0.002 3.0 0.62 0.48 0.5 0.04 0.0046 - - - - 500 0.79 0.34
발명예7 0.02 0.50 2.60 0.011 0.005 3.4 0.68 0.40 0.6 0.03 0.0034 0.01 - - - 450 0.85 0.34
발명예8 0.03 0.35 2.40 0.012 0.004 2.7 0.67 0.40 0.5 0.05 0.0035 - 0.01 - - 460 0.78 0.31
발명예9 0.02 0.45 2.50 0.010 0.005 2.9 0.50 0.46 0.4 0.07 0.0060 - - 0.001 - 470 0.73 0.31
발명예10 0.04 0.20 1.90 0.009 0.003 3.5 0.6 0.48 0.7 0.06 0.0040 - - - 0.001 490 0.74 0.32
비교예1 0.07 0.50 1.55 0.011 0.006 2.6 0.4 0.11 0.2 0.01 - - - - - 530 0.55 0.25
비교예2 0.05 0.30 1.93 0.011 0.004 1.7 0.2 0.25 0.6 0.03 0.0030 0.001 - - - 490 0.60 0.26
비교예3 0.06 0.60 2.50 0.010 0.007 2.6 0.2 0.34 0.5 0.04 0.0040 0.01 - - 520 0.72 0.32
비교예4 0.08 0.90 2.00 0.008 0.004 2.7 0.5 0.30 0.3 0.06 0.0050 - - - - 550 0.70 0.34
비교예5 0.09 0.50 2.50 0.012 0.005 2.5 0.6 0.5 0.6 0.04 0.0030 - - - - 490 0.86 0.38
비교예6 0.04 0.60 2.50 0.011 0.007 3.4 0.8 0.7 0.8 0.03 0.0035 0.012 - - - 500 0.93 0.39
비교예7 0.09 0.80 2.70 0.014 0.008 3.0 0.7 0.4 0.9 0.05 0.0055 - 0.01 - - 550 1.00 0.44
비교예8 0.07 0.40 2.30 0.011 0.006 2.9 0.9 0.4 0.7 0.04 0.0032 - - - 0.013 480 0.92 0.39
비교예9 0.03 0.37 1.50 0.015 0.010 2.4 0.9 0.2 0.3 0.05 0.0045 - - - - 490 0.64 0.26
비교예10 0.05 0.65 3.00 0.009 0.004 2.3 0.6 0.5 0.8 0.04 0.0068 - - 0.01 - 510 0.94 0.40
표 2
구분 용접조건 용접이음부 미세조직 분율 (%) 용접이음부 기계적성질
용접종류 입열량(kJ/cm) 침상 페라이트 베이나이트+마르텐사이트 인장강도(MPa) vE-5℃(J)
발명예1 FCAW 20 53 47 943 108
발명예2 FCAW 20 55 45 955 109
발명예3 FCAW 20 57 43 944 92
발명예4 FCAW 20 55 45 933 104
발명예5 FCAW 20 50 50 941 96
발명예6 FCAW 20 54 46 935 100
발명예7 FCAW 20 59 41 955 95
발명예8 FCAW 20 57 43 943 89
발명예9 FCAW 20 54 46 952 105
발명예10 FCAW 20 65 35 937 102
비교예1 FCAW 20 36 43 857 24
비교예2 FCAW 20 32 45 844 28
비교예3 FCAW 20 34 36 751 32
비교예4 FCAW 20 35 26 823 24
비교예5 FCAW 20 27 54 656 19
비교예6 FCAW 20 22 24 840 14
비교예7 FCAW 20 24 74 841 19
비교예8 FCAW 20 22 77 839 12
비교예9 FCAW 20 29 43 825 20
비교예10 FCAW 20 12 82 823 12
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성, 성분 관계 및 미세조직을 모두 만족하는 용접이음부들은 강도뿐만 아니라 충격인성이 우수함을 보였다. 이는, 발명예들의 경우 비교예들과는 달리 성분조성 및 성분관계를 만족함에 따라 미세조직이 제어됨으로써 강도 및 인성이 크게 향상된 것으로 보여진다. 특히, 도 1에 나타낸 바와 같이 본 발명에 의한 용접이음부는 미세조직이 침상페라이트와 마르텐사이트 및 베이나이트로 형성된 것을 확인할 수 있다.
이에 반면, 비교예들은 용접이음부의 성분조성 및 성분관계가 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 않는 경우로서, 형성된 미세조직 중 침상 페라이트가 분율이 너무 낮거나, 또는 베이나이트+마르텐사이트 분율이 너무 낮거나 높아, 오히려 강도 및 인성이 저하되는 결과를 보임을 확인할 수 있다.
상기의 결과를 통해, 플러스 코어드 아크 용접(FCAW)시 본 발명을 만족하는 용접이음부는 비교예 대비 강도 및 충격인성 측면에서 우수한 특성을 보임을 알 수 있다.
[실시예 2]
하기 표 3에 나타낸 바와 같은 성분조성을 갖는 플럭스를 충진한 플럭스 코어드 용접 와이어를 제조하였다.
이후, 상기 각각의 용접 와이어를 이용하여 용접전류 270~290A, 전압 30~32V, 용접속도 25~27cm/min, 용접입열량 18~25kJ/cm의 조건으로 플럭스 코어드 아크 용접을 실시하였으며, 상기 용접 후 형성된 용접이음부의 성분조성은 하기 표 4에 나타내었으며, 상기 용접이음부의 기계적 물성 및 확산성 수소 결과와 용접 와이어의 아크 안정성을 평가한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 용접을 위한 모재로 저 탄소(C)계 인장강도 800MPa 이상이고, 저항복비형 HSA800강재을 이용하였다.
상기 인장시험을 위한 시험편은 용접이음부의 중앙부에서 채취하였으며, 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/min에서 시험하였다. 또한, 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였다.
그리고, 용접 와이어의 확산성 수소량은 ISO 3690에 의거하여 가스 크로마토그래피(Gas Chromatography)법으로 측정하였으며, 아크 안정성은 스패터 발생 및 아크 쏠림 등의 인자를 이용하여 용접사가 직접 판단하였다.
표 3
구분 C Si Mn Ni Mo Cr Cu B* Ti+Mg TiO2 K2O Na2O ZrO2 SiO2 CaF2 CaCO3 충진율
발명예1 0.02 0.34 2.8 3.0 0.65 0.6 0.55 40 0.85 6.7 0.07 0.3 0.63 0.48 0.32 0.84 14%
발명예2 0.02 0.32 1.9 2.9 0.60 0.5 0.50 38 0.84 6.6 0.07 0.3 0.60 0.49 0.32 0.80 15%
발명예3 0.02 0.30 2.1 3.0 0.55 0.55 0.48 47 0.83 6.6 0.06 0.3 0.61 0.49 0.32 0.85 14%
발명예4 0.02 0.40 2.5 2.6 0.72 0.6 0.42 48 0.84 6.6 0.07 0.3 0.62 0.50 0.31 0.83 15%
발명예5 0.03 0.32 3.4 2.8 0.60 0.7 0.45 45 0.85 6.6 0.06 0.3 0.60 0.48 0.32 0.84 13%
비교예1 0.03 0.20 1.0 2.6 0.30 0.2 0.11 - 0.47 3.6 0.02 0.7 0.90 0.48 0.12 0.85 15%
비교예2 0.02 0.19 1.2 1.7 0.20 0.6 0.25 40 0.37 3.7 0.02 0.8 0.63 0.49 0.12 1.24 17%
비교예3 0.02 0.30 1.2 2.6 0.20 0.5 0.34 45 0.47 12.7 0.01 0.8 0.82 0.49 0.10 1.34 16%
비교예4 0.02 0.65 1.3 2.2 0.40 0.3 0.30 59 0.34 9.6 0.02 0.3 0.72 0.49 0.12 0.43 15%
비교예5 0.02 0.25 1.7 2.5 0.20 0.6 0.50 42 0.45 9.7 0.01 0.2 0.82 0.49 0.32 0.53 15%
(상기 표 1에서 B*의 단위는 ppm이다.)
표 4
구분 C Si Mn P S Ni Mo Cu Cr Ti B O Ceq Pcm
발명강1 0.04 0.45 2.4 0.015 0.003 3.1 0.65 0.55 0.6 0.03 30 480 0.82 0.34
발명강2 0.03 0.35 2.6 0.012 0.004 2.9 0.60 0.50 0.5 0.04 31 510 0.80 0.33
발명강3 0.06 0.25 2.2 0.011 0.003 3.0 0.55 0.48 0.55 0.035 37 490 0.76 0.34
발명강4 0.06 0.32 2.0 0.008 0.005 2.6 0.72 0.42 0.6 0.04 40 480 0.77 0.33
발명강5 0.05 0.42 2.2 0.009 0.004 2.8 0.60 0.45 0.7 0.04 35 470 0.79 0.34
비교강1 0.07 0.50 1.55 0.011 0.006 2.6 0.40 0.11 0.2 0.01 - 530 0.55 0.25
비교강2 0.05 0.30 1.93 0.011 0.004 1.7 0.20 0.25 0.6 0.03 30 490 0.60 0.26
비교강3 0.06 0.60 2.5 0.010 0.007 2.6 0.20 0.34 0.5 0.04 40 520 0.72 0.32
비교강4 0.08 0.90 2.0 0.008 0.004 2.7 0.50 0.30 0.3 0.06 50 550 0.70 0.34
비교강5 0.09 0.50 2.5 0.012 0.005 2.5 0.60 0.50 0.6 0.04 30 490 0.86 0.38
표 5
구분 용접조건 아크 안정성 용접이음부
프로세스 입열량(kJ/cm) 확산성 수소량(mg/100g) 인장강도(MPa) vE-20℃(J)
발명강 1 FCAW 19 양호 7 913 87
발명강 2 FCAW 21 양호 6.5 915 83
발명강 3 FCAW 20 양호 7.3 914 96
발명강 4 FCAW 21 양호 8 903 90
발명강 5 FCAW 22 양호 8.3 911 79
비교강 1 FCAW 21 양호 10 834 23
비교강 2 FCAW 20 양호 13.8 921 26
비교강 3 FCAW 19 보통 12.6 755 32
비교강 4 FCAW 20 보통 13 843 19
비교강 5 FCAW 20 보통 11 865 26
상기 표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 따른 용접 와이어를 이용하여 플럭스 코어드 아크 용접을 실시하는 경우(발명강 1 내지 5), 19kJ/cm 이상의 용접입열량에도 900MPa 이상의 고강도 물성을 가지면서 동시에 충격인성의 확보가 가능하였으며, 특히 확산성 수소량이 9mg/100g 이하로 낮은 것을 확인할 수 있다.
반면, 성분조성이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 않는 용접 와이어를 이용하여 용접한 비교강 1 내지 5는 강도 및 충격인성 중 하나 이상의 물성이 열위하였으며, 특히 확산성 수소량이 모두 10mg/100g 이상으로 열위한 것을 확인할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.01~0.06%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 니켈(Ni): 2.5~3.5%, 몰리브덴(Mo): 0.5~1.0%, 구리(Cu): 0.4~1.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.0%, 티타늄(Ti): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.003~0.007%, 질소(N): 0.001~0.006%, 인(P): 0.02% 이하(O은 제외), 황(S): 0.01% 이하(O은 제외), 산소(O): 0.03~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 용접이음부는 중량%로, 니오븀(Nb): 0.001~0.1%, 바나듐(V): 0.001~0.1%, 텅스텐(W): 0.05~0.50% 및 지르코늄(Zr): 0.005~0.5%로 구성된 군에서 선택된 1종 또는 2종 이상, 칼슘(Ca): 0.0005~0.005% 및 희토류(REM): 0.005~0.05%로 구성된 군에서 선택된 1종 또는 2종을 더 포함하는 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
    상기 용접이음부는 하기 관계식 1로 표현되는 탄소당량 Ceq 값이 0.73~0.85%를 만족하는 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
    <관계식 1>
    Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14
  4. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
    상기 용접이음부의 미세조직은 면적분율로 40% 이상의 침상 페라이트(Acicular ferrite) 및 40~50%의 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 포함하는 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
  5. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
    상기 용접이음부는 하기 관계식 2로 표현되는 용접균열 감수성 지수 Pcm 값이 0.35% 이하를 만족하는 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
    <관계식 2>
    Pcm = C + Si/30 + (Mn+Cu+Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5B
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 용접이음부는 -5℃에서 충격인성이 80J 이상인 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 용접이음부는 인장강도가 900MPa 이상인 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부.
  8. 와이어 전체 중량을 기준으로, 탄소(C): 0.03~0.12%, 실리콘(Si): 0.3~1.4%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 니켈(Ni): 2.5~3.5%, 몰리브덴(Mo): 0.3~1.0%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 구리(Cu): 0.4~1.0%, 보론(B): 0.001~0.020%, 티타늄(Ti)+마그네슘(Mg): 0.02~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불순물을 포함하고,
    TiO2: 4.5~9.0%, SiO2 및 ZrO2 중 1종 또는 2종: 0.2~2.0%, CaCO3: 0.1~1.0%, K, Na, Li계 알카리 산화물 중 1종 또는 2종 이상: 0.10~1.5%, 불소(F) 량 0.025~0.5%의 알카리 및 알카리토금속계 불소 화합물을 포함하는 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 와이어를 이용한 용접이음부의 확산성 수소량이 6~9ml/100g인, 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 와이어를 이용한 용접이음부의 미세조직은 면적분율로 40% 이상의 침상 페라이트(Acicular ferrite) 및 40~50%의 베이나이트와 마르텐사이트의 혼합 조직을 포함하는 것인, 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어.
  11. 제 9항에 있어서,
    상기 와이어를 이용한 용접이음부의 인장강도는 900MPa 이상이고, -20℃에서의 충격인성이 75J 이상인 것인, 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어.
PCT/KR2013/012150 2012-12-27 2013-12-24 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 와이어 WO2014104731A1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE112013006287.9T DE112013006287B4 (de) 2012-12-27 2013-12-24 Höchstfeste Fülldraht-Lichtbogenschweissverbindung mit exzellenter Schlagzähigkeit, und Schweissdraht zu ihrer Herstellung
US14/651,853 US10065272B2 (en) 2012-12-27 2013-12-24 Super high-strength flux cored arc welded joint having excellent impact toughness, and welding wire for manufacturing same
JP2015550313A JP6338593B2 (ja) 2012-12-27 2013-12-24 衝撃靱性に優れた超高強度フラックスコアードアーク溶接継手を製造するための溶接ワイヤ
CN201380068404.8A CN104903046B (zh) 2012-12-27 2013-12-24 超高强度药芯焊丝电弧焊接接头及制造该焊接接头的焊丝

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020120154333A KR20140084654A (ko) 2012-12-27 2012-12-27 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부
KR10-2012-0154333 2012-12-27
KR10-2013-0163194 2013-12-24
KR1020130163194A KR101568518B1 (ko) 2013-12-24 2013-12-24 고강도 플럭스 코어드 용접 와이어

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014104731A1 true WO2014104731A1 (ko) 2014-07-03

Family

ID=51021696

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2013/012150 WO2014104731A1 (ko) 2012-12-27 2013-12-24 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 와이어

Country Status (4)

Country Link
US (1) US10065272B2 (ko)
JP (1) JP6338593B2 (ko)
DE (1) DE112013006287B4 (ko)
WO (1) WO2014104731A1 (ko)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016137518A (ja) * 2015-01-26 2016-08-04 株式会社神戸製鋼所 溶接装置及び溶接方法
CN106041360A (zh) * 2016-07-27 2016-10-26 天津大桥金属焊丝有限公司 一种立角焊小焊脚钛型高韧性药芯焊丝及其制备方法
WO2016195028A1 (ja) * 2015-06-05 2016-12-08 株式会社神戸製鋼所 溶接金属及び溶接構造体
CN107614189A (zh) * 2015-06-05 2018-01-19 株式会社神户制钢所 焊接金属和焊接结构体
CN107921590A (zh) * 2015-08-28 2018-04-17 株式会社神户制钢所 气体保护电弧焊用药芯焊丝
EP3290148A4 (en) * 2015-04-28 2018-09-19 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Flux cored wire for gas-shielded arc welding and welding method
EP3342530A4 (en) * 2015-08-28 2019-01-16 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) FIRED YARN FOR ARC WELDING WITH GAS PROTECTION

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102499653B1 (ko) * 2015-07-01 2023-02-13 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 용가재를 사용하여 용접함으로써 FeCrAl 합금을 FeNiCr 합금으로 접합시키는 방법
CN105234587B (zh) * 2015-11-20 2017-06-20 山东钢铁股份有限公司 一种1500MPa级超高强钢用气体保护焊无镀铜实芯焊丝
JP6683505B2 (ja) * 2016-03-08 2020-04-22 株式会社神戸製鋼所 特殊トーチを用いた溶接方法
JP2018039025A (ja) * 2016-09-06 2018-03-15 株式会社神戸製鋼所 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属
JP2018039024A (ja) * 2016-09-06 2018-03-15 株式会社神戸製鋼所 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属
JP2018039026A (ja) * 2016-09-06 2018-03-15 株式会社神戸製鋼所 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属
KR102244428B1 (ko) * 2016-11-08 2021-04-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 플럭스 코어드 와이어, 용접 조인트의 제조 방법, 및 용접 조인트
CN110280923B (zh) * 2019-06-13 2021-05-11 江苏大学 800H合金焊接用Fe-Ni基合金焊丝及其制备方法、800H合金的焊接方法
CN110551951B (zh) * 2019-09-27 2020-11-13 常州长海焊材有限公司 一种超低碳耐高温焊丝及其制备方法
ES2936242T3 (es) * 2019-12-26 2023-03-15 Fund Azterlan Anillo de seguridad antivuelco para vehículos
KR102382359B1 (ko) * 2020-11-13 2022-04-04 주식회사 포스코 강도 및 내부식성이 우수한 플럭스코어드 아크 용접 재료, 이를 이용한 용접 이음부 및 플럭스 코어드 아크 용접 방법
KR102352601B1 (ko) * 2020-11-19 2022-01-18 주식회사 포스코 피복 아크 용접재료
CN113319429B (zh) * 2021-04-29 2023-02-21 中国石油天然气集团有限公司 一种控制晶粒尺寸的低温增材制造用丝材及制备和应用
CN115041866A (zh) * 2022-06-30 2022-09-13 三一重机有限公司 气体保护焊丝及其在低合金高强钢的焊接中的应用

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10180488A (ja) * 1996-12-24 1998-07-07 Nippon Steel Corp エレクトロガスア−ク溶接用フラックス入りワイヤ
JP2005279768A (ja) * 2004-03-30 2005-10-13 National Institute For Materials Science 溶接用フラックス入りワイヤと鋼構造物用溶接継手
KR20100060020A (ko) * 2008-09-17 2010-06-04 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 후강판 및 그 제조 방법
KR20100074940A (ko) * 2008-12-24 2010-07-02 주식회사 포스코 용접부 저온균열 저항성이 우수한 가스 실드 아크 용접용 플럭스 코어드 와이어
KR20120111432A (ko) * 2011-03-31 2012-10-10 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 금속부

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB1123926A (en) 1966-03-21 1968-08-14 Murex Welding Processes Ltd Improvements in arc welding electrodes
CA2076435A1 (en) 1991-08-30 1993-03-01 Shigeru Endo Method for gas-shield arc welding of a pipe and weld wire for use in the welding method
JPH08257785A (ja) 1995-01-23 1996-10-08 Nippon Steel Corp 鋼溶接部の耐低温割れ性を改善するアーク溶接用フラックス入りワイヤ
KR100380664B1 (ko) 1997-02-21 2003-10-22 닛테츠요세츠 고교 가부시키가이샤 용접 와이어의 제조방법
JPH10324950A (ja) * 1997-03-26 1998-12-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度溶接鋼構造物およびその製造方法
JPH11170085A (ja) 1997-12-12 1999-06-29 Kobe Steel Ltd サブマージアーク溶接用ボンドフラックス及びそれを使用したサブマージアーク溶接方法
JP3339403B2 (ja) * 1998-03-19 2002-10-28 住友金属工業株式会社 溶接鋼構造物の製造方法および溶接鋼構造物
JP2000254781A (ja) * 1999-03-09 2000-09-19 Nippon Steel Corp 下地処理を省略した全姿勢溶接方法
JP4477707B2 (ja) 1999-03-10 2010-06-09 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度鋼管およびその製造方法
GC0000233A (en) 2000-08-07 2006-03-29 Exxonmobil Upstream Res Co Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels
JP4171169B2 (ja) 2000-10-11 2008-10-22 新日本製鐵株式会社 耐低温割れ性に優れたシーム溶接部を有する超高強度鋼管とその製造方法
JP4564245B2 (ja) * 2003-07-25 2010-10-20 新日本製鐵株式会社 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法
JP4646764B2 (ja) 2005-09-28 2011-03-09 株式会社神戸製鋼所 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
KR100833048B1 (ko) * 2006-12-20 2008-05-27 주식회사 포스코 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부
KR100925608B1 (ko) 2007-08-13 2009-11-06 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 950ＭＰａ급 이상의 초고강도용접이음부
JP5310108B2 (ja) 2008-03-28 2013-10-09 新日鐵住金株式会社 フラックス入り極低水素溶接用ワイヤ及びその製造方法
JP5205115B2 (ja) 2008-04-16 2013-06-05 株式会社神戸製鋼所 純Ａｒシールドガス溶接用ＭＩＧフラックス入りワイヤ及びＭＩＧアーク溶接方法
JP5607002B2 (ja) 2011-02-02 2014-10-15 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属
KR101220559B1 (ko) 2011-06-30 2013-01-10 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10180488A (ja) * 1996-12-24 1998-07-07 Nippon Steel Corp エレクトロガスア−ク溶接用フラックス入りワイヤ
JP2005279768A (ja) * 2004-03-30 2005-10-13 National Institute For Materials Science 溶接用フラックス入りワイヤと鋼構造物用溶接継手
KR20100060020A (ko) * 2008-09-17 2010-06-04 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 후강판 및 그 제조 방법
KR20100074940A (ko) * 2008-12-24 2010-07-02 주식회사 포스코 용접부 저온균열 저항성이 우수한 가스 실드 아크 용접용 플럭스 코어드 와이어
KR20120111432A (ko) * 2011-03-31 2012-10-10 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 금속부

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016137518A (ja) * 2015-01-26 2016-08-04 株式会社神戸製鋼所 溶接装置及び溶接方法
CN107206532A (zh) * 2015-01-26 2017-09-26 株式会社神户制钢所 焊接装置以及焊接方法
US11511365B2 (en) 2015-01-26 2022-11-29 Kobe Steel, Ltd. Welding device and welding method
EP3290148A4 (en) * 2015-04-28 2018-09-19 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Flux cored wire for gas-shielded arc welding and welding method
WO2016195028A1 (ja) * 2015-06-05 2016-12-08 株式会社神戸製鋼所 溶接金属及び溶接構造体
CN107614189A (zh) * 2015-06-05 2018-01-19 株式会社神户制钢所 焊接金属和焊接结构体
CN107921590A (zh) * 2015-08-28 2018-04-17 株式会社神户制钢所 气体保护电弧焊用药芯焊丝
EP3342531A4 (en) * 2015-08-28 2019-01-09 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) FIRED YARN FOR ARC WELDING WITH GAS PROTECTION
EP3342530A4 (en) * 2015-08-28 2019-01-16 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) FIRED YARN FOR ARC WELDING WITH GAS PROTECTION
US10427249B2 (en) 2015-08-28 2019-10-01 Kobe Steel, Ltd. Flux-cored wire for gas-shielded arc welding
US10562134B2 (en) 2015-08-28 2020-02-18 Kobe Steel, Ltd. Flux-cored wire for gas-shielded arc welding
CN106041360A (zh) * 2016-07-27 2016-10-26 天津大桥金属焊丝有限公司 一种立角焊小焊脚钛型高韧性药芯焊丝及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
DE112013006287T5 (de) 2015-10-22
JP2016508877A (ja) 2016-03-24
DE112013006287B4 (de) 2022-01-27
US20150314397A1 (en) 2015-11-05
JP6338593B2 (ja) 2018-06-06
US10065272B2 (en) 2018-09-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2014104731A1 (ko) 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 와이어
WO2014081246A1 (ko) 극저온강의 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 용접 재료
WO2015083878A1 (ko) 극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어
WO2015099221A1 (ko) 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법
WO2015099219A1 (ko) 충격인성이 우수한 초고강도 가스메탈 아크 용접이음부 및 이를 제조하기 위한 솔리드 와이어
WO2015099373A1 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법
WO2017111526A1 (ko) 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재
WO2017095175A1 (ko) 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2016104975A1 (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2017095190A1 (ko) 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2017222342A1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
WO2018117509A1 (ko) 저항복비형 초고강도 강재 및 그 제조방법
WO2019132478A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2018117767A1 (ko) 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2016105064A1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2016105059A1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2019088762A1 (ko) 저온인성이 우수한 용접강관용 강재, 용접후열처리된 강재 및 이들의 제조방법
WO2019124945A1 (ko) 저온에서의 내파괴 특성이 우수한 극지 환경용 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2017105026A1 (ko) 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018117766A1 (ko) 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2017171366A1 (ko) 항복강도와 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
WO2016105062A1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2020111874A2 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
WO2018117507A1 (ko) 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법
WO2016104837A1 (ko) 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 13868635

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14651853

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015550313

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1120130062879

Country of ref document: DE

Ref document number: 112013006287

Country of ref document: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 13868635

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1