WO2015083878A1 - 극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어 - Google Patents

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    • 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 relates to a high-strength welded joint having excellent cryogenic impact toughness and a flux cored arc welding wire therefor, and more particularly, to being maintained in an austenite phase having excellent toughness even in a cryogenic environment, thereby providing excellent low temperature impact toughness and room temperature yield
  • a welded joint having strength and a wire for flux cored arc welding for providing the same.
  • the welding material Inconel 625 material: more than 50% by weight of Ni and more than 20% by weight of Cr
  • STS has a high price, low thermal strain, and cryogenic temperature
  • the room temperature yield strength was 360MPa, but the current room temperature yield strength of high Mn steel is 500 ⁇ 800MPa.
  • the strength of the welded joint is low, the design of the welded joint is performed, and thus, the thickness of the steel sheet also needs to be thickened.
  • a welding material having a room temperature yield strength of 400 MPa or more is required.
  • it is conventionally secured by using high Ni and Cr content (more than 50% by weight of Ni and more than 20% by weight of Cr), but the welding material which shows low level in alloy content and price There is a problem that the welded joint does not exist.
  • one aspect of the present invention is maintained in austenite phase with excellent toughness even in cryogenic environment, and prevents high temperature cracking during welding, and has excellent low temperature impact toughness and room temperature yield strength, submerged, flux cored, gas metal arc It is an object to provide a welded joint obtainable from welding.
  • one aspect of the present invention is to provide a flux cored arc welding wire for providing the welded joint.
  • the welded joint is, in weight%, C: 0.1 to 0.61%, Si: 0.23 to 1.0%, Mn: 14 to 35%, Cr: 6% or less, Mo: 1.45 to 3.5%, S: 0.02% or less, P: 0.02% or less, B: 0.001% to 0.01%, Ti: 0.001% to 0.2%, N: 0.001% to 0.3%, and a high strength welded joint having excellent cryogenic toughness including residual Fe and other unavoidable impurities.
  • W, Nb and V is one or more selected from the sum: It is preferably further included in the range of 5% by weight or less.
  • Y and / or REM 0.1% by weight or less.
  • Ni in the range of 10 weight% or less.
  • the high Mn steel may be a high Mn steel based on Mn 24 C 0.4 Cr 4 Si 0.3 .
  • C 0.15 to 0.8%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 15 to 34%, Cr: 6% or less, Mo: 1.5 to 4%, S: 0.02% or less, P: 0.02% or less, B: 0.01% or less, Ti: 0.09% to 0.5%, N: 0.001% to 0.3%, TiO 2 : 4% to 15%, the sum of at least one selected from SiO 2 , ZrO 2, and Al 2 O 3 : 0.01% to 9%, Sum of at least one selected from K, Na and Li: 0.5-1.7%, at least one of F and Ca: 0.2-1.5%, Flux cored arc with high strength and cryogenic impact toughness, including residual Fe and other unavoidable impurities It relates to a welding wire.
  • Ni further in the range of 10 weight% or less.
  • the welded joint of the present invention which is formed as described above, is maintained in an austenite phase having excellent toughness even in a cryogenic environment, and prevents high temperature cracking during welding, thereby having excellent low temperature impact toughness and room temperature yield strength. It can be effectively applied to welding of the back.
  • the flux cored welding wire of the present invention can be effectively obtained the welded joint having the above-described low-temperature toughness and room temperature yield strength, so that the welding having excellent impact toughness in the cryogenic region -196 °C or less It is possible to secure the structure.
  • the present invention is a welded joint obtained by welding high temperature cryogenic high Mn steel, wherein the welded joint is in weight%, C: 0.1 to 0.61%, Si: 0.23 to 1.0%, Mn: 14 to 35%, Cr: 6% or less, Mo: 1.45 to 3.5%, S: 0.02% or less, P: 0.02% or less, B: 0.001 to 0.01%, Ti: 0.001 to 0.2%, N: 0.001 to 0.3%, balance Fe and others Contains inevitable impurities.
  • C 0.1 to 0.61%
  • Si 0.23 to 1.0%
  • Mn 14 to 35%
  • Cr 6% or less
  • Mo 1.45 to 3.5%
  • S 0.02% or less
  • P 0.02% or less
  • B 0.001 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.3%
  • balance Fe and others Contains inevitable impurities.
  • Carbon is the most powerful element existing as an austenite stabilizing element capable of securing the strength of the welded joint and securing the cryogenic impact toughness of the welded joint, and is an essential element in the present invention.
  • the lower limit of the carbon content may be limited to 0.1% by weight.
  • carbon dioxide gas may be generated during welding, which may cause defects in the weld joint, and carbides such as MC, M 23 C 6 may be formed by combining with alloying elements such as manganese and chromium.
  • the content of carbon is preferably limited to 0.1-0.61% by weight.
  • Silicon is an element added for the deoxidation effect in the weld joint and the spreadability of the weld bead. If the silicon content is insufficient (less than 0.23% by weight), the fluidity of the welded joint may be lowered. On the other hand, if the silicon content exceeds 1.0% by weight, it may cause segregation in the welded joint, resulting in low temperature impact toughness. There is a problem that decreases and adversely affects the weld cracking sensitivity. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of the silicon to 0.23 to 1.0% by weight.
  • Manganese is a major element for producing austenite, which is a low temperature stable phase, and is an element that must be added in the present invention and is a very inexpensive element compared to nickel. If the content of manganese is less than 14% by weight, sufficient austenite is not produced, resulting in very low toughness at cryogenic temperatures. On the other hand, when the content of manganese exceeds 35% by weight, excessive segregation may occur, high temperature cracking may occur, and harmful fume may be generated. Therefore, the content of manganese is preferably limited to 14 to 35% by weight.
  • Chromium has the advantage of lowering the content of austenite stabilizing elements through a constant amount of chromium as a ferrite stabilizing element.
  • the base can be maintained as austenite, so the lower limit of the content of Cr is zero.
  • the content of chromium exceeds 6% by weight, there is a problem in that chromium-based carbides are excessively generated to lower the cryogenic toughness. Therefore, the content of chromium is preferably limited to 6% by weight or less.
  • Molybdenum is an element capable of improving the strength of the matrix, and when an alloy of more than 1.45% by weight is used, the tensile strength may exhibit 400 MPa or more. In addition, in the austenitic welding material, it can serve to suppress the occurrence of high temperature crack by narrowing the solid-liquid coexistence section during construction. However, when the content of molybdenum exceeds 3.5% by weight, the molybdenum carbide is excessively generated, which has the disadvantage of lowering the cryogenic toughness. Therefore, the content of molybdenum is preferably limited to 1.45 ⁇ 3.5% by weight.
  • Sulfur is an element that precipitates the MnS composite precipitate, but when the content exceeds 0.02% by weight, it is not preferable because sulfur may form a low melting point compound such as FeS to cause high temperature cracking. Therefore, the content of sulfur is preferably limited to 0.02% by weight or less.
  • Phosphorus (P) 0.02 wt% or less
  • Phosphorus is an element that affects low-temperature toughness, so that a phosphorus compound embrittled at the grain boundary is produced. Therefore, the upper limit thereof is preferably 0.02% by weight.
  • Boron exhibits segregation at grain boundaries.
  • the segregated boron serves to improve the strength of the grain boundary, thereby exhibiting an effect of improving the strength. This effect is sufficiently shown even if only 0.001% by weight of boron is added. However, when more than 0.01% by weight is added, the strength improvement effect is great, but it acts as a cause to lower the low temperature toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of boron to 0.001 to 0.01 wt%.
  • Titanium enters the weld seam in the form of oxides or nitrides.
  • these oxides or nitrides are present in the crystal grains, and act as nucleation sites upon solidification at high temperatures, thereby reducing the grains of austenite.
  • Oxides and nitrides also serve to enhance strength in tissues. Even if only 0.001% of titanium is added, the strength-improving effect is exhibited.
  • the lower limit of the content of titanium is 0.001% by weight. However, in the case of containing a large amount of titanium, impact toughness is lowered. If it exceeds 0.2% by weight, the strength improvement effect is great, but it may act as a cause of lowering the low temperature toughness. In consideration of this, in the present invention, it is preferable to limit the content of the titanium to 0.001 to 0.2% by weight.
  • Nitrogen is an element that exhibits the same properties as carbon and is an element that forms nitride together with titanium. It is preferable that 0.001% by weight or more is included because only 0.001% by weight can improve the strength with titanium. On the other hand, when the nitrogen content exceeds 0.3% by weight, pores are easily generated in the welded joint, and the upper limit is 0.3% by weight because the cryogenic impact toughness is lowered by increasing the amount of nitride produced together with titanium. desirable.
  • the above-described alloy component range is a basic component system that can be preferably applied to the welded joint of the present invention, and thus, it is possible to additionally impart better physical properties to the welded joint by the addition of alloying elements described below.
  • Tungsten (W), niobium (Nb) or vanadium (V) are elements that increase room temperature strength and are components that may be optionally contained in the present invention. These elements combine with carbon in the weld seam to form carbides (or carbonitrides), and exhibit the effect of improving the tensile strength at room temperature. However, when the content exceeds 5% by weight, cracks are easily generated, and also act as a cause of lowering the cryogenic impact toughness. Therefore, in the present invention, it is more preferable to limit the sum of at least one of tungsten (W), niobium (Nb) and vanadium (V) to 5% by weight or less.
  • Yttrium (Y) and / or rare earth metals (REM) are optionally contained in the present invention, which are formed as oxides at high temperatures, and act as nucleation sites upon solidification at high temperatures, thereby reducing the grain size of austenite. Will be This serves to improve the strength. However, if the content exceeds 0.1% by weight, the role of generating defects in the joint during welding should be controlled to 0.1% by weight or less. Therefore, in the present invention, it is more preferable to contain yttrium (Y) and / or rare earth metal (REM) at 0.1 wt% or less.
  • Nickel is an element selectively contained in the present invention and is a component added as an austenite stabilizing element. When nickel is added, the low temperature impact toughness increases at a very high speed because it increases the stacking fault energy in the welded joint, thereby increasing the low temperature impact toughness. Nickel, on the other hand, is not only an element that lowers the strength but also an element that increases the price of the welding material, so it is more preferable to keep it at 10 wt% or less.
  • the rest includes Fe and unavoidable impurities. However, this does not exclude the addition of other compositions.
  • the welded joint of the present invention may be applied to various high Mn steels requiring high strength and low temperature toughness at cryogenic temperatures, and are not limited to a specific welding base material composition.
  • the high Mn steel is based on Mn 24 C 0.4 Cr 4 Si 0.3 .
  • the flux cored arc welding wire of the present invention is, by weight, C: 0.15 to 0.8%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 15.0 to 34.0%, Cr: 6% or less, Mo: 1.5 to 4%, S: 0.02% or less, P: 0.02% or less, B: 0.01% or less, Ti: 0.09 to 0.5%, N: 0.001 to 0.3%, TiO 2 : 4 to 15%, SiO 2 , ZrO 2 and Al 2 O 3 Sum of at least one selected from: 0.01 to 9%, Sum of at least one selected from K, Na and Li: 0.5 to 1.7%, at least one of F and Ca: 0.2 to 1.5%, including residual Fe and other unavoidable impurities do.
  • C 0.15 to 0.8%
  • Si 0.2 to 1.2%
  • Mn 15.0 to 34.0%
  • Cr 6% or less
  • Mo 1.5 to 4%
  • S 0.02% or less
  • P 0.02% or less
  • B 0.01% or less
  • Carbon is the most powerful element existing as an austenite stabilizing element capable of securing strength of welded joints and securing cryogenic impact toughness of welded joints, and is an essential element in the present invention. If the carbon content is low, all austenite is not stabilized, so it is necessary to maintain an appropriate amount of carbon, and the lower limit is limited to 0.15% by weight. If the carbon content exceeds 0.8% by weight, carbon dioxide gas may be generated during welding, which may cause defects in the weld joint, and carbides such as MC, M 23 C 6 , and the like may be combined with alloying elements such as manganese and chromium. There is a problem that the impact toughness is lowered at low temperatures. Therefore, in the present invention, the content of carbon is preferably limited to 0.15 to 0.8% by weight.
  • the silicon content is less than 0.2% by weight, the deoxidation effect in the welded joint is insufficient and the fluidity of the welded joint can be reduced.
  • the content of silicon exceeds 1.2% by weight, it causes segregation and the like in the welded joint, thereby deteriorating low-temperature impact toughness and adversely affecting weld cracking sensitivity. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of the silicon to 0.2 to 1.2% by weight.
  • Manganese is a major element that increases work hardening and generates austenite, which is a low temperature stable phase, and is an essential component of the wire of the present invention. In addition, it acts as a carbide generating element together with C, and acts as an austenite stabilizing element similarly to nickel.
  • the content of manganese is less than 15.0% by weight, there is a problem in low temperature impact toughness due to not enough austenite is produced, while if the content of manganese exceeds 34.0% by weight, a large amount of fume during welding It is preferable to limit the content to the range of 15.0 to 34.0% by weight.
  • Chromium is a ferrite stabilizing element, by adding chromium has the advantage of lowering the content of the austenite stabilizing element. Chromium also plays a key role in the formation of carbides such as MC, M 23 C 6 . That is, when a certain amount of chromium is added, not only can a higher level of precipitation hardening be obtained, but also a lower content of the austenite stabilizing element is preferable, but a certain amount of chromium is preferably added, but an element that is not necessarily added. to be. In addition, chromium is a strong anti-oxidation element and has an advantage of increasing oxidation resistance corresponding to an external oxidation atmosphere.
  • the content of chromium exceeds 6.0% by weight, the price rises and at the same time the cryogenic impact toughness is sharply dropped by the precipitated phase. Therefore, the content of chromium is preferably limited to 6.0% by weight or less.
  • Molybdenum is an element that can improve the strength of the welded joint.
  • the tensile strength of the welded joint is 400 MPa or more.
  • the austenitic welding material it can serve to suppress the occurrence of high temperature crack by narrowing the solid-liquid coexistence section during construction.
  • the content of molybdenum exceeds 4.0% by weight, molybdenum carbide is excessively generated in the welded joint, which has the disadvantage of lowering the cryogenic toughness. Therefore, the content of molybdenum is preferably limited to 1.5-4.0% by weight.
  • Phosphorus (P) 0.02 wt% or less
  • phosphorus is an impurity element that promotes high temperature cracks in welding, it is desirable to manage it as low as possible. Therefore, it is desirable to manage the content to 0.02% or less to prevent cracking at high temperature.
  • Sulfur is desirable to be kept as low as possible because it is an impurity element that promotes high temperature cracks in welding with phosphorus. If the content exceeds 0.02% by weight, it is not preferable because a low melting point compound such as FeS may be formed to cause high temperature cracking. Therefore, in order to prevent cracking at high temperature, the sulfur content is preferably managed at 0.02% by weight or less.
  • Segregated boron serves to improve the strength of the grain boundaries, thereby exhibiting an effect of improving the strength.
  • the boron content is sufficient even if only 0.001% is added. However, if the content exceeds 0.01%, the strength improvement effect in the welded joint is large, but it acts as a cause to lower the low-temperature toughness, it is preferable to limit the upper limit to 0.01% by weight.
  • Titanium is an element that increases the cleanliness of welded joints by acting as arc stability and oxidant during welding.
  • the titanium recovered in the welded joint after the completion of welding is an element that generates oxide and nitride (or carbonitride) to improve the strength of the welded joint, it is preferable to add the content of 0.09% or more.
  • the impact toughness is lowered. If the content exceeds 0.5% by weight, the strength improvement effect is great, but the lower limit is due to the low temperature toughness. Is preferably limited to 0.5% by weight.
  • Nitrogen is an element that improves corrosion resistance and stabilizes austenite at the same time, and has properties similar to those of carbon. Therefore, the nitrogen component can replace the carbon component as it is, it can be seen that the effect appears even when a small amount is added.
  • the content exceeds 0.3, the impact toughness is greatly reduced, and in the present invention, the content is preferably limited to the range of 0.001 to 0.3% by weight.
  • TiO 2 titanium dioxide: 4-15% by weight
  • TiO 2 serves as a slag forming agent to solidify before the liquid weld joint is solidified to enable electron fine welding, thereby preventing the liquid weld joint from flowing down.
  • the content of TiO 2 it is preferable to limit the content of TiO 2 to 4 to 15% by weight.
  • the total of at least one of SiO 2 , ZrO 2 and Al 2 O 3 is less than 0.01% by weight, slag coating and peeling properties and arc stability are poor, resulting in poor workability and weld bead formation.
  • the content exceeds 9.0% by weight, the amount of molten slag is rapidly increased and the viscosity of the slag is also increased, resulting in poor electric field weldability and bead shape.
  • the transition of silicon, aluminum, and the like to the weld metal increases, and the impact toughness is lowered.
  • the content of at least one sum of SiO 2 , ZrO 2 and Al 2 O 3 it is preferable to limit the content of at least one sum of SiO 2 , ZrO 2 and Al 2 O 3 to 0.01 to 9.0% by weight.
  • the alkali metal lowers the ionization potential of the arc during welding, thereby facilitating generation of the arc, and can maintain a stable arc during welding.
  • the alkali metal should be added at least 0.5% by weight may have a noticeable effect. However, if the content exceeds 1.7% by weight, excessive welding fume may occur due to the high vapor pressure.
  • the alkali metal may include one or two or more of potassium (K), sodium (Na), and lithium (Li) -based alkali metals. In the present invention, the addition effect of the alkali metal is independent of each content ratio. Do.
  • the welding wire of the present invention may further improve the effects of the present invention when fluorine (F) and / or potassium (Ca) are additionally added in the alkali metal and alkaline metal fluorine compounds. Since the fluorine compound is added 0.2% by weight or more into the welding wire to generate fluorine in the arc in the high temperature arc to react with the hydrogen during welding to cause a dehydrogenation reaction to effectively reduce the diffusive hydrogen, but exceeds 1.5% by weight When the welding fume is excessively generated due to the high vapor pressure, the slag viscosity of the molten pool is excessively reduced in the rutile system in which TiO 2 is the main slag component, thereby forming unstable beads. Therefore, it is preferable to limit the content to 0.2 to 1.5% by weight.
  • the above-described alloy component range is a basic component system that can be preferably applied to the welding wire of the present invention, and thus, by adding the alloying elements described below, it is possible to additionally impart better physical properties to the welding material.
  • Tungsten (W), niobium (Nb), and vanadium (V) are elements that increase room temperature strength. These elements combine with carbon in the weld seam to form carbides (or carbonitrides), and exhibit the effect of improving the tensile strength at room temperature. However, when the sum exceeds 5%, cracks are easily generated, and at the same time, it acts as a cause of lowering the cryogenic impact toughness. Therefore, in the present invention, it is more preferable to limit their addition amount to 5% or less.
  • Yttrium (Y) and rare earth metals (REM) act as strong oxidants during welding and at the same time improve the arc stability.
  • Y Yttrium
  • REM rare earth metals
  • it is formed as an oxide in the weld seam, thereby acting as a nucleation site upon solidification at a high temperature, thereby reducing the grain size of the austenite. This serves to improve the strength.
  • the content exceeds 1% by weight, so that the role of generating defects in the joint during welding, the content should be controlled to 1% by weight or less. Therefore, in the present invention, it is more preferable to limit the yttrium (Y) and / or the rare earth metal (REM) to the range of 1% or less.
  • Nickel is an element added as an austenite stabilizing element. Nickel is added and the low temperature impact toughness of the welded joint increases at a very high speed because it serves to increase the stacking fault energy in the welded joint. However, on the contrary, it is an element that lowers the strength, and on the other hand, it is more preferable to keep the content at 10% by weight or less because it is an element that increases the price of the welding material.
  • the rest includes Fe and unavoidable impurities. However, this does not exclude the addition of other compositions.
  • Wires for flux cored arc welding with a diameter of 1.2 mm were prepared.
  • the flux composition of the flux cord arc welding used was in weight%, C: 0.15 to 0.8%, Si: 0.2 to 1.2%, Mn: 15 to 34%, Cr: 6% or less, Mo: 1.5 to 4%, S: 0.02% or less, P: 0.02% or less, B: 0.01% or less, Ti: 0.09 to 0.5%, N: 0.001 to 0.3%, TiO 2 : 4 to 15%, SiO 2 , ZrO 2 and Al 2 O 3
  • at least one of W, Nb, and V: 5% or less, Y and / or REM was 1% or less, and Ni was 10% or less.
  • the welding wires were welded using a cryogenic high Mn steel having Mn 24 C 0.4 Cr 4 Si 0.3 as a basic composition as a welding base material. At this time, welding was performed under 100% CO 2 protection gas, about 290 A in DC, about 30 V in about 31 CPM, and heat input was about 1.7 kJ / mm. In addition, interlayer temperature was less than 150 degreeC, and preheating was about 100 degreeC on condition that only moisture is blown.
  • the alloy composition of the welded joint obtained by welding as described above is shown in Table 1 below.
  • the low temperature toughness and tensile strength of the welded joint according to the welded joint composition are also shown in Table 1 below.
  • Charpy impact test (-196 ° C.) was carried out, and the results (J) are shown in Table 1 below, and the tensile strength (MPa) of the weld joint was also measured. It is shown in Table 1 below.
  • Comparative Example 1 in which the Cr content was excessive, the tensile strength was high, but the low-temperature toughness was not good as 14J.
  • Comparative Example 2 with excessive Si content, cracks were generated in the weld joint obtained after welding.
  • Comparative Example 3 with N content, pores were formed in the weld joint.
  • Comparative Example 4 containing a large amount of rare earth elements also forms pores inside the welded joint.
  • Solid wires for submerged arc welding with a diameter of 4.0 mm were prepared.
  • the solder wire composition for submerged arc welding used at this time is weight%, C: 0.15-0.8%, Si: 0.5-1.5%, Mn: 15-32%, Cr: 5.5% or less, Mo: 1.5- 3%, S: 0.025% or less, P: 0.025% or less, B: 0.01% or less, Ti: 0.05 to 1.2%, N: 0.005 to 0.5%, balance Fe and other unavoidable impurities, and W according to other needs At least one sum of Nb and V: 6 wt% or less, Y and / or REM: 1 wt% or less, and Ni: 10 wt% or less were added.
  • the welding wires were welded using a cryogenic high Mn steel having a base composition of Mn 24 C 0.4 Cr 4 Si 0.3 as a welding base material, and an alumina basic flux was used for welding.
  • the welding was performed at about 600A in DC, at about 32V in 29CPM, and at about 4.0 kJ / mm in heat input.
  • interlayer temperature was less than 150 degreeC, and preheating was about 100 degreeC on condition that only moisture is blown.
  • the alloy composition of the welded joint obtained by welding as described above is shown in Table 2 below.
  • the low temperature toughness and tensile strength of the welded joint according to the welded joint composition is also shown in Table 2 below.
  • Charpy impact test (-196 ° C.) was carried out, and the results (J) are shown in Table 2 below, and the tensile strength (MPa) of the welded joint was also measured. It is shown in Table 2 below.
  • Comparative Example 1-2 having high Cr content or B content had high tensile strength but poor low temperature toughness of 25J or less.
  • Comparative Example 3 in which the content of Mo is too low is good at low temperature toughness, but the tensile strength is not good as 400MPa or less.
  • Comparative Example 4 in which the contents of C, P, and S were excessive cracks occurred in the weld joint
  • Comparative Example 5 in which the C and Si contents were excessive cracks occurred in the weld joint.
  • Gas metal arc welding wires having a diameter of 1.2 mm were prepared.
  • the gas metal arc welding wire composition used at this time is the same as the solder wire for submerged arc welding in Example 2.
  • the welding wires were welded using a cryogenic high Mn steel having Mn 24 C 0.4 Cr 4 Si 0.3 as a basic composition as a welding base material.
  • the welding was performed at about 200A, at about 30V, at about 40CPM, and at about 0.9 kJ / mm in heat input.
  • interlayer temperature was less than 150 degreeC, and preheating was about 100 degreeC on condition that only moisture is blown.
  • the alloy composition of the welded joint obtained by the welding as described above is shown in Table 3 below.
  • the low temperature toughness and tensile strength of the welded joint according to the welded joint composition are also shown in Table 3 below.
  • Charpy impact test (-196 ° C.) was carried out, and the results (J) are shown in Table 3 below, and the tensile strength (MPa) of the weld joint was also measured. It is shown in Table 3 below.
  • Comparative Example 1 in which the B content was excessive, had good tensile strength but low temperature toughness of 24J, and Comparative Example 2 having too low Mo content had good low temperature toughness but poor tensile strength of 392.1 MPa.
  • the wires for flux cored arc welding having a diameter of 1.2 mm as shown in Table 4 were prepared.
  • the welding wires were welded using a cryogenic high Mn steel having Mn 24 C 0.4 Cr 4 Si 0.3 as a basic composition as a welding base material.
  • welding was performed under 100% CO 2 protection gas, about 290 A in DC, about 30 V in about 31 CPM, and heat input was about 1.7 kJ / mm.
  • interlayer temperature was less than 150 degreeC, and preheating was about 100 degreeC on condition that only moisture is blown.
  • A1 is V + Nb + W
  • A2 is Y + REM
  • A3 is TiO 2
  • A4 is SiO 2 + ZrO 2 + Al 2 O 3
  • A5 is K + Na + Li
  • A6 is F + The sum of Ca is shown, respectively.
  • the Charpy impact test (-196 ° C.) was carried out to evaluate the mechanical properties of the welded joints welded as described above, and the results (J) are shown in Table 4 above. In addition, it is shown in Table 4 by measuring the tensile strength (MPa) of the welded joint. On the other hand, the physical property measurement criteria were in accordance with the KS test standard, and weldability was visually evaluated.
  • Comparative Example 1 in which Cr was excessively added, the low-temperature impact toughness was bad as 14 J, and Comparative Example 2 in which the B and Ti contents were outside the scope of the present invention was also poor in low temperature impact toughness. And Comparative Example 3, the content of Mo out of the range of the present invention is excellent in low temperature toughness but the tensile strength is not good as 396.08MPa.

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Abstract

극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어가 제공된다. 본 발명은, 극저온용 고강도 고Mn강을 용접하여 얻어지는 용접이음부에 있어서, 상기 용접이음부는, 중량%로, C:0.1~0.61％, Si:0.23~1.0％, Mn:14~35％, Cr: 6%이하, Mo:1.45~3.5%, S:0.02%이하, P:0.02%이하, B:0.001~0.01%, Ti:0.001~0.2%, N: 0.001~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부와; 그리고 중량%로, C:0.15~0.8％, Si:0.2~1.2％, Mn:15~34％, Cr:6% 이하, Mo:1.5 ~ 4%, S:0.02% 이하, P:0.02% 이하, B:0.01% 이하, Ti:0.1~0.5%, N:0.001~0.3%, TiO2:4~15%, SiO2, ZrO2 및 Al2O3중 1종 이상:0.01~9%, K, Na 및 Li와 같은 알카리계 원소 중 1종 이상:0.5~1.7%, F와 Ca중 1종 이상:0.2~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어레 관한 것이다.

Description

극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어
본 발명은 극저온 충격 인성이 우수한 고강도 용접이음부 및 이를 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 극저온 환경에서도 인성이 우수한 오스테나이트 상으로 유지되어 우수한 저온 충격 인성 및 상온 항복강도를 갖는 용접이음부 및 이를 제공하기 위한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어에 관한 것이다.
최근 LNG 수요의 폭발적 증가로 인해 극저온 LNG의 수송ㆍ보관을 위한 수송설비와 저장 탱크에 대한 수요가 폭발적으로 늘어가고 있다. LNG를 수송하거나 저장하는 탱크는 필연적으로 LNG 온도인 -162℃ 이하의 온도에서 충격에 충분히 견딜 수 있는 구조로 이루어져야만 한다. 이를 위해, 극저온에서의 충격 인성이 높은 소재로서 대표적으로 사용되는 것은 Al, 9%Ni강, 스테인리스스틸(이하 STS)이다.
그러나 Al의 경우 낮은 인장강도로 인해 두꺼운 후판을 사용해야 하며 용접성이 불량하다는 문제점이 있다. 또한 9%Ni강의 경우는 용접재료(Inconel 625 소재: Ni 50중량%이상, Cr 20중량%이상 함유)가 고가이고 용접부 항복강도가 낮다는 문제가 있으며, STS는 높은 가격, 낮은 열변형율 및 극저온 보증 불가 등의 문제가 있다.
따라서 오스테나이트 안정화 원소로서 Ni 대비 저가이면서도 용접성을 확보가능한 극저온용 고 Mn계 용접이음부의 개발이 요구되고 있다.
상기한 바와 같이, 극저온 영역인 -196℃ 이하에서 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서는 27J 이상의 충격인성을 나타내는 용접이음부 확보가 필수적이다. 그런데 기존 연구에서는 상온 항복강도가 360MPa 급이었으나, 현재 고 Mn강재의 상온항복강도가 500~800MPa급으로 360MPa의 용접재료를 적용하기에는 용접이음부의 강도가 낮다는 문제가 발생한다. 이러한 구조체의 경우, 용접이음부의 강도가 낮음으로 인해 용접이음부를 중심으로 설계를 진행하게 됨으로써 강판의 두께 또한 두꺼워져야 하는 문제가 있다.
따라서 이를 해결하기 위해서는 상온항복강도가 400MPa 이상을 나타내는 용접재료가 필요하게 되었다. 이를 해결하기 위한 수단으로는 기존에는 Ni 및 Cr 함량이 높은 소재(Ni 50중량%이상, Cr 20중량%이상 함유)를 사용하여 확보하고 있으나 합금함량 및 가격적인 면에서 낮은 수준을 나타내는 용접재료나 용접이음부가 존재하지 않는 문제점이 있다.
따라서 본 발명의 일 측면은 극저온 환경에서도 인성이 우수한 오스테나이트 상으로 유지됨과 아울러, 용접시 고온균열이 방지되어 우수한 저온 충격인성과 상온 항복강도를 갖는, 서브머지드, 플럭스 코어드, 가스메탈 아크 용접으로부터 얻을 수 있는 용접이음부를 제공함을 그 목적으로 한다.
또한 본 발명의 일측면은 상기 용접이음부를 제공하는 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어를 제공함을 그 목적으로 한다.
그러나 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
극저온용 고강도 고Mn강을 용접하여 얻어지는 용접이음부에 있어서,
상기 용접이음부는, 중량%로, C:0.1~0.61％, Si:0.23~1.0％, Mn:14~35％, Cr: 6%이하, Mo:1.45~3.5%, S:0.02%이하, P:0.02%이하, B:0.001~0.01%, Ti:0.001~0.2%, N: 0.001~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부에 관한 것이다.
또한 본 발명에서는 W, Nb 및 V 중 선택된 1종 이상 합: 5중량%이하 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.
또한 Y 및/또는 REM:0.1중량% 이하의 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.
또한 Ni을 10중량％ 이하의 범위로 추가로 포함함이 바람직하다.
또한 상기 고Mn강은 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 하는 고Mn강일 수가 있다.
또한 본 발명은,
중량%로, C:0.15~0.8％, Si:0.2~1.2％, Mn:15~34％, Cr:6% 이하, Mo:1.5 ~ 4%, S:0.02% 이하, P:0.02% 이하, B:0.01% 이하, Ti:0.09~0.5%, N:0.001~0.3%, TiO2:4~15%, SiO2, ZrO2 및 Al2O3중 선택된 1종 이상의 합:0.01~9%, K, Na 및 Li 중 선택된 1종 이상의 합:0.5~1.7%, F와 Ca중 1종 이상:0.2~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 고강도와 극저온 충격 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어에 관한 것이다.
또한 본 발명에서는 W, Nb 및 V 중 선택된 1종 이상의 합: 5중량% 이하의 범위로 첨가함이 바람직하다.
또한 Y 및/또는 REM: 1중량% 이하의 범위로 추가로 첨가함이 바람직하다.
또한 Ni을 10중량％ 이하의 범위로 추가로 첨가함이 바람직하다.
상기와 같이 조성된 본 발명의 용접이음부는 극저온 환경에서도 인성이 우수한 오스테나이트 상으로 유지됨과 아울러, 용접시 고온균열이 방지되어 우수한 저온 충격인성과 상온 항복강도를 가지므로 LNG 탱크 등 극저온용 용기등의 용접에 효과적으로 적용될 수 있다.
또한 상기와 같이 조성된 본 발명의 프럭스 코어드 용접용 와이어는 상술한 저온인성 및 상온 항복강도를 갖는 용접이음부를 효과적으로 얻을 수 있으므로, 극저온 영역인 -196℃ 이하에서 우수한 충격 인성을 갖는 용접구조물의 확보를 가능하게 할 수 있다.
이하에서 다양한 실시예를 참조하여 본 발명에 따른 기술구성을 보다 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 극저온 인성이 우수한 용접이음부를 설명한다.
본 발명은 극저온용 고강도 고Mn강을 용접하여 얻어지는 용접이음부에 있어서, 상기 용접이음부는, 중량%로, C:0.1~0.61％, Si:0.23~1.0％, Mn:14~35％, Cr: 6%이하, Mo:1.45~3.5%, S:0.02%이하, P:0.02%이하, B:0.001~0.01%, Ti:0.001~0.2%, N: 0.001~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 이하에서는 각 합금원소의 특성 및 조성 범위의 임계적 의의에 대해 간단히 설명한다
탄소(C): 0.1~0.61중량%
탄소는 용접이음부의 강도를 확보하고, 용접이음부의 극저온 충격인성을 확보할 수 있는 오스테나이트 안정화 원소로서 현존하는 가장 강력한 원소이며, 본 발명에서는 필수적인 원소이다. 탄소 함량의 하한은 0.1 중량%로 한정하여도 충분하다. 그러나 탄소의 함량이 0.61 중량%를 초과하면 용접시 이산화탄소 가스 등이 발생하여 용접이음부에 결함을 유발할 수 있으며, 망간, 크롬 등의 합금원소와 결합하여 MC, M23C6 등의 카바이드를 생성하여 저온에서 충격인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서 탄소의 함량은 0.1-0.61중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.23~1.0중량％
실리콘은 용접이음부내의 탈산효과 및 용접비드의 퍼짐성을 위해서 첨가시키는 원소이다. 이러한 실리콘의 함량이 불충분(0.23중량% 미만)하면 용접이음부의 유동성을 저하시킬 수 있으며, 반면에 실리콘의 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우에는 용접이음부내의 편석 등을 유발하여 저온 충격 인성을 저하시키고 용접균열감수성에 악영향을 미치는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 실리콘의 함량을 0.23~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 14~35중량％
망간은 저온 안정상인 오스테나이트를 생성시키는 주요 원소로서, 본 발명에서 필수적으로 첨가되어야 하는 원소이며 니켈에 비해 매우 저렴한 원소이다. 만일 망간의 함량이 14중량% 미만인 경우에는 충분한 오스테나이트가 생성되지 않아 극저온에서 인성이 매우 낮게 된다. 반면에 망간의 함량이 35중량%를 초과하는 경우에는 편석이 과다하게 발생하고 고온균열이 유발되며, 유해한 흄(Fume)이 발생될 수 있다. 따라서 망간의 함량은 14~35중량% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 6중량%이하
크롬은 페라이트 안정화 원소로서 일정함량의 크롬을 통해 오스테나이트 안정화 원소의 함량을 낮출 수 있는 장점이 있다. 그러나 첨가되지 않아도 기존 C과 Mn의 함량이 높은 경우에는 기지가 오스테나이트로 유지될 수 있음으로 Cr의 함량의 하한은 0으로 한다. 반면에 크롬의 함량이 6중량%를 초과하는 경우에는 크롬계 탄화물이 과도하게 생성되어 극저온 인성이 낮아지는 문제점이 있다. 따라서 크롬의 함량은 6중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 1.45~3.5중량%
몰리브덴은 기지의 강도를 향상시킬 수 있는 원소로서, 1.45중량%을 초과하는 합금을 이용할 경우 인장강도가 400MPa이상을 나타낼 수 있다. 또한 오스테나이트계 용접재료에서 시공시에 고액공존 구간을 좁혀 고온 Crack 발생을 억제하는 역할을 할 수 있다. 다만 몰리브덴의 함량이 3.5중량%를 초과하는 경우에는 몰리브덴 탄화물이 과도하게 생성되어 극저온 인성을 저하시키는 단점이 있다. 따라서 몰리브덴의 함량은 1.45~3.5중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.02중량% 이하
황은 MnS 복합석출물을 석출시키는 원소이나, 그 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 FeS 등의 저융점화합물을 형성시켜 고온균열을 유발시킬 수 있기 때문에 바람직하지 못하다. 따라서 황의 함량은 0.02중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.02중량% 이하
인은 저온인성에 영향을 미치는 원소로서 결정입계에 취화한 인화합물을 생성시키므로, 그 상한을 0.02 중량%로 하는 것이 바람직하다.
붕소(B): 0.001~0.01중량%
붕소는 결정입계에 편석이 되는 특성을 나타낸다. 편석된 붕소는 결정입계의 강도를 향상시키는 역할을 하게 되는데, 이로 인해서 강도를 향상시키는 효과를 나타낼 수 있다. 이러한 효과는 붕소의 함량이 0.001중량%만 첨가되어도 충분히 나타내고 있다. 그러나 0.01중량% 이상이 첨가될 경우 강도향상효과는 크지만 저온인성에 저하시키는 원인으로 작용하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 붕소의 함량을 0.001~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.001~0.2중량%
타이타늄은 산화물 혹은 질화물의 형태로 용접이음부로 들어가게 된다. 그런데 이들 산화물 혹은 질화물(혹은 탄질화물)은 결정립내에 존재하게 되며, 고온에서 응고시 핵생성사이트로 작용하여 오스테나이트의 결정입을 작게 만드는 역할을 하게 된다. 또한 산화물 및 질화물(혹은 탄질화물)은 조직내에서 강도를 향상시키는 역할을 하게 된다. 타이타늄은 0.001%만 첨가되어도 그 강도향상 효과가 나타나므로 본 발명에서는 상기 타이타늄의 함량의 하한을 0.001중량%로 한다. 그러나 이 타이타늄인 다량 함유된 경우에는 충격 인성을 저하시키게 되는데, 만일 0.2중량%를 초과할 경우 강도향상효과는 크지만 저온인성을 저하시키는 원인으로 작용할 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 타이타늄의 함량을 0.001~0.2중량% 범위로 제한함이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.3중량%
질소는 탄소와 동일한 특성을 나타내는 원소이며, 타이타늄과 함께 질화물을 만드는 원소이다. 0.001중량%만 넣어도 타이타늄과 함께 강도를 향상시킬 수 있으므로 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에 질소의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 용접이음부내에서 기공이 발생하기 쉬우며, 타이타늄과 함께 질화물의 생성량을 증가시킴으로 극저온 충격인성을 저하시키기 때문에 상한은 0.3중량%로 하는 것이 바람직하다.
한편 상술한 합금성분 범위는 본 발명의 용접이음부에 바람직하게 적용될 수 있는 기본 성분계이며, 따라서 이하 설명되는 합금원소들의 첨가에 의하여 추가적으로 용접이음부에 더 우수한 물성을 부여할 수 있다.
텅스텐(W), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 선택된 1종 이상의 합: 5중량%이하
텅스텐(W), 니오븀(Nb) 또는 바나듐(V)은 상온 강도를 증가시키는 원소들로서 본 발명에서 선택적으로 함유될 수 있는 성분이다. 이들 원소는 용접이음부내에 탄소와 결합하여 탄화물(혹은 탄질화물)을 생성시키고, 이 생성상에 의해서 상온 인장강도가 향상되는 효과를 발휘한다. 그러나 그 함량이 5중량%를 초과하는 경우에는 크랙이 발생이 용이하며, 아울러, 극저온 충격인성을 저하시키는 원인으로 작용하게 된다. 따라서 본 발명에서는 텅스텐(W), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중 1종 이상의 합을 5중량%이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
이트륨(Y) 및/또는 희토류금속(REM): 0.1중량%이하
이트륨(Y) 및/또는 희토류금속(REM)은 본 발명에서 선택적으로 함유되는 원소로서, 고온에서 산화물로 생성되고 이들에 의해서 고온에서 응고시 핵생성사이트로 작용하여 오스테나이트의 결정입을 작게 만드는 역할을 하게 된다. 이로 인해서 강도를 향상시키는 역할을 하게 된다. 그러나 0.1중량%를 초과하면 용접시 이음부에 결함 등을 발생시키는 역할을 하게 되므로 그 함량을 0.1중량%이하로 제어해야 한다. 따라서 본 발명에서는 이트륨(Y) 및/또는 희토류금속(REM)를 0.1중량%이하로 함유함이 보다 바람직하다.
니켈(Ni): 10％ 이하
니켈은 본 발명에서 선택적으로 함유되는 원소로서, 오스테나이트 안정화 원소로 첨가되어지는 성분이다. 니켈을 첨가하게 되면 저온 충격인성은 매우 빠른 속도로 증가하게 되는데 이는 용접이음부내의 Stacking Fault Energy를 높이는 역할을 하기 때문이며, 이에 따라 저온 충격인성을 증가시킨다. 반면에 니켈은 강도를 저하시키는 원소일 뿐만 아니라 용접재료의 가격을 증가시키는 원소이므로 10중량% 이하로 유지하는 것이 보다 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 이로 인해 다른 조성의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
한편 본 발명의 용접이음부은 극저온에서 고강도와 저온인성이 요구되는 다양한 고 Mn강에 적용될 수 있으며, 특정한 용접모재 조성에 제한되지 않는다. 바람직한 일예로서, 상기 고Mn강은 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 하는 것이다.
다음으로, 본 발명의 고강도와 극저온 충격 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어를 상세히 설명한다.
본 발명의 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어는, 중량%로, C:0.15~0.8％, Si:0.2~1.2％, Mn:15.0~34.0％, Cr:6% 이하, Mo:1.5 ~ 4%, S:0.02% 이하, P:0.02% 이하, B:0.01% 이하, Ti:0.09~0.5%, N:0.001~0.3%, TiO2:4~15%, SiO2, ZrO2 및 Al2O3중 선택된 1종 이상의 합:0.01~9%, K, Na 및 Li 중 선택된 1종 이상의 합:0.5~1.7%, F와 Ca중 1종 이상:0.2~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 이하에서는 각 합금원소의 특성 및 조성 범위의 임계적 의의에 대해 간단히 설명한다.
탄소(C): 0.15~0.8 중량%
탄소는 용접이음부의 강도를 확보하고, 용접이음부의 극저온 충격 인성을 확보할 수 있는 오스테나이트 안정화 원소로서 현존하는 가장 강력한 원소이며, 본 발명에서는 필수적인 원소이다. 탄소함량이 낮은 경우에는 모든 오스테나이트 안정화가 되지 않기 때문에 적정량의 탄소를 유지할 필요가 있으며, 하한은 0.15중량%로 한정하였다. 탄소의 함량이 0.8중량%를 초과하는 경우, 용접시 이산화탄소 가스 등이 발생하여 용접이음부에 결함을 유발할 수 있으며, 망간, 크롬 등의 합금원소와 결합하여 MC, M23C6 등의 탄화물을 생성하여 저온에서 충격인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 탄소의 함량은 0.15~0.8중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
규소(Si): 0.2~1.2중량%
만일 규소의 함량이 0.2중량% 미만인 경우에는 용접이음부내의 탈산효과가 불충분하고 용접이음부의 유동성을 저하시킬 수 있다. 반면에, 실리콘의 함량이 1.2중량%를 초과하는 경우에는 용접이음부 내의 편석 등을 유발하여 저온 충격인성을 저하시키고 용접균열감수성에 악영향을 미치는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 규소의 함량을 0.2~1.2중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 15.0~34.0중량%
망간은 가공 경화도를 높임과 동시에 저온 안정상인 오스테나이트를 생성시키는 주요 원소로서, 본 발명의 와이어에 필수적으로 포함되어야 하는 성분이다. 또한 C과 함께 탄화물 생성원소로 작용함과 동시에, 니켈과 유사하게 오스테나이트 안정화 원소로서의 역할을 하게 된다.
만일 망간의 함량이 15.0중량% 미만인 경우, 충분한 오스테나이트 생성되지 않아 저온 충격 인성이 저하는 문제가 있으며, 반면에 망간의 함량이 34.0중량%을 초과하는 경우, 용접시 다량의 흄(Fume)이 발생하므로 그 함량을 15.0~34.0중량%로 범위로 제한함이 바람직하다.
크롬(Cr): 6.0중량% 이하
크롬은 페라이트 안정화 원소로서, 크롬을 첨가함으로서 오스테나이트 안정화 원소의 함량을 낮출 수 있는 장점이 있다. 또한 크롬은 MC, M23C6과 같은 탄화물 생성에 핵심적인 성분으로 작용한다. 즉, 일정량의 크롬이 첨가되면 보다 높은 수준의 석출경화도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라 오스테나이트 안정화 원소의 함량을 낮추어도 되기 때문에, 일정량의 크롬 성분이 첨가되는 것이 바람직하나, 필수적으로 첨가되지 않아도 되는 원소이다. 아울러, 크롬은 강력한 내산화방지 원소로 외부의 산화분위기에 대응하는 내산화도를 높이는 장점이 있다.
반면에, 크롬의 함량이 6.0중량%를 초과하는 경우, 가격이 상승하는 문제점이 발생함과 동시에 석출상에 의해 극저온 충격 인성이 급격히 떨어지게 된다. 따라서 크롬의 함량은 6.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 1.5~4.0중량%
몰리브덴은 용접이음부의 강도를 향상시킬 수 있는 원소로서 본 발명에서는 용접재료내에 1.5중량%을 이상의 합금을 넣는 경우 용접이음부의 인장강도가 400MPa이상을 나타내고 있다. 또한 오스테나이트계 용접재료에서 시공시에 고액공존 구간을 좁혀 고온 Crack 발생을 억제하는 역할을 할 수 있다. 다만 몰리브덴의 함량이 4.0중량%를 초과하는 경우에는 몰리브덴 탄화물이 과도하게 용접이음부내에 생성되어 극저온 인성을 저하시키는 단점이 있다. 따라서 몰리브덴의 함량은 1.5-4.0중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.02중량% 이하
인은 용접시 고온 균열(Crack)을 조장하는 불순 원소이기 때문에 가능한 한도에서 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 따라서 고온에서의 균열 방지를 위하여 그 함량을 0.02% 이하로 관리함이 바람직다.
황(S): 0.02중량% 이하
황은 인과 함께 용접시 고온 균열(Crack)을 조장하는 불순 원소이기 때문에 가능한 한도에서 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 그 함량이 0.02중량%를 초과하면 FeS 등의 저융점화합물을 형성시켜 고온 균열(Crack)을 유발시킬 수 있기 때문에 바람직하지 못하다. 따라서 고온에서의 균열 방지를 위하여 황의 함량은 0.02중량% 이하로 관리함이 바람직하다.
붕소(B):0.01중량% 이하
붕소는 용접이음부내 결정입계에 편석이 되는 특성을 나타낸다. 편석된 붕소는 결정입계의 강도를 향상시키는 역할을 하게 되는데, 이로 인해서 강도를 향상시키는 효과를 나타낸다. 붕소의 함량은 0.001%만 첨가되어도 충분한 효과를 나타내고 있다. 그러나 그 함량이 0.01%를 초과하면 용접이음부내에 강도향상 효과는 크지만 저온인성에 저하시키는 원인으로 작용하게 되므로 그 상한을 0.01 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
타이타늄(Ti): 0.09~0.5중량%
타이타늄은 용접시 아크안정성 및 산화재로서 작용하여 용접이음부의 청정도를 증가시키는 원소이다. 다른 한편으로는 용접완료 후 용접이음부내에 회수된 타이타늄은 산화물 및 질화물(혹은 탄질화물)을 생성시켜 용접이음부의 강도를 향상시키는 원소이므로 그 함량을 0.09%이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 이 타이타늄이 용접후 용접이음부내에서 다량 함유된 경우에는 충격 인성을 저하시키게 되는데, 그 함량이 0.5중량%를 초과하면 강도향상효과는 크지만 저온인성을 저하시키는 원인으로 작용하게 되므로 그 상한을 0.5 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.3중량%
질소는 첨가시 내식성을 향상시킴과 동시에 오스테나이트를 안정화시키는 성분으로서, 탄소와 거의 유사한 물성을 가져오는 원소이다. 따라서 상기 질소 성분은 탄소의 성분을 그대로 대체할 수 있으며, 그 효과는 소량을 첨가하는 경우에도 나타남을 확인할 수 있다. 그러나 그 함량이 0.3를 초과하는 경우 충격 인성이 저하가 크게 나타남으로, 본 발명에서는 그 함량을 0.001~0.3중량%로 범위로 제한함이 바람직하다.
TiO2(이산화티타늄): 4~15중량%
TiO2는 슬래그 형성제로서 전자세 용접이 가능하도록 액상의 용접이음부이 응고되기 이전에 응고되어 액상의 용접이음부이 흘러내리는 것을 억제하는 역할을 한다. 이러한 효과를 나타내기 위하여는 본 발명에서는 4중량% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 그 함량이 15중량%를 초과하는 경우에는 용접이음부 내에 산화물 함량이 급격히 증가하여, 극저온 충격 인성이 떨어지는 단점이 있다. 따라서 본 발명에서는 TiO2의 함량을 4~15중량%로 제한함이 바람직하다.
SiO2, ZrO2 및 Al2O3 중 선택된 1종 이상의 합: 0.01~9.0중량%
SiO2, ZrO2 및 Al2O3 중 1종 이상의 합계가 0.01중량% 미만인 경우에는 슬래그 도포 및 박리성과 아크 안정성이 열악해져 전자세 작업성과 용접비드 형성이 열악해진다. 반면에 9.0중량%를 초과하면 용융 슬래그의 양이 급속히 증대되고 슬래그의 점성도 증대되어 전자세 용접성과 비드형상이 열악해진다. 아울러 실리콘, 알루미늄 등이 용착금속으로 이행이 증가하게 되어 충격 인성이 저하된다.
이를 고려하여, 본 발명에서는 SiO2, ZrO2 및 Al2O3중 1종 이상의 합의 함량을 0.01~9.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
칼륨(K), 나트륨( Na), 리튬(Li) 중 선택된 1종 이상의 합: 0.5~1.7중량%
상기 알카리 금속은 용접 중 아크의 이온화 포텐셜을 저하시켜 아크의 발생을 용이하게 해주며, 용접 중 안정된 아크를 유지시켜줄 수 있다. 상기 알카리 금속은 0.5중량% 이상 첨가되어야 이러한 효과가 뚜렷이 나타날 수 있다. 그러나 그 함량이 1.7중량%를 초과하면, 높은 증기압으로 인하여 용접흄(Fume)이 과다하게 발생할 수 있다. 여기서 알카리 금속은 칼륨(K), 나트륨(Na), 리튬(Li)계 알카리 금속 중 1종 또는 2종 이상이 포함될 수 있으며, 본 발명에서 상기 알카리 금속의 첨가효과는 각각의 함량비와는 무관하다.
불소(F) 및/또는 칼슘( Ca): 0.2~1.5중량%
본 발명의 용접 와이어는 알카리금속계와 알카리토금속계 불소 화합물 중 불소(F)와 및/또는 칼륨(Ca)을 추가적으로 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다. 상기 불소 화합물은 용접 와이어 내부에 0.2중량% 이상을 첨가함에 따라 고온의 아크에서 불소를 아크 중으로 발생시켜 용접 중 수소와 반응하여 탈수소 반응을 일으키게 되므로 확산성 수소를 효과적으로 저감시키게 되지만 1.5중량%를 초과하면 높은 증기압의 특성으로 용접흄(Fume)이 과다하게 발생하고, TiO2가 주요 슬래그 성분인 루타일계에서 용융풀의 슬래그 점도를 과도하게 감소시켜 불안정한 비드를 형성하게 된다. 따라서 그 함량을 0.2~1.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편 상술한 합금성분 범위는 본 발명 용접용 와이어에 바람직하게 적용될 수 있는 기본 성분계이며, 따라서 이하 설명되는 합금원소들의 첨가에 의하여 추가적으로 용접재료에 더 우수한 물성을 부여할 수 있다.
W, Nb 및 V 중 선택된 1종 이상의 합: 5중량%이하
텅스텐(W)과 니오븀(Nb), 그리고 바나듐(V)은 상온 강도를 증가시키는 원소들이다. 이들 원소는 용접이음부내에 탄소와 결합하여 탄화물(혹은 탄질화물)을 생성시키고, 이 생성상에 의해서 상온 인장강도가 향상되는 효과를 발휘한다. 그러나 이들의 합이 5%를 초과하면 크랙의 발생이 용이하며, 아울러, 극저온 충격 인성을 저하시키는 원인으로 작용하게 된다. 따라서 본원발명에서는 이들의 첨가량을 5%이하로 제한함이 보다 바람직하다.
Y 및/또는 REM: 1 중량%이하
이트륨(Y)과 희토류금속(REM)은 용접시 강력한 산화제로 작용하게 되며, 동시에 아크 안정성을 향상시키는 원소이다. 다른 한편으로는 용접이음부내에 산화물로 생성되고 이들에 의해서 고온에서 응고시 핵생성사이트로 작용하여 오스테나이트의 결정입을 작게 만드는 역할을 하게 된다. 이로 인해서 강도를 향상시키는 역할을 하게 된다. 그러나 그 함량이 1중량%를 초과하면 용접시 이음부에 결함 등을 발생시키는 역할을 하게 되므로 그 함량을 1중량% 이하로 제어해야 한다. 따라서 본 발명에서는 이트륨(Y) 및/또는 희토류금속(REM)을 1%이하의 범위로 제한함이 보다 바람직하다.
니켈(Ni): 10％ 이하
니켈은 오스테나이트 안정화 원소로 첨가되어 지는 원소이다. 니켈을 첨가하게 되며 용접이음부의 저온 충격 인성이 매우 빠른 속도로 증가하게 되는데 이는 용접이음부내의 Stacking Fault Energy를 높이는 역할을 하기 때문이다. 그러나 이와 반대로 강도를 저하시키는 원소이며, 다른 한편으로는 용접재료의 가격을 증가시키는 원소이므로 그 함량을 10중량% 이하로 유지하는 것이 보다 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 이로 인해 다른 조성의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
이하, 바람직한 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 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)
직경 1.2mm의 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어들을 마련하였다. 이때, 이용된 플럭스 코드 아크 용접용 와이어 조성은 중량%로, C:0.15~0.8％, Si:0.2~1.2％, Mn:15~34％, Cr:6% 이하, Mo:1.5 ~ 4%, S:0.02% 이하, P:0.02% 이하, B:0.01% 이하, Ti:0.09~0.5%, N:0.001~0.3%, TiO2:4~15%, SiO2, ZrO2 및 Al2O3중 선택된 1종 이상의 합:0.01~9%, K, Na 및 Li 중 선택된 1종 이상의 합:0.5~1.7%, F와 Ca중 1종 이상:0.2~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 필요에 따라 W, Nb 및 V 중 1종 이상: 5% 이하, Y 및/또는 REM을 1% 이하, 그리고 Ni을 10％ 이하로 함유하도록 하였다.
상기 용접용 와이어들을 이용하여 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 하는 극저온 고Mn강을 용접모재로 이용하여 용접을 실시하였다. 이때의 용접은 100% CO2 보호가스 하에서 실시되었으며, DC로 대략 290A내외에 30V내외 31CPM 내외로, 그리고 입열량은 대략 1.7kJ/mm 조건으로 실시되었다. 또한 층간온도는 150℃ 미만, 예열은 습기만 날리는 조건으로 100℃ 정도로 하였다.
상기와 같은 용접으로 얻어진 용접이음부의 합금조성을 분석하여 하기 표 1에 나타내었다. 그리고 그 용접이음부 조성에 따른 용접이음부의 저온인성과 인장강도를 측정하여 하기 표 1에 또한 나타내었다. 구체적으로, 용접이음부의 기계적 특성을 평가하기 위하여 샤르피 충격시험(-196℃)을 실시하여 그 결과(J)을 하기 표 1에 나타내었으며, 또한 상기 용접이음부의 인장강도(MPa)를 측정하여 하기 표 1에 나타내었다.
표 1
용접이음부 조성성분(중량%) 충격특성(J) 상온인장강도
C Mn Si Cr P S N Mo B Ti Ni V+Nb+W Y+REM
발며예1 0.12 28.2 0.65 1.95 0.011 0.007 0.1 1.67 0.002 0.05 4.7 4.32 - 28 513.4
발명예2 0.58 18.1 0.52 1.87 0.013 0.008 0.001 1.52 0.001 0.04 - 2.34 - 29 480.9
발명예3 0.33 20.1 0.23 0.01 0.012 0.008 0.001 1.52 0.004 0.11 5.3 1.23 - 32 448.6
비교예1 0.32 18.7 0.52 6.52 0.014 0.01 0.04 2.03 0.002 0.03 5.1 - - 14 567.7
비교예2 0.75 15.2 0.52 0.02 0.021 0.023 0.001 1.75 0.001 0.01 - - - 크렉형성
비교예3 0.58 16.2 1.23 0.03 0.014 0.005 0.001 1.72 0.001 0.03 - - - 크렉형성
비교예4 0.58 18.4 0.42 1.78 0.012 0.006 0.002 1.65 0.001 0.04 - - void형성
상기 표 1에 나타난 바와 같이, 용접이음부의 합금조성이 본 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-3의 경우, 용접이음부의 저온인성이 28J이상이고 인장강도도 400MPa를 초과함을 알 수 있다.
이에 반하여, Cr의 함량 과다한 비교예 1의 경우 인장강도는 높았으나 저온인성이 14J로 좋지 않았다. 그리고 Si 함량이 과다한 비교예 2는 용접후 얻어진 용접이음부 내부에 크렉이 발생하였으며, N의 함량이 과다한 비교예 3은 용접이음부 내부에 기공이 형성되었다. 아울러, 희토류 원소가 다량 함유된 비교예 4 또한 용접이음부 내부에 기공이 형성됨을 알 수 있다.
(실시예 2)
직경 4.0mm의 서브머지드 아크 용접용 솔리드 와이어들을 마련하였다. 이때 사용된 서브머지드 아크 용접용 솔리더 와이어 조성은, 중량%로, C:0.15~0.8％, Si:0.5~1.5％, Mn:15~32％, Cr: 5.5% 이하, Mo:1.5~3%, S:0.025% 이하, P:0.025% 이하, B: 0.01% 이하, Ti:0.05~1.2%, N:0.005~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 기타 필요에 따라 W, Nb 및 V 중 1종 이상의 합: 6중량%이하, Y 및/또는 REM:1중량%이하, 그리고 Ni: 10중량％ 이하를 첨가하였다.
상기 용접용 와이어들을 이용하여 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 하는 극저온 고Mn강을 용접모재로 이용하여 용접을 실시하였으며, 용접시 알루미나 베이직형의 플럭스를 이용하였다. 그리고 이때의 용접은 DC로 대략 600A내외에 32V내외 29CPM 내외로, 그리고 입열량은 대략 4.0kJ/mm 조건으로 실시되었다. 또한 층간온도는 150℃ 미만, 예열은 습기만 날리는 조건으로 100℃ 정도로 하였다.
상기와 같은 용접으로 얻어진 용접이음부의 합금조성을 분석하여 하기 표 2에 나타내었다. 그리고 그 용접이음부 조성에 따른 용접이음부의 저온인성과 인장강도를 측정하여 하기 표 2에 또한 나타내었다. 구체적으로, 용접이음부의 기계적 특성을 평가하기 위하여 샤르피 충격시험(-196℃)을 실시하여 그 결과(J)을 하기 표 2에 나타내었으며, 또한 상기 용접이음부의 인장강도(MPa)를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
표 2
용접이음부 조성성분(중량%) 충격특성(J) 상온인장강도
C Mn Si Cr P S N Mo B Ti Ni V+Nb+W Y+REM
발명예1 0.1 34.2 0.95 3.23 0.006 0.005 0.26 3.25 0.01 0.2 9.1 - - 54 477.6
발명예2 0.31 25.1 0.65 5.12 0.017 0.009 0.11 2.12 0.006 0.092 4.3 - - 32 524.9
발명예3 0.59 15.2 0.28 0.03 0.012 0.017 0.004 1.54 0.001 0.04 - - - 31 427.5
발명예4 0.1 28.7 0.62 2.1 0.012 0.008 0.09 1.87 0.003 0.07 5.1 4.12 - 27 522.5
발명예5 0.52 20.8 0.58 1.73 0.015 0.01 0.004 1.54 0.001 0.002 - 2.12 - 29 474.7
발명예6 0.35 20.8 0.24 0.05 0.013 0.007 0.005 1.75 0.005 0.01 5.2 1.1 - 34 437.5
발명예7 0.31 19.5 0.48 1.11 0.014 0.008 0.13 2.05 0.002 0.14 5.3 - 0.005 41 452.9
비교예1 0.34 18.9 0.54 6.73 0.014 0.008 0.013 1.95 0.003 0.001 5.3 - - 16 567.5
비교예2 0.58 19.4 0.54 1.93 0.011 0.007 0.091 1.78 0.02 0.27 - - - 25 478.2
비교예3 0.18 31.2 0.46 0.03 0.014 0.007 0.004 1.38 0.002 0.04 9.1 - - 39 396.1
비교예4 0.74 16.9 0.62 0.03 0.025 0.024 0.005 1.67 0.002 0.05 - - - 크렉형성
비교예5 0.62 15.9 1.52 0.01 0.015 0.006 0.003 1.78 0.001 0.04 - - - 크렉형성
비교예6 0.56 15.5 0.66 0.01 0.013 0.008 0.36 1.52 0.002 0.04 - - - void형성
비교예7 0.62 18.9 0.49 1.92 0.014 0.008 0.004 1.56 0.001 0.002 - - 0.17 void형성
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 용접이음부의 조성성분이 본 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-7의 경우, 용접이음부의 저온인성이 27J이상이고 인장강도도 400MPa를 초과함을 알 수 있다.
이에 반하여, Cr 함량나 B 함량이 높은 비교예 1-2는 인장강도는 높으나 저온인성은 25J 이하로 좋지 않았다. 또한 Mo의 함량이 과소한 비교예 3은 저온인성은 좋으나 인장강도가 400MPa 이하로 좋지 않았다. 아울러, C, P 및 S의 함량이 과다한 비교예 4에서는 용접이음부 내부에 크렉이 발생하였으며, C와 Si 함량이 과다한 비교예 5의 경우에도 용접이음부 내부에 크렉이 발생하였다.
한편 질소의 함량이 과다한 비교예 6과 탄소와 희토류 금속원소가 과다하게 함유된 비교예 7은 용접후 얻어진 용접이음부 내부에 기공이 형성되었다.
(실시예 3)
직경 1.2mm의 가스메탈 아크 용접용 와이어들을 마련하였다. 이때 사용된 가스메탈 아크 용접용 와이어 조성은 실시예 2에서의 서브머지드 아크 용접용 솔리더 와이어 동일하다.
상기 용접용 와이어들을 이용하여 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 하는 극저온 고Mn강을 용접모재로 이용하여 용접을 실시하였다. 그리고 이때의 용접은 DC로 대략 200A내외에 30V내외 40CPM 내외로, 그리고 입열량은 대략 0.9kJ/mm 조건으로 실시되었다. 또한 층간온도는 150℃ 미만, 예열은 습기만 날리는 조건으로 100℃ 정도로 하였다.
상기와 같은 용접으로 얻어진 용접이음부의 합금조성을 분석하여 하기 표 3에 나타내었다. 그리고 그 용접이음부 조성에 따른 용접이음부의 저온인성과 인장강도를 측정하여 하기 표 3에 또한 나타내었다. 구체적으로, 용접이음부의 기계적 특성을 평가하기 위하여 샤르피 충격시험(-196℃)을 실시하여 그 결과(J)을 하기 표 3에 나타내었으며, 또한 상기 용접이음부의 인장강도(MPa)를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
표 3
용접이음부 조성성분(중량%) 충격특성(J) 상온인장강도
C Mn Si Cr P S N Mo B Ti Ni V+Nb+W Y+REM
발명예1 0.11 32.3 0.89 3.25 0.005 0.002 0.23 2.54 0.009 0.19 8.2 - - 53 476.9
발명예2 0.32 29.8 0.62 5.52 0.018 0.01 0.12 2.23 0.005 0.12 4.5 - - 35 518.4
발명예3 0.61 14.2 0.23 0.02 0.013 0.015 0.002 1.55 0.002 0.002 - - - 31 424.0
발명예4 0.29 19.3 0.45 1.23 0.012 0.009 0.12 2.19 0.001 0.13 5.1 - 0.06 36 463.7
비교예1 0.57 18.2 0.52 1.87 0.01 0.007 0.082 1.75 0.019 0.25 - - - 24 480.8
비교예2 0.19 32.5 0.47 0.03 0.012 0.007 0.002 1.4 0.001 0.002 8.2 - - 42 392.1
비교예3 0.57 17.2 0.57 0.02 0.013 0.006 0.35 1.54 0.002 0.002 - - - void형성
상기 표 3에 나타난 바와 같이, 용접이음부의 조성성분이 본 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-4의 경우, 용접이음부의 저온인성이 31J이상이고 인장강도도 400MPa를 초과함을 알 수 있다.
이에 반하여,B 함량이 과다한 비교예 1은 인장강도는 양호하나 저온인성이 24J로 좋지 않았으며, Mo의 함량이 너무 적은 비교예 2는 저온인성은 양호하나 인장강도가 392.1MPa로 좋지 않았다.
아울러, N의 함량이 과도한 비교예 3에서는 용접후 얻어지는 용접이음부 내부에 기공이 형성되었다.
(실시예 4)
하기 표 4과 같은 직경 1.2mm의 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어들을 마련하였다. 상기 용접용 와이어들을 이용하여 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 하는 극저온 고Mn강을 용접모재로 이용하여 용접을 실시하였다. 이때의 용접은 100% CO2 보호가스 하에서 실시되었으며, DC로 대략 290A내외에 30V내외 31CPM 내외로, 그리고 입열량은 대략 1.7kJ/mm 조건으로 실시되었다. 또한 층간온도는 150℃ 미만, 예열은 습기만 날리는 조건으로 100℃ 정도로 하였다.
표 4
와이어 조성성분(중량%) 용접성 충격특성(J) 인장강도
C Mn Si Cr P S N Mo B Ti Ni A1 A2 A3 A4 A5 A6
발명예1 0.1 34 1.2 3.5 0.01 0.005 0.26 3.5 0.01 0.5 9.5 - - 13 0.01 1.7 1.5 양호 54 477.6
발명예2 0.3 30 0.7 5.5 0.02 0.01 0.12 2.5 0.005 0.3 4.5 - - 9 1 1 1 양호 35 518.4
발명예3 0.6 15 0.4 0.02 0.01 0.02 0.004 1.5 0.001 0.1 - - - 4 3 0.5 0.5 양호 31 427.48
발명예4 0.1 30 0.7 2 0.01 0.01 0.09 2 0.005 0.1 5 4.5 - 15 3 1 0.6 양호 27 522.5
발명예5 0.6 19 0.6 2 0.02 0.01 0.001 1.5 0.001 0.09 - 2.5 - 6 6 1 0.2 양호 29 480.92
발명예6 0.3 20 0.2 0.02 0.015 0.01 0.001 1.5 0.005 0.25 5.5 1.5 - 6 3 0.5 0.5 양호 32 448.62
발명예7 0.3 20 0.6 1.2 0.015 0.01 0.13 2.5 0.005 0.25 5.5 - 0.25 7 9 0.5 0.5 양호 41 452.9
비교예1 0.3 20 0.6 6.5 0.015 0.01 0.04 2.5 0.005 0.1 5.5 - - 7 5 0.5 0.5 양호 14 567.7
비교예2 0.6 20 0.6 1.9 0.01 0.01 0.082 2 0.02 0.6 - - - 8 5 0.5 0.5 양호 24 480.84
비교예3 0.2 31 0.6 0.05 0.015 0.01 0.004 1.4 0.005 0.1 9 - - 7 5 0.5 0.5 양호 39 396.08
비교예4 0.75 15 0.6 0.02 0.025 0.25 0.001 2 0.001 0.01 - - - 6 1 0.5 0.2 불량(크렉형성)
비교예5 0.6 16 1.3 0.02 0.015 0.005 0.001 2 0.001 0.03 - - - 7 2 1.7 0.2 불량(크렉형성)
비교예6 0.6 16 0.7 0.01 0.015 0.01 0.36 1.5 0.001 0.04 - - - 8 4 0.5 0.4 불량(기공형성)
비교예7 0.6 19 0.5 1.78 0.015 0.01 0.002 2 0.001 0.04 - - 1.25 7 2 0.5 0.2 불량(기공형성)
비교예8 0.6 15 0.4 0.02 0.015 0.01 0.004 1.5 0.001 0.1 - - - 17 3 0.01 0.5 불가
비교예9 0.6 15 0.7 5.5 0.01 0.02 0.001 1.5 0.001 0.1 - - - 6 10 0.01 0.5 불가
비교예10 0.3 30 0.4 0.02 0.015 0.01 0.12 2.5 0.005 0.3 4.5 - - 5 6 0.5 2 불가
*상기 표에서 A1은 V+Nb+W, A2는 Y+REM, A3는 TiO2, A4는 SiO2+ZrO2+Al2O3, A5는 K+Na+Li를, 그리고 A6는 F+Ca의 합을 각각 나타낸다.
이와 같이 용접된 용접이음부의 기계적 특성을 평가하기 위하여 샤르피 충격시험(-196℃)을 실시하여 그 결과(J)을 상기 표 4에 나타내었다. 또한 상기 용접이음부의 인장강도(MPa)를 측정하여 상기 표 4에 나타내었다. 한편 상기 물성측정 기준은 KS 시험규격에 따랐으며, 용접성은 육안으로 평가하였다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 플럭스 코어드 와이어의 조성성분이 본 발명의 범위를 만족하는 발명예 1-7의 경우 모두 그 용접성이 우수할 뿐만 아니라 저온 충격인성 27J이상 400MPa이상의 인장강도를 가져 용접이음부의 기계적 특성이 우수함을 알 수 있다.
이에 반하여, Cr이 과다 첨가된 비교예 1의 경우 저온 충격 인성이 14J로 나빴으며, B, Ti함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 2 또한 저온 충격 인성이 좋지않았다. 그리고 Mo의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 3은 저온 인성은 우수하나 인장강도는 396.08MPa로 좋지 않았다.
또한 P, S의 함량이나 Si, Ti 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 4-5의 경우 용접후 얻어진 용접이음부 내부에 크렉이 형성되었으며, N 함량이나 Ti 함량 등이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 6-7의 경우 용접이음부 내부에 기공이 형성되었다.
한편 TiO2함량, SiO2+ZrO2+Al2O3 함량, K+Na+Li 함량, 또는 F+Ca 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 8-10의 경우 용접시 고온에서 크렉이 발생하여 용접자체가 불가능하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (9)

  1. 극저온용 고강도 고Mn강을 용접하여 얻어지는 용접이음부에 있어서,
    상기 용접이음부는, 중량%로, C:0.1~0.61％, Si:0.23~1.0％, Mn:14~35％, Cr: 6%이하, Mo:1.45~3.5%, S:0.02%이하, P:0.02%이하, B:0.001~0.01%, Ti:0.001~0.2%, N: 0.001~0.3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부.
  2. 제 1항에 있어서, W, Nb 및 V 중 선택된 1종 이상 합: 5중량%이하를 추가로 포함함을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부.
  3. 제 1항에 있어서, Y 및/또는 REM:0.1중량% 이하의 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부.
  4. 제 1항에 있어서, Ni을 10중량％ 이하의 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 고 Mn강은 Mn24C0.4Cr4Si0.3을 기본조성으로 함을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 고강도 용접이음부.
  6. 중량%로, C:0.15~0.8％, Si:0.2~1.2％, Mn:15~34％, Cr:6% 이하, Mo:1.5 ~ 4%, S:0.02% 이하, P:0.02% 이하, B:0.01% 이하, Ti:0.09~0.5%, N:0.001~0.3%, TiO2:4~15%, SiO2, ZrO2 및 Al2O3중 선택된 1종 이상의 합:0.01~9%, K, Na 및 Li 중 선택된 1종 이상의 합:0.5~1.7%, F와 Ca중 1종 이상:0.2~1.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 고강도와 극저온 충격 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어.
  7. 제 6항에 있어서, W, Nb 및 V 중 1종 이상의 합: 5중량% 이하의 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 고강도와 극저온 충격 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어.
  8. 제 6항에 있어서, Y 및/또는 REM: 1중량% 이하의 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 고강도와 극저온 충격 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어.
  9. 제 6항에 있어서, Ni을 10중량％ 이하의 범위로 추가로 포함함을 특징으로 하는 고강도와 극저온 충격 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접용 와이어.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20170312862A1 (en) * 2016-05-02 2017-11-02 Exxonmobil Research And Engineering Company Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel
WO2017192623A1 (en) 2016-05-02 2017-11-09 Exxon Mobil Research And Engineering Company High manganese steel pipe with step-out weld zone erosion-corrosion resistance and method of making the same
WO2017192619A1 (en) 2016-05-02 2017-11-09 Exxonmobil Research And Engineering Company Field girth welding technology for high manganese steel slurry pipelines
CN107848082A (zh) * 2015-07-17 2018-03-27 株式会社神户制钢所 气体保护电弧焊用药芯焊丝
EP3498874A4 (en) * 2016-08-04 2020-01-08 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) METHOD FOR ARC SPOT WELDING AND WELDING WIRE
CN113943893A (zh) * 2021-09-22 2022-01-18 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种含稀土700MPa级焊丝钢的生产方法
CN114769938A (zh) * 2022-04-24 2022-07-22 燕山大学 一种金属药芯焊丝及其制备方法和应用

Families Citing this family (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6091974B2 (ja) * 2013-04-16 2017-03-08 株式会社神戸製鋼所 溶接物の製造方法、溶接方法、溶接装置
KR102238547B1 (ko) 2014-10-30 2021-04-09 인텔 코포레이션 질화 갈륨 트랜지스터에서 2d 전자 가스에 대한 낮은 접촉 저항을 위한 소스/드레인 재성장
US10056456B2 (en) 2014-12-18 2018-08-21 Intel Corporation N-channel gallium nitride transistors
JP6901868B2 (ja) * 2016-09-13 2021-07-14 株式会社神戸製鋼所 エレクトロスラグ溶接用ワイヤ、エレクトロスラグ溶接用フラックス及び溶接継手
CN107052618B (zh) * 2017-03-28 2019-03-19 武汉科技大学 制备lng贮罐的高锰钢用全自动埋弧焊实芯焊丝
CN107009046B (zh) * 2017-03-28 2019-03-01 武汉科技大学 用于超低温高锰钢焊接的钨极氩弧焊实芯焊丝
CN106938375B (zh) * 2017-03-28 2019-03-19 武汉科技大学 适用于-196℃工作温度的熔化极气体保护焊焊丝
CN107177786B (zh) * 2017-05-19 2018-12-21 东北大学 一种lng储罐用高锰中厚板的设计及其制造方法
US10799974B2 (en) 2017-08-16 2020-10-13 Lincoln Global, Inc. Electrodes for forming austenitic and duplex steel weld metal
SG11202001418YA (en) * 2017-09-01 2020-03-30 Jfe Steel Corp High-mn steel and production method therefor
US11529697B2 (en) 2017-09-29 2022-12-20 Lincoln Global, Inc. Additive manufacturing using aluminum-containing wire
US11426824B2 (en) 2017-09-29 2022-08-30 Lincoln Global, Inc. Aluminum-containing welding electrode
KR102188698B1 (ko) * 2018-06-21 2020-12-07 한국조선해양 주식회사 액화가스 저장탱크 및 선박
SG11202101711UA (en) 2018-08-23 2021-03-30 Jfe Steel Corp Solid wire for gas metal arc welding
CN112375983B (zh) * 2018-11-06 2021-09-03 江苏省无锡交通高等职业技术学校 柴油机超高压共轨燃油喷射系统针阀体用高抗拉强度钢
CN109623198B (zh) * 2019-01-03 2020-12-18 南京钢铁股份有限公司 一种用于高锰低温钢埋弧焊接的焊丝及焊接方法
CN109530881B (zh) * 2019-01-08 2021-07-09 四川大西洋焊接材料股份有限公司 焊接超低温高锰钢用的埋弧焊焊剂、焊丝及制备方法
CN109623202B (zh) * 2019-01-30 2020-12-18 南京钢铁股份有限公司 一种用于高锰低温钢气体保护焊的实芯焊丝
CN109865957A (zh) * 2019-02-20 2019-06-11 江苏金桥焊材科技股份有限公司 一种适用于核电的不锈钢焊丝及其制备方法
CN113631321B (zh) 2019-03-29 2024-06-21 杰富意钢铁株式会社 极低温用高强度焊接接头的制造方法
JP6978614B2 (ja) 2019-03-29 2021-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ガスメタルアーク溶接用ソリッドワイヤおよびガスメタルアーク溶接方法
JP6978615B2 (ja) 2019-03-29 2021-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｔｉｇ溶接用溶加材
CN111660035B (zh) * 2020-05-07 2022-04-19 中国船舶重工集团公司第七二五研究所 超低温高锰钢焊接用钨极氩弧无缝药芯焊丝及其制备方法
CN111790999A (zh) * 2020-06-28 2020-10-20 昆山京群焊材科技有限公司 一种25Mn奥氏体钢用金属粉芯埋弧焊丝焊剂组合
US20230211441A1 (en) 2020-08-03 2023-07-06 Jfe Steel Corporation Solid wire for gas metal arc welding
JP7353393B2 (ja) * 2020-09-10 2023-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手及び溶接継手の製造方法
JP7385831B2 (ja) * 2020-09-25 2023-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手及びその製造方法
KR102463018B1 (ko) * 2020-11-02 2022-11-03 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2022113473A1 (ja) * 2020-11-26 2022-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手およびその製造方法
US20240003367A1 (en) 2020-11-26 2024-01-04 Jfe Steel Corporation Weld joint and production method therefor
KR20230104271A (ko) 2020-12-17 2023-07-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 Tig 용접용 용가재 및 그것을 이용한 용접 조인트부의 제조 방법
CN116568841A (zh) 2020-12-17 2023-08-08 杰富意钢铁株式会社 埋弧焊用焊丝和使用了该埋弧焊用焊丝的焊接接头部的制造方法
JP7188647B1 (ja) 2021-03-01 2022-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 Ｔｉｇ溶接継手
WO2022186096A1 (ja) * 2021-03-01 2022-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 サブマージアーク溶接継手
WO2022265011A1 (ja) * 2021-06-15 2022-12-22 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接構造体
WO2023026763A1 (ja) 2021-08-26 2023-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 サブマージアーク溶接用メタルコアードワイヤおよびそれを用いたサブマージアーク溶接方法
CN117836088A (zh) * 2021-08-31 2024-04-05 杰富意钢铁株式会社 埋弧焊方法
CN117241914A (zh) 2021-09-30 2023-12-15 日本制铁株式会社 药芯焊丝及焊接接头的制造方法
CN114571031A (zh) * 2022-04-12 2022-06-03 福建鼎信科技有限公司 一种430不锈钢热轧输送辊及其堆焊方法
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
WO2024069986A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 日本製鉄株式会社 溶接金属、溶接継手、及び溶接構造物
JP7494966B1 (ja) 2023-03-13 2024-06-04 Ｊｆｅスチール株式会社 ガスメタルアーク溶接方法
CN116079278B (zh) * 2023-04-06 2023-12-08 中国科学院合肥物质科学研究院 一种高吸能高锰钢实心焊丝及其焊接工艺

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010227949A (ja) * 2009-03-26 2010-10-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接金属および溶接材料
EP2289661A1 (en) * 2009-08-27 2011-03-02 Nippon Steel & Sumikin Welding Co., Ltd. Flux cored wire for gas shielded arc welding of high strength steel
KR20120074150A (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접금속부
KR20120111432A (ko) * 2011-03-31 2012-10-10 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 금속부
KR20130003686A (ko) * 2011-06-30 2013-01-09 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4017711A (en) * 1972-09-25 1977-04-12 Nippon Steel Corporation Welding material for low temperature steels
JPS5126132B2 (ko) * 1972-09-25 1976-08-04
US4010309A (en) * 1974-06-10 1977-03-01 The International Nickel Company, Inc. Welding electrode
JPS5659597A (en) * 1979-10-19 1981-05-23 Daido Steel Co Ltd Filler metal for high-manganese, nonmagnetic steel
JPH02104633A (ja) * 1989-07-28 1990-04-17 Daido Steel Co Ltd 高強度非磁性高マンガン鋼
US5120931A (en) * 1991-04-12 1992-06-09 The Lincoln Electric Company Electrode and flux for arc welding stainless steel
KR100411477B1 (ko) * 2001-12-18 2003-12-18 고려용접봉 주식회사 오스테나이트계 스테인리스 용접용 메탈 코어드 와이어
JP4529872B2 (ja) * 2005-11-04 2010-08-25 住友金属工業株式会社 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法
JP4310664B1 (ja) 2008-01-25 2009-08-12 住友金属工業株式会社 溶接材料および溶接継手構造体
US20120160363A1 (en) 2010-12-28 2012-06-28 Exxonmobil Research And Engineering Company High manganese containing steels for oil, gas and petrochemical applications
US9821401B2 (en) * 2011-01-28 2017-11-21 Exxonmobil Upstream Research Company High toughness weld metals with superior ductile tearing resistance
KR101304657B1 (ko) * 2011-06-30 2013-09-05 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 용접이음부
JP5874402B2 (ja) * 2012-01-10 2016-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 耐溶接割れ性と耐スラリー腐食摩耗性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
US9981346B2 (en) * 2012-11-22 2018-05-29 POSCO Gyeongsangbuk-Do Welded joint of extremely low-temperature steel, and welding materials for preparing same
US10112268B2 (en) * 2013-10-09 2018-10-30 Hobart Brothers Company Systems and methods for corrosion-resistant welding electrodes
JP2017506414A (ja) * 2014-02-07 2017-03-02 ジェネラル・ケーブル・テクノロジーズ・コーポレーション 改善されたカバーを備えるケーブルを形成する方法
US10322473B2 (en) * 2015-02-18 2019-06-18 Lincoln Global, Inc. Low manganese welding electodes
TWI573654B (zh) * 2015-12-16 2017-03-11 國立屏東科技大學 沃斯田鐵不銹鋼助銲劑

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010227949A (ja) * 2009-03-26 2010-10-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶接金属および溶接材料
EP2289661A1 (en) * 2009-08-27 2011-03-02 Nippon Steel & Sumikin Welding Co., Ltd. Flux cored wire for gas shielded arc welding of high strength steel
KR20120074150A (ko) * 2010-12-27 2012-07-05 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접금속부
KR20120111432A (ko) * 2011-03-31 2012-10-10 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 금속부
KR20130003686A (ko) * 2011-06-30 2013-01-09 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 플럭스 코어드 아크 용접 와이어

Cited By (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107848082A (zh) * 2015-07-17 2018-03-27 株式会社神户制钢所 气体保护电弧焊用药芯焊丝
CN107848082B (zh) * 2015-07-17 2020-09-04 株式会社神户制钢所 气体保护电弧焊用药芯焊丝
CN109070283A (zh) * 2016-05-02 2018-12-21 埃克森美孚研究工程公司 用于强耐磨高锰钢的现场异种金属焊接技术
EP3452249A4 (en) * 2016-05-02 2019-12-18 Exxonmobil Research And Engineering Company HIGH-QUALITY STEEL PIPE WITH RESISTANCE OF THE WELDING AREA TO STEP-OUT-EROSION / CORROSION AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
WO2017192623A1 (en) 2016-05-02 2017-11-09 Exxon Mobil Research And Engineering Company High manganese steel pipe with step-out weld zone erosion-corrosion resistance and method of making the same
US20170312862A1 (en) * 2016-05-02 2017-11-02 Exxonmobil Research And Engineering Company Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel
CN109070284A (zh) * 2016-05-02 2018-12-21 埃克森美孚研究工程公司 用于高锰钢浆料管道的现场环缝焊接技术
CN109070282A (zh) * 2016-05-02 2018-12-21 埃克森美孚研究工程公司 具有步增的焊接区耐侵蚀-腐蚀性的高锰钢管道及其制造方法
JP2019519374A (ja) * 2016-05-02 2019-07-11 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニーＥｘｘｏｎ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ 継ぎ目溶接部の侵食−腐食耐性を有する高マンガン鋼パイプおよびその製造方法
JP2019520473A (ja) * 2016-05-02 2019-07-18 エクソンモービル リサーチ アンド エンジニアリング カンパニーＥｘｘｏｎ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｃｏｍｐａｎｙ 高マンガン鋼スラリーパイプラインのための現場での円周溶接技術
US10493569B2 (en) 2016-05-02 2019-12-03 Exxonmobil Research And Engineering Company Field girth welding technology for high manganese steel slurry pipelines
EP3452247A4 (en) * 2016-05-02 2019-12-04 Exxonmobil Research And Engineering Company TERRAIN SPACER WELDING TECHNOLOGY FOR HIGH MANGANESE STEEL SLUDGE PIPES
EP3452248A4 (en) * 2016-05-02 2019-12-04 ExxonMobil Research and Engineering Company DISSOLVABLE METAL WELDING TECHNOLOGY FOR MANGANESE HIGH PERFECTED WEAR-RESISTANT STEEL WELDING TECHNOLOGY
WO2017192619A1 (en) 2016-05-02 2017-11-09 Exxonmobil Research And Engineering Company Field girth welding technology for high manganese steel slurry pipelines
US11883906B2 (en) 2016-05-02 2024-01-30 Exxonmobil Research And Engineering Company High manganese steel pipe with step-out weld zone erosion-corrosion resistance and method of making the same
WO2017192621A1 (en) 2016-05-02 2017-11-09 Exxonmobil Research And Engineering Company Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel
US11130204B2 (en) 2016-05-02 2021-09-28 Exxonmobil Research And Engineering Company Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel
JP7220359B2 (ja) 2016-05-02 2023-02-10 エクソンモービル・テクノロジー・アンド・エンジニアリング・カンパニー 継ぎ目溶接部の侵食－腐食耐性を有する高マンガン鋼パイプおよびその製造方法
JP2022081631A (ja) * 2016-05-02 2022-05-31 エクソンモービル・テクノロジー・アンド・エンジニアリング・カンパニー 高マンガン鋼スラリーパイプラインのための現場での円周溶接技術
EP3498874A4 (en) * 2016-08-04 2020-01-08 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) METHOD FOR ARC SPOT WELDING AND WELDING WIRE
CN113943893A (zh) * 2021-09-22 2022-01-18 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种含稀土700MPa级焊丝钢的生产方法
CN114769938A (zh) * 2022-04-24 2022-07-22 燕山大学 一种金属药芯焊丝及其制备方法和应用
CN114769938B (zh) * 2022-04-24 2023-07-04 燕山大学 一种金属药芯焊丝及其制备方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
CN105813799B (zh) 2019-06-07
ES2753266T3 (es) 2020-04-07
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JP6240778B2 (ja) 2017-11-29
US20160271739A1 (en) 2016-09-22
CN105813799A (zh) 2016-07-27
EP3078447A4 (en) 2016-11-30
EP3078447B1 (en) 2019-08-07
US20190084096A1 (en) 2019-03-21
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JP2017502842A (ja) 2017-01-26
PL3078447T3 (pl) 2020-03-31

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