WO2018070753A1 - 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2018070753A1
WO2018070753A1 PCT/KR2017/011122 KR2017011122W WO2018070753A1 WO 2018070753 A1 WO2018070753 A1 WO 2018070753A1 KR 2017011122 W KR2017011122 W KR 2017011122W WO 2018070753 A1 WO2018070753 A1 WO 2018070753A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
rolled steel
cold
flux cored
cold rolled
Prior art date
Application number
PCT/KR2017/011122
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
김재익
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
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to CN201780062649.8A priority Critical patent/CN109804092B/zh
Priority to JP2019519335A priority patent/JP6811854B2/ja
Publication of WO2018070753A1 publication Critical patent/WO2018070753A1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • 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
    • B23K35/40—Making wire or rods for soldering or welding
    • B23K35/406—Filled tubular wire or rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a cold rolled steel sheet for flux cored wire and a method of manufacturing the same.
  • a steel sheet and a flux material are developed and applied in combination to cope with various uses.
  • Typical applications include development of various special purpose welding members such as high Mn steel welding members having excellent wear resistance, cryogenic welding members having excellent low temperature toughness, and welding members for dustproof steel having excellent dustproof performance. Accordingly, the development of a welding rod material corresponding to these special welding steels is also in progress.
  • the welding method which has the highest welding productivity and easy to weld in various positions is the flux cored welding (FCW) method.
  • the welding material used for this welding method is Flux Cored Wire, which is a U-shaped strip that is drawn from a common cold rolled steel sheet, and is about 5 to 50% by weight to the machined U tube.
  • Circular welding rod after mixing and adding alloying elements such as manganese (Mn) and nickel (Ni) according to the purpose in order to secure the flux component and the characteristics suitable for the purpose of use of the welding rod. To prepare a material for the dragon.
  • the cold rolled steel for the wire surrounding the core used for the production of flux cored wire is generally used carbon steel is not added a lot of alloying elements, stainless steel is used in some special applications.
  • the steel for wires of general carbon steel base has excellent elongation, so there is no tearing of steel when drawing, and the degree of work hardening is low, so it can be manufactured continuously without any heat treatment process from molding to final wire manufacturing. It is widely applied to.
  • carbon steel welded steel is a low alloyed steel, and in order to secure the characteristics of the electrode, flux filling inside the wire and alloying elements in the core are required.
  • the amount of flux added is basically required. It is true that there is a limit to raising the alloying elements in the core.
  • oxidizing agent Ti, Mn, Zr, Al, etc.
  • slag forming agent TiO 2 , SiO 2 , Al 2 O 3 , ZrO 2 , MnO, etc.
  • arc stabilizer K, Na
  • alloying elements Si, Mn, Ni, Zr, Cr, etc.
  • the limit is to fill the wire steel with a volume of approximately 30 ⁇ 60% including flux.
  • the weight ratio is known to be about 15-25% limit.
  • the content of the alloying element to secure the property is increased, there is a problem that it is difficult to secure stable welding properties because the flux component is limited.
  • these alloying elements are added in the form of powder, there is a problem that the molten core component causes welding segregation during welding, which also acts as a cause of welding failure.
  • the use of ordinary carbon steel to prepare expensive alloy elements in the form of high-purity powder to secure low-temperature toughness when loading flux after pipemaking In addition to improving the low temperature toughness by adding together with the components, in this case, the alloy powder to be added is not only high purity and expensive, but also has a problem in that the addition conditions of the flux components for securing the welding stability are high as the input amount is large. . In addition, expensive alloying elements added at this time may cause segregation in the flux, thereby degrading welding workability.
  • Patent Document 1 as a method for producing a steel sheet for flux cored wire, Cr, Mo, in a steel containing Mn: 1.4 to 2.4%, Si: 0.2 to 0.4%, Ni: 2.8 to 6.4% A method for producing a welding rod steel excellent in impact toughness and strength characteristics by adding Ti or the like is disclosed.
  • Patent Document 1 has a problem in that manufacturing cost increases because of the addition of expensive alloying elements, and high strength can be ensured by the addition of alloying elements, but it is difficult to secure drawing workability due to low ductility.
  • Patent Document 1 Korean Laid-Open Patent Publication No. 2006-107910
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 60-46896
  • One aspect of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet for flux cored wire excellent in weldability and drawing workability and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.01 ⁇ 0.15%, Mn: 0.1 ⁇ 0.5%, Si: 0.05% or less (excluding 0%), P: 0.0005 ⁇ 0.01%, S: 0.008% or less (0 %: Al: 0.005-0.06%, N: 0.0005-0.003%, Ni: 0.5-2.0%, including the remaining Fe and inevitable impurities,
  • the microstructure relates to a cold rolled steel sheet for flux cored wire having excellent low-temperature toughness containing 93 to 98% of ferrite in an area fraction and 2 to 7% in total of acicular bainite and cementite.
  • another aspect of the present invention is by weight, C: 0.01 ⁇ 0.15%, Mn: 0.1 ⁇ 0.5%, Si: 0.05% or less (excluding 0%), P: 0.0005 ⁇ 0.01%, S: 0.008% Heating the slab including Al: 0.005 to 0.06%, N: 0.0005 to 0.003%, Ni: 0.5 to 2.0%, remaining Fe and unavoidable impurities to 1100 to 1300 ° C .;
  • FIG. 1 is a photograph of the microstructure of Inventive Example 2.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of Comparative Example 6.
  • Cold-rolled steel sheet for flux cored wire in weight%, C: 0.01 ⁇ 0.15%, Mn: 0.1 ⁇ 0.5%, Si: 0.05% or less (excluding 0%), P: 0.0005 ⁇ 0.01 %, S: 0.008% or less (except 0%), Al: 0.005 ⁇ 0.06%, N: 0.0005 ⁇ 0.003%, Ni: 0.5 ⁇ 2.0%, remaining Fe and inevitable impurities, and the microstructure is in the area fraction It contains 93-98% of ferrite and 2-7% of needle bainite and cementite in total.
  • the unit of each element content hereafter means weight% unless there is particular notice.
  • Carbon (C) is generally an element added for improving the strength of steel, and is an element added for the welding heat affected zone to have properties similar to that of the base material.
  • the C content is less than 0.01%, the above effects are insufficient.
  • the C content is more than 0.15%, problems such as disconnection may occur during the drawing process due to high strength or work hardening.
  • low-temperature cracking or impact toughness of the weld joint is not only lowered, but also has a disadvantage in that the final product can be processed by a plurality of heat treatments due to high hardness. Therefore, the C content is preferably 0.01 to 0.15%, more preferably 0.02 to 0.13% to improve the properties of the weld heat affected zone.
  • Manganese (Mn) is a solid solution strengthening element to increase the strength of the steel and to lower the Ar3 serves to improve the hot workability. However, when excessively added, a large amount of manganese-sulfide (MnS) precipitates may be formed to inhibit ductility and workability of the steel.
  • MnS manganese-sulfide
  • the Mn content is less than 0.1%, it becomes a cause of redness brittleness and hardly contributes to stabilization of austenite.
  • the Mn content is greater than 0.5%, the ductility is lowered, causing a cost increase and a central segregation caused by the addition of a large amount of alloying elements, and may cause disconnection in the drawing operation. Therefore, the Mn content is preferably 0.1 to 0.5%, more preferably 0.2 to 0.45%.
  • Silicon (Si) combines with oxygen to form an oxide layer on the surface of steel sheet, which not only degrades surface characteristics and lowers corrosion resistance, but also promotes hard phase transformation in the weld metal, thereby lowering low-temperature toughness.
  • the addition amount is limited to 0.05% or less. More preferably, the Si content may be 0.04% or less, and even more preferably 0.02% or less.
  • Phosphorus (P) is an element that is a solid solution in steel and enhances the strength and hardness of steel by increasing solid solution. It is preferable to add 0.0005% or more in order to maintain a certain level of rigidity, but the content is more than 0.01%. During casting, segregation may occur and ductility may be degraded, resulting in inferior wire formability. Therefore, the P content is preferably 0.0005 to 0.01%, more preferably 0.001 to 0.009%.
  • S Sulfur
  • Mn in the steel to form non-metallic inclusions and causes red shortness, so it is desirable to lower the content as much as possible.
  • the S content is preferably 0.008% or less, and more preferably 0.007% or less.
  • Aluminum (Al) is an element added to prevent material deterioration due to deoxidizer and aging in aluminum-kilted steel and is an element advantageous for securing ductility, and this effect is more pronounced at cryogenic temperatures.
  • Al content When the Al content is less than 0.005%, the above effects are insufficient.
  • the Al content when the Al content is more than 0.06%, surface inclusions such as aluminum oxide (Al 2 O 3 ) are rapidly increased to deteriorate the surface properties of the hot rolled material, to reduce workability, and to locally affect the grain boundary of the weld heat affected zone.
  • the ferrite may be formed to deteriorate the mechanical properties, and the welding bead shape may be deteriorated after welding. Therefore, it is preferable that Al content is 0.005 to 0.06%. More preferably, the Al content may be 0.01 to 0.05%, even more preferably 0.01 to 0.04%.
  • N Nitrogen
  • N content is 0.0005 to 0.003%. More preferably, the N content may be 0.001% to 0.0027%.
  • Nickel (Ni) is not only effective for improving ductility by improving ductility, but also for stable low temperature toughness by forming a stable structure at cryogenic temperatures.
  • Ni is added as a flux component rather than a steel sheet, it is advantageous to add Ni as a component of the steel sheet because Ni must be manufactured in a high purity powder form.
  • the fraction that can be added as a flux to the welding rod is limited, the amount of other flux elements affecting the weldability can be increased by adding Ni as a component of the steel sheet, thereby improving weldability and the like.
  • the Ni content is preferably 0.5 to 2.0%. More preferably, the Ni content may be 0.6-1.8%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • W FC defined by the following relation 1 may be 0.5 to 4.5.
  • the unit of each element content is weight%.
  • the relational formula 1 is designed in consideration of the correlation of each element on the welding workability and drawing workability.
  • the room temperature structure is advantageous in terms of workability due to the small amount of transformation to the hard phase, but there is a problem in that welding workability deteriorates as the amount of alloy added as an alloying element of the flux increases to secure low temperature toughness. . Therefore, it is preferable that the minimum of W FC is 0.5, and a more preferable minimum may be 0.505.
  • the upper limit of W FC is preferably 4.5, more preferable upper limit may be 4.0, and even more preferable upper limit may be 3.5.
  • the microstructure of the cold rolled steel sheet according to the present invention contains 93 to 98% of ferrite in an area fraction, and includes 2 to 7% of acicular bainite and cementite in total.
  • the ferrite fraction is preferably 93 to 98%, more preferably 93.5 to 97.5%.
  • the hard bed needles bainite and cementite should be controlled in the sum of 2-7%. If the total is less than 2%, there is a problem that the thickness of the flux cored wire increases as the rigidity is lowered, and if it is more than 7%, the workability is deteriorated. Therefore, it is preferable that the total of bainite and cementite is 2 to 7%, and more preferably 2.5 to 6.5%.
  • the cold rolled steel sheet according to the present invention has a yield strength of 200 ⁇ 300MPa, the elongation may be more than 40%. By satisfying such physical properties, it can be preferably applied as a material for flux cored wire.
  • the yield strength is less than 200 MPa, there is a risk of buckling of the pipe. If the yield strength is more than 300 MPa, it is advantageous in terms of pressure resistance of the pipe, but there are problems such as deterioration in tubing due to strength increase and increase in manufacturing cost due to increased wear of the processing tool. .
  • the cold rolled steel sheet according to the present invention may have a weld segregation index of 0.15% or less.
  • the segregation index of the welded portion welded with the flux cored wire manufactured by using the cold rolled steel sheet according to the present invention may be expressed as a ratio of the area occupied by the segregation portion by the additive elements in the total area of the weld.
  • the segregation index of the weld is preferably 0.15% or less in order to prevent tearing due to segregation of the weld during secondary processing after welding.
  • the segregation index of the weld portion is increased by adding an element such as nickel (Ni) as the alloy element of the flux instead of the base material to secure low temperature toughness, but the cold rolled steel sheet according to the present invention In this case, the segregation index can be remarkably reduced to secure the weld segregation index of 0.15% or less.
  • Another aspect of the present invention provides a method for manufacturing a cold rolled steel sheet for flux cored wire, comprising: heating a slab having the above-described alloy composition to 1100 to 1300 ° C .; Hot rolling the heated slab to a finish hot rolling temperature of 880 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Winding the hot rolled steel sheet in a temperature range of 550 to 700 ° C; Cold rolling the wound hot rolled steel sheet at a reduction ratio of 50 to 85% to obtain a cold rolled steel sheet; And continuously annealing the cold rolled steel sheet.
  • the slab having the alloy composition described above is heated to 1050-1300 ° C. This is to smoothly perform the subsequent hot rolling process, and to homogenize the slab.
  • the slab heating temperature is less than 1050 °C, there is a problem that the load increases rapidly during the subsequent hot rolling, while exceeding 1300 °C not only increases the energy cost, but also increases the amount of surface scale can lead to material loss have.
  • the heated slab is hot rolled to a finish hot rolling temperature of 880 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finish rolling temperature is less than 880 ° C
  • the crystal grains rapidly progress, leading to a decrease in hot rolling and workability.
  • finish rolling temperature is higher than 950 ° C
  • uniform hot rolling is not performed throughout the thickness, so that grain refinement is insufficient, resulting in a drop in impact toughness due to grain coarsening.
  • the hot rolled steel sheet is wound in a temperature range of 550 ⁇ 700 °C.
  • the cooling of the hot rolled steel sheet before winding after hot rolling may be performed in a run-out table (ROT).
  • ROT run-out table
  • the formation behavior of low temperature precipitates is different due to the widthwise temperature unevenness during cooling and holding, thereby causing material variation, which adversely affects workability.
  • the coiling temperature is higher than 700 °C, as the structure of the final product is coarse, there is a problem that the surface material softening and deterioration.
  • the wound hot rolled steel sheet is cold rolled at a reduction ratio of 50 to 85% to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the rolling reduction is less than 50%, it is difficult to secure a uniform material such as local tissue growth due to low recrystallization driving force. Also, considering the thickness of the final product, it is necessary to lower the thickness of the hot rolled steel sheet so that hot rolling workability is achieved. There is a problem that makes it significantly worse. On the other hand, if the reduction ratio is more than 85%, the material is hardened, which causes not only cracking during drawing, but also a problem of lowering cold rolling workability under load of the rolling mill.
  • the reduction ratio is preferably 50 to 85%, and more preferably 65 to 80%.
  • the method may further include pickling the hot rolled steel sheet wound before cold rolling.
  • the cold rolled steel sheet is continuously annealed to secure workability and rigidity.
  • the target strength and workability are ensured by performing strain removal annealing from the state where the strength is increased by the deformation introduced in cold rolling.
  • the continuous annealing can be carried out in a temperature range of 700 ⁇ 850 °C.
  • the annealing temperature of less than 700 ° C. since the deformation is not sufficiently removed, workability is remarkably inferior.
  • the annealing temperature of more than 850 °C may cause a problem in the flowability of the continuous annealing furnace due to high temperature annealing.
  • the continuously annealed cold rolled steel sheet can be cooled at a cooling rate of 30 ⁇ 60 °C / sec. If the cooling rate is higher than 60 °C / sec, a large amount of needle bainite and cementite may be produced, it may act as a factor of breakage during pipe and drawing process, if the cooling rate is less than 30 °C / sec depending on the material softening This is because the stiffness may be reduced, so that the thickness of the flux cored wire may increase.
  • the segregation index of the welded portion welded with the low temperature toughness flux cored wire manufactured using the cold rolled steel sheet was measured and described in Table 3 below.
  • the flux composition was set so that the Ni content was 1.5% of the total alloying components of the flux cored wire.
  • a wire of 1.4 mm diameter was manufactured and a voltage of 29 V and a current of 150 to 180 A using a laboratory pilot welder were used.
  • the welding speed is the result of welding test on ship's steel strip under the condition of 14cm per minute.
  • Yield strength and elongation shown in Table 3 are indicated by “O” when the yield strength in the range of 200 ⁇ 300MPa, the elongation of 40% or more, and the segregation index meet the respective target criteria of less than 0.15%, respectively. If not, it is indicated by "X".
  • the machinability was expressed as "bad” when processing defects such as tearing occurred in drawing cold-rolled steel sheet at 45% cross-sectional reduction rate, and "good” when no processing defects occurred.
  • Inventive Examples 1 to 9 satisfying both the alloy composition and the manufacturing conditions presented in the present invention satisfied the yield strength of 200 ⁇ 300MPa and the elongation of 40% or more, which is the target material standard, and the drawing workability and the mail order were good.
  • the segregation index of the welded part was less than 0.15%, so that no tearing or cracking of the welded part occurred during the secondary processing, thereby ensuring excellent workability.
  • Figure 1 taken the microstructure of the invention example 2, by satisfying the alloy composition and manufacturing conditions of the present invention it was possible to secure the microstructure of the present invention.
  • Comparative Examples 1 to 4 but the alloy composition proposed in the present invention was satisfied, but the manufacturing conditions did not satisfy the high yield strength, inferior elongation, and it can be confirmed that the drawability is also poor.
  • Comparative Examples 1 and 2 also had a poor flow through, in the case of Comparative Example 1 the microstructure was formed of deformed grains, that is, non-recrystallized ferrite (deformed ferrite), in the case of Comparative Example 2 except for 42.3% It was observed as a lip.
  • Comparative Examples 5 to 10 are cases in which the manufacturing conditions presented in the present invention are satisfied, but the alloy composition is not satisfied. In all cases, the material material and the weld segregation index were not satisfied, so that tearing or cracking occurred during drawing of the wire and secondary processing of the weld.
  • the segregation of welds can be significantly improved through the control of alloy composition and manufacturing conditions, and other flux element contents can be increased by reducing the Ni content in the flux.
  • the characteristics of the cold rolled steel sheet for flux cored welding could be secured. Therefore, in the case of using the cold rolled steel sheet of the present invention, it is possible to reduce the Ni content in the flux, which is a factor of the increase of the process cost, and to reduce the occurrence of weld cracking as the segregation in the weld is remarkably reduced, and to ensure stable workability of the product. As it is possible to reduce the occurrence of material deviation of products, it was effective in terms of cost reduction and workability improvement.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Nonmetallic Welding Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.01~0.15%, Mn: 0.1~0.5%, Si: 0.05% 이하(0%는 제외), P: 0.0005~0.01%, S: 0.008% 이하(0%는 제외), Al: 0.005~0.06%, N: 0.0005~0.003%, Ni: 0.5~2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 페라이트를 93~98% 포함하고, 침상 베이나이트와 세멘타이트를 그 합계로 2~7% 포함하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판에 관한 것이다.

Description

플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
용접봉용 소재의 경우 다양한 사용 용도에 대응하기 위하여 강판 및 Flux재가 복합적으로 개발, 적용되고 있다. 대표적인 용도로는 내마모성이 우수한 고Mn강의 용접 부재, 극저온에서의 인성이 우수한 극저온용 용접부재, 방진성능이 우수한 방진강용 용접 부재 등 다양한 특수 목적용 용접부재의 개발이 이루어지고 있다. 이에 따라 이들 특수 용접용강에 부합하는 용접봉용 소재도 개발이 진행되고 있다.
일반적인 용접 방법 중 용접 생산성이 가장 높고 다양한 위치의 용접이 용이한 용접 방법으로는 플럭스 코어드 용접 (FCW, Flux Cored Welding) 법이 있다. 이 용접 방법에 사용되는 용접 재료는 플럭스 코어드 와이어 (Flux Cored Wire)로서, 이는 일반 냉연강판을 인발한 스트립(Strip)을 U자형으로 가공하고, 가공된 U자관에 무게 비로 약 5~50% 수준의 용접 작업성 확보를 위한 플럭스 성분과 용접봉의 사용 용도에 적합한 특성을 확보하기 위해 목적에 따라 망간(Mn), 니켈(Ni) 등의 합금원소를 분말 형태로 혼합하여 첨가한 후 원형의 용접봉용 소재를 제조하게 된다.
이때 분말 형태로 첨가되는 코어 내 합금 성분의 종류 및 첨가량 변화를 통해 용접봉 소재에 요구되는 다양한 특성을 확보하게 된다. 이에 따라 극저온용 용접부재와 같이 저온인성이 요구되는 용접 부재를 생산하기 위해서는 플럭스내 첨가되는 합금원소로써 저온 인성을 개선하기 위한 원소들을 와이어 코어부에 별도로 장입하여야 한다.
한편, 플럭스 코어드 와이어 제조를 위해 사용되는 코어를 둘러싼 와이어용 냉연 강재는 일반적으로 합금 원소가 많이 첨가되지 않는 일반 탄소강이 사용되며, 일부 특수 용도에서는 스테인리스강이 사용되고 있다.
일반 탄소강 베이스의 와이어용 강재는 연신율이 우수하여 인발시 강재의 찢어짐 현상이 발생하지 않고 또한 가공경화 정도도 낮아 성형에서부터 최종 와이어 제조까지 별도의 열처리 공정을 거치지 않고 연속 제조가 가능하다는 장점 때문에 많은 용도에 널리 적용되고 있다. 그러나 이 같은 탄소강 용접강재는 저합금강으로써 용접봉의 특성을 확보하기 위해서는 와이어 내부에 충진하는 플럭스 및 코어내 합금원소의 첨가가 필요하지만, 용접 작업성을 확보하기 위해서는 기본적으로 플럭스 첨가량이 적정화가 필요하므로 코어 내 합금원소를 상향시키는데는 한계가 있는 것이 사실이다. 즉, 와이어 강재의 중심 부위에 다량의 산화제 (Ti, Mn, Zr, Al 등), 슬래그 형성제 (TiO2, SiO2, Al2O3, ZrO2, MnO 등), 아크 안정제 (K, Na 등) 및 합금성분 (Si, Mn, Ni, Zr, Cr 등) 등이 모두 첨가되어야 하나 와이어 강재에 플럭스를 포함하여 대략 30~60%의 용적량을 충진하는 것이 한계이며 충진되는 분말에 따라 차이는 있지만 무게 비로는 약 15~25% 수준이 한계로 알려져 있다. 이런 경우 특성을 확보하기 위한 합금 원소의 함량이 증가하게 되면 플럭스 성분 등이 제한되어 안정적인 용접 특성을 확보 하기가 어렵게 되는 문제점이 있다. 또한 이들 합금원소들은 분말 형태로 첨가됨에 따라 용접 작업시 용융된 코어 성분이 용접부 편석을 일으켜 용접 불량의 요인으로도 작용하는 문제점도 있었다.
스테인리스강을 활용한 용접 와이어용 강재의 경우에는 근본적으로 일반 탄소강에 비하여 소강 성분 중에 존재하는 니켈(Ni)이나 크롬(Cr) 등의 합금 원소의 양이 많으므로, 플럭스와 함께 첨가되는 코어 합금원소의 첨가량을 줄일 수 있지만 기본적으로 고합금재 이기 때문에 원판 소재 가격이 높아 특수 용도 등에만 적용하고 있는 현실이다. 뿐만 아니라 이들 스테인리스 용접 원판의 경우에는 용접봉 와이어 가공시 가공경화에 의해 단선이 발생할 우려가 높아 제조 공정간에 별도로 풀림 열처리를 실시하여야 하는 문제점도 있어 제조 원가의 상승 요인으로 작용하였다.
현재 가공성, 특히 인발 가공성 및 저온 인성이 요구되는 극저온용 용접 와이어용 강재로는 일반 탄소강을 활용하여 조관 후 플럭스의 장입시 저온 인성을 확보하기 위해 고가의 합금 원소들을 고순도 분말 형태로 조제하여 다른 플럭스 성분들과 함께 투입함으로써 저온 인성을 개선하고 있지만, 이 경우에도 첨가되는 합금 분말이 고순도로 고가일 뿐만 아니라 투입량이 많음에 따라 용접 안정성을 확보하기 위한 플럭스 성분들의 첨가 조건에 제약이 따르는 문제점이 있었다. 또한 이때 첨가되는 고가의 합금 원소들이 플럭스 내에서 편석 현상을 일으켜 용접 작업성을 열화시키는 문제점도 있었다.
예를 들어, 특허문헌 1에서는 플럭스 코어드 와이어용 강판을 제조하기 위한 방법으로서, Mn: 1.4~2.4%, Si: 0.2~0.4%, Ni: 2.8~6.4% 를 함유하는 강에 Cr, Mo, Ti 등을 첨가함으로써 충격 인성 및 강도 특성이 우수한 용접봉용 강을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 1은 고가의 합금원소를 많이 첨가하기 때문에 제조원가가 상승하는 문제점이 있으며, 또한 합금원소 첨가에 의해 고강도는 확보할 수 있으나, 연성이 낮아 인발 가공성을 확보하기는 어려운 문제점이 있다.
또한, 특허문헌 2에서는, 플럭스 원료에 Ti, Mg 등을 첨가 함으로써 용융 금속의 탈산 반응을 촉진하여 용접 결함을 저감하는 기술을 개시하고 있다. 그러나 용융 금속의 탈산 효과를 충분히 얻기 위해서는 플럭스 중에 많은 합금 원소를 첨가할 필요가 있으나, 이와 같이 많은 합금 원소를 플럭스에 첨가하게 되면 용접시 미세한 입자가 주위로 튀어 나가는 스패터(spatter) 현상이 많이 발생하는 등 용접 작업성이 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 극저온용 환경에서 저온 인성이 우수한 용접부를 얻을 수 있으며, 용접 작업성 및 인발 가공성이 우수한 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제2006-107910호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 소60-46896호
본 발명의 일 측면은 용접 작업성 및 인발 가공성이 우수한 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.01~0.15%, Mn: 0.1~0.5%, Si: 0.05% 이하(0%는 제외), P: 0.0005~0.01%, S: 0.008% 이하(0%는 제외), Al: 0.005~0.06%, N: 0.0005~0.003%, Ni: 0.5~2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 페라이트를 93~98% 포함하고, 침상 베이나이트와 세멘타이트를 그 합계로 2~7% 포함하는 저온 인성이 우수한 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.01~0.15%, Mn: 0.1~0.5%, Si: 0.05% 이하(0%는 제외), P: 0.0005~0.01%, S: 0.008% 이하(0%는 제외), Al: 0.005~0.06%, N: 0.0005~0.003%, Ni: 0.5~2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 880~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 50~85%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계;를 포함하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 용접 작업성 및 인발 가공성이 우수한 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 발명예 2의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2는 비교예 6의 미세조직을 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
플럭스 코어드 와이어용 냉연강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판은 중량%로, C: 0.01~0.15%, Mn: 0.1~0.5%, Si: 0.05% 이하(0%는 제외), P: 0.0005~0.01%, S: 0.008% 이하(0%는 제외), Al: 0.005~0.06%, N: 0.0005~0.003%, Ni: 0.5~2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 페라이트를 93~98% 포함하고, 침상 베이나이트와 세멘타이트를 그 합계로 2~7% 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.01~0.15%
탄소(C)는 일반적으로 강의 강도 향상을 위해 첨가되는 원소이며, 용접 열영향부가 모재와 유사한 특성을 갖도록 하기 위하여 첨가하는 원소이다.
C 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, C 함량이 0.15% 초과인 경우에는 높은 강도 또는 가공 경화로 인해 인발 공정시 단선이 일어나는 등의 문제가 발생할 수 있다. 또한 용접 이음부의 저온 균열이 발생하거나 충격 인성이 저하할 뿐만 아니라 높은 경도로 인해 다수의 열처리를 행하여야 최종 제품으로 가공이 가능하다는 단점이 있다. 따라서, C 함량은 0.01~0.15%인 것이 바람직하며, 용접 열영향부의 특성 향상을 위해 보다 바람직하게는 0.02~0.13%일 수 있다.
Mn: 0.1~0.5%
망간(Mn)의 경우 고용강화 원소로서 강의 강도를 높이고 Ar3를 낮추어 열간 가공성을 향상시키는 역할을 한다. 다만, 과도한 첨가시에는 다량의 망간-설파이드(MnS) 석출물을 형성하여 강의 연성 및 가공성을 저해할 수 있다.
Mn 함량이 0.1% 미만인 경우에는 적열 취성의 발생 요인이 되고 오스테나이트의 안정화에 기여하기 어렵다. 반면에, Mn 함량이 0.5% 초과인 경우에는 연성이 저하되고 합금원소의 다량 첨가에 의한 원가 상승 및 중심 편석의 발생 요인이 되며, 인발 작업시 단선을 유발할 수 있다. 따라서, Mn 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.2~0.45%일 수 있다.
Si: 0.05% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 산소 등과 결합하여 강판의 표면에 산화층을 형성하여 표면 특성을 나쁘게 하고 내식성을 떨어뜨리는 요인으로 작용할 뿐만 아니라 용접금속내의 경질상 변태를 촉진하여 저온 인성을 저하하는 요인으로 작용하므로 그 첨가량을 0.05% 이하로 한정한다. 보다 바람직하게는 Si 함량은 0.04% 이하일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.02% 이하일 수 있다.
P: 0.0005~0.01%
인(P)은 강 중 고용원소로 존재하면서 고용강화를 일으켜 강의 강도 및 경도를 향상시키는 원소로서 일정 수준의 강성을 유지하기 위해서는 0.0005% 이상 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.01% 초과인 경우에는 주조시 중심 편석을 일으키고 연성이 저하되어 와이어 가공성을 열위하게 할 수 있다. 따라서, P 함량은 0.0005~0.01%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.001~0.009%일 수 있다.
S: 0.008% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중 Mn과 결합해 비금속 개재물을 형성하고 적열취성(red shortness)의 요인이 되므로 가능한 그 함량을 낮추는 것이 바람직하다. 또한, S 함량이 높은 경우 강판의 모재 인성을 저하시키는 문제점이 있으므로 S 함량은 0.008% 이하인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.007% 이하일 수 있다.
Al: 0.005~0.06%
알루미늄(Al)은 알루미늄 킬드강에서 탈산제 및 시효에 의한 재질 열화를 방지할 목적으로 첨가되는 원소이며 연성을 확보에 유리한 원소로서, 이러한 효과는 극저온일 때 보다 현저하게 나타난다.
Al 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Al 함량이 0.06% 초과인 경우에는 알루미늄-옥사이드(Al2O3)와 같은 표면 개재물이 급증하여 열간압연재의 표면 특성을 악화시키고 가공성이 저하될 뿐만 아니라 용접 열영향부 결정립계에 국부적으로 페라이트가 형성되어 기계적 특성이 저하될 수 있으며, 용접후에 용접 비드(bead) 형상이 나빠지는 문제점이 발생할 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.005~0.06%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Al 함량은 0.01~0.05%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.01~0.04%일 수 있다.
N: 0.0005~0.003%
질소(N)는 강 내부에 고용 상태로 존재하면서 재질 강화에 유효한 원소로서, 목표 강성을 확보하기 위해서는 0.0005% 이상의 첨가가 필요하다. 반면에N 함량이 0.003% 초과인 경우에는 시효성이 급격히 나빠질 뿐만 아니라 강 제조 단계에서 탈질에 따른 부담을 증가시켜 제강 작업성이 악화되는 문제점이 있다. 따라서, N 함량은 0.0005~0.003%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 N 함량은 0.001~0.0027%일 수 있다.
Ni: 0.5~2.0%
니켈(Ni)은 연성을 향상시켜 인발 가공성을 향상시키는데 효과적일 뿐만 아니라 극저온에서도 안정된 조직을 형성하여 저온 인성 개선을 위해 필요한 원소이다. 강판이 아닌 플럭스 성분으로 Ni을 첨가하는 경우에는 Ni을 고순도의 분말 형태로 제조하여야 하기 때문에 Ni을 강판의 성분으로 첨가하는 것이 비용적으로 유리한 효과가 있다. 또한, 용접봉에 플럭스로써 첨가할 수 있는 분율은 한정되어 있으므로 Ni을 강판의 성분으로 첨가함으로써 용접성에 영향을 주는 다른 플럭스 원소의 양을 증가시킬 수 있어 용접성 등을 향상시킬 수 있다.
Ni 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Ni 함량이 2.0% 초과인 경우에는 강도 상승에 의해 인발 가공성이 열위해질 수 있으며, 표면 결함을 유발할 수 있고, Ni은 고가의 원소이므로 제조 원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서 Ni 함량은 0.5~2.0%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 Ni 함량은 0.6~1.8%일 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이때, 상기 각 원소 함량의 범위를 만족할 뿐만 아니라, 하기 관계식 1로 정의되는 WFC가 0.5~4.5일 수 있다. 단, 하기 관계식 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
관계식 1: WFC=(25*C+0.4*Mn+26*Al)*Ni
상기 관계식 1은 용접 작업성 및 인발 가공성에 미치는 각 원소들의 상관관계를 고려하여 설계한 것이다.
WFC가 0.5 미만인 경우에는 상온 조직이 경질상으로의 변태량이 적어 가공성 측면에서는 유리하지만, 저온 인성을 확보하기 위해서는 플럭스의 합금 원소로 첨가되는 합금량이 증가함에 따라 용접 작업성이 열화되는 문제점이 있다. 따라서, WFC의 하한은 0.5인 것이 바람직하며, 보다 바람직한 하한은 0.505일 수 있다.
반면에, WFC가 4.5 초과인 경우에는 경한 변태 조직의 분율이 증가하여 조관 및 인발시 용접 부재의 파단이 일어나는 문제가 있을 뿐만 아니라 고가의 합금 원소를 다량 첨가함에 따라 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, WFC의 상한은 4.5인 것이 바람직하며, 보다 바람직한 상한은 4.0일 수 있고, 보다 더 바람직한 상한은 3.5일 수 있다.
본 발명에 따른 냉연강판의 미세조직은 면적분율로 페라이트를 93~98% 포함하고, 침상 베이나이트와 세멘타이트를 그 합계로 2~7% 포함한다.
페라이트 분율이 93% 미만인 경우에는 재질이 경화되어 조관 및 인발 가공시 파단의 요인으로 작용할 수 있고, 98%를 초과하는 경우에는 재질 연화에 따라 강성이 저하되기 때문에 플럭스 코어드 와이어의 두께가 상승하는 문제점이 있다. 따라서 페라이트 분율은 93~98%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 93.5~97.5%일 수 있다.
또한 경질상인 침상 베이나이트와 세멘타이트는 그 합계가 2~7%로 제어되어야 한다. 그 합계가 2% 미만인 경우에는 강성이 저하됨에 따라 플럭스 코어드 와이어의 두께가 상승하는 문제점이 있으며, 7% 초과인 경우에는 가공성이 열화되는 문제점이 있다. 따라서 베이나이트와 세멘타이트는 그 합계가 2~7%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 2.5~6.5%일 수 있다.
이때, 본 발명에 따른 냉연강판은 항복강도가 200~300MPa 이며, 연신율이 40% 이상일 수 있다. 이러한 물성을 만족함으로써 플럭스 코어드 와이어용 소재로 바람직하게 적용될 수 있다.
항복강도가 200MPa 미만인 경우에는 관의 좌굴 발생 우려가 있으며, 300MPa 초과인 경우에는 관의 내압특성 측면에서는 유리하나 강도 상승에 의한 조관성 저하 및 가공 툴의 마모도 증가에 따른 제조 원가 상승 등의 문제가 있다.
연신율이 40% 미만인 경우에는 조관 가공성이 나빠져 가공시 찢어짐과 같은 균열이 발생하는 문제점이 발생할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 냉연강판은 용접부 편석지수가 0.15% 이하일 수 있다.
보다 구체적으로는 본 발명에 따른 냉연강판을 이용하여 제조된 플럭스 코어드 와이어로 용접한 용접부의 편석지수를 의미한다. 용접부 편석지수는 용접부의 전체 면적에서 첨가원소들에 의한 편석부가 차지하는 면적의 비로 나타낼 수 있다.
용접부에 편석이 발생하는 경우 가공시 편석부에 응력이 집중되어 파단의 요인으로 작용한다. 용접 후 2차 가공시 용접부 편석에 의한 찢어짐을 방지하기 위해서는 용접부의 편석지수가 0.15% 이하인 것이 바람직하다.
종래의 플럭스 코어드 와이어에서는 저온 인성을 확보하기 위해 모재가 아닌 플럭스의 합금 원소로써 니켈(Ni) 등의 원소를 첨가함에 따라 용접부의 편석지수가 상승하는 문제가 발생하였으나, 본 발명에 따른 냉연강판을 이용한 경우에는 이와 같은 편석 요인을 현저히 감소시켜 용접부 편석지수를 0.15% 이하로 확보할 수 있다.
플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 880~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 50~85%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및 상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계;를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 갖는 슬라브를 1050~1300℃로 가열한다. 이는 후속되는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 슬라브를 균질화 처리 하기 위함이다.
슬라브 가열 온도가 1050℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 880~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 압연온도가 880℃ 미만인 경우에는 저온 영역에서 열간압연이 마무리됨에 따라 결정립의 혼립화가 급격히 진행되어 열간 압연성 및 가공성의 저하를 초래한다. 반면에, 마무리 압연온도가 950℃ 초과인 경우에는 두께 전반에 걸쳐 균일한 열간압연이 이루어지지 않아 결정립 미세화가 불충분하게 되어 결정립 조대화에 기인한 충격 인성의 저하가 나타날 수 있다.
권취 단계
상기 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 권취한다. 이때, 열간압연 후 권취 전 열연강판의 냉각은 런-아웃-테이블 (ROT, Run-out-table)에서 행할 수 있다.
권취 온도가 550℃ 미만인 경우에는 냉각 및 유지하는 동안 폭 방향 온도 불균일에 의해 저온 석출물의 생성 거동이 차이를 나타내어 재질 편차를 유발함으로써 가공성에 좋지 않은 영향을 준다. 반면에, 권취온도가 700℃ 초과인 경우에는 최종 제품의 조직이 조대화됨에 따라 표면 재질 연화 및 조관성을 악화시키는 문제점이 발생한다.
냉간압연 단계
상기 권취된 열연강판을 50~85%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다.
압하율이 50% 미만인 경우에는 재결정 구동력이 낮아 국부적인 조직 성장이 발생하는 등 균일한 재질을 확보하기 곤란할 뿐만 아니라, 최종 제품의 두께를 고려하면 열연강판의 두께를 낮추어 작업하여야 하므로 열간압연 작업성을 현저히 나쁘게 하는 문제점이 있다. 반면에 압하율 85% 초과인 경우에는 재질이 경화되어 인발시 균열의 원인이 될 뿐만 아니라, 압연기의 부하로 냉간압연 작업성을 저하시키는 문제점이 있다.
따라서 압하율은 50~85%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 65~80%일 수 있다.
이때, 냉간압연 전에 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
연속소둔 단계
가공성 및 강성을 확보하기 위하여 상기 냉연강판을 연속소둔한다. 냉간압연에서 도입한 변형에 의해 강도가 높아져 있는 상태로부터, 변형 제거 소둔을 실시함으로써 목표로 하는 강도 및 가공성을 확보하는 것이다.
이때, 상기 연속소둔은 700~850℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
700℃ 미만의 소둔 온도에서는 변형이 충분히 제거되지 않음에 따라 가공성이 현저히 떨어지는 문제점이 있다. 반면에 850℃ 초과의 소둔 온도에서는 고온 소둔에 따른 연속소둔로 통판성에 문제가 발생할 수 있다.
이때, 상기 연속소둔된 냉연강판을 30~60℃/sec의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 냉각속도가 60℃/sec 초과일 경우에는 침상 베이나이트와 세멘타이트가 다량 생산될 수 있어 조관 및 인발 가공시 파단의 요인으로 작용할 수 있고, 냉각속도가 30℃/sec 미만일 경우에는 재질 연화에 따라 강성이 저하될 수 있기 때문에 플럭스 코어드 와이어의 두께가 상승하는 문제점이 발생할 수 있기 때문이다.
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.
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 슬라브를 1250℃로 가열한 후, 하기 표 2에 기재된 제조조건에 따라 냉연강판을 제조하였다. 연속소둔 후 냉각속도는 40℃/sec로 하였다.
상기 냉연강판의 통판성, 항복강도, 연신율, 가공성 및 미세조직을 측정하여 하기 표 3에 기재하였다.
또한, 상기 냉연강판을 이용하여 제조된 저온인성용 플럭스 코어드 와이어로 용접한 용접부의 편석지수를 측정하여 하기 표 3에 기재하였다. 각각의 경우에 대하여 플럭스 코어드 와이어의 전체 합금 성분 중 Ni 함량이 1.5%가 되도록 플럭스 조성을 설정하였으며 직경 1.4mm의 와이어를 제조하여 실험실적 파일럿(Pilot) 용접기를 활용하여 전압 29V, 전류 150~180A, 용접속도는 분당 14cm의 조건으로 조선용 강대를 대상으로 용접 시험을 실시한 결과이다.
표 3에서 표시된 항복강도, 연신율은 각각 200~300MPa 범위의 항복강도, 40% 이상의 연신율 및 편석지수가 0.15% 미만의 각각의 목표 기준을 만족하면 "O"로 표시하였으며, 각각의 특성 기준을 만족하지 못하는 경우에는 "X"로 표시하였다.
또한, 가공성은 단면 감소율 45%로 냉연강판을 인발 가공시 찢어짐과 같은 가공 결함이 발생하면 "불량", 가공 결함이 발생하지 않으면 "양호"로 표시하였다.
통판성은 냉간 및 열간 압연시 압연 부하가 없고 연속소둔시 히트 버클 (Heat buckle)과 같은 결함이 발생하지 않으면 "O"로 표시하였으며, 압연 부하가 발생하거나 연속소둔시 히트 버클과 같은 결함이 발생한 경우 "X"로 표시하였다.
Figure PCTKR2017011122-appb-T000001
Figure PCTKR2017011122-appb-T000002
Figure PCTKR2017011122-appb-T000003
본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 9는 목표로 하는 재질 기준인 항복강도 200~300MPa와 연신율 40% 이상을 만족하였으며, 인발가공성 및 통판성이 양호하였다. 또한 용접부의 편석지수도 0.15% 미만으로 2차 가공시 용접부의 찢어짐이나 균열이 발생하지 않아 우수한 가공성을 확보할 수 있었다.
발명예 2의 미세조직을 촬영한 도 1에서 확인할 수 있듯이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족함으로써 본 발명의 미세조직을 확보할 수 있었다.
비교예 1 내지 4는 본 발명에서 제시한 합금조성은 만족하였으나, 제조조건을 만족하지 못한 경우로 항복강도가 높고 연신율이 열위하였으며 인발 가공성도 열위한 것을 확인할 수 있다. 또한 비교예 1 및 2의 경우에는 통판성도 불량하였으며, 비교예 1의 경우 미세조직이 변형립, 즉 재결정이 안된 페라이트(deformed ferrite)로 형성되었으며, 비교예 2의 경우 42.3%를 제외한 부분은 변형립으로 관찰되었다.
비교예 5 내지 10은 본 발명에서 제시한 제조조건은 만족하였으나, 합금조성을 만족하지 못한 경우이다. 모든 경우에 소재 재질 및 용접부 편석지수를 만족하지 못함에 따라 와이어의 인발 가공 및 용접부 2차 가공시 찢어짐 또는 균열이 발생하였다.
또한 통판성을 확보하지 못하거나(비교예 10), 항복강도가 본 발명에서 얻고자 하였던 200~300MPa 수준을 벗어나거나(비교예 5 및 비교예 7내지 10), 연신율 목표 수준을 만족 못함(비교예 6내지 10)에 따라 가공성과 저온 인성이 요구되는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판으로의 목표 특성을 만족할 수 없었다.
비교예 6의 미세조직을 촬영한 도 2를 보면, 페라이트가 98 면적%를 초과하여 형성되었음을 확인할 수 있다.
상기한 바와 같이 본 발명에 의하면 합금조성 및 제조조건의 제어를 통하여 용접부의 편석 발생을 현저히 개선함과 아울러 플럭스 내 Ni 함량 저감을 통해 다른 플럭스 원소 함량을 높일 수 있어 저온 인성 및 용접 작업성이 우수한 플럭스 코어드 용접용 냉연강판의 특성을 확보할 수 있었다. 그러므로 본 발명의 냉연강판을 이용하는 경우 공정비 상승의 요인이 되는 플럭스 내 Ni 함량을 줄일 수 있으며, 용접부내 편석을 현저히 감소함에 따라 용접부 균열 발생을 감소시킬 수 있을 뿐만 아니라, 제품의 안정적인 작업성 확보가 가능하므로 제품의 재질 편차 발생을 감소시킬 수 있어 원가 절감 및 작업성 개선 측면에서도 효과적이었다.
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. 중량%로, C: 0.01~0.15%, Mn: 0.1~0.5%, Si: 0.05% 이하(0%는 제외), P: 0.0005~0.01%, S: 0.008% 이하(0%는 제외), Al: 0.005~0.06%, N: 0.0005~0.003%, Ni: 0.5~2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로 페라이트를 93~98% 포함하고, 침상 베이나이트와 세멘타이트를 그 합계로 2~7% 포함하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 하기 관계식 1로 정의되는 WFC가 0.5~4.5인 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판.
    관계식 1: WFC=(25*C+0.4*Mn+26*Al)*Ni
    (단, 상기 관계식 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.)
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 항복강도가 200~300MPa 이며, 연신율이 40% 이상인 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 용접부 편석지수가 0.15% 미만인 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판.
  5. 중량%로, C: 0.01~0.15%, Mn: 0.1~0.5%, Si: 0.05% 이하(0%는 제외), P: 0.0005~0.01%, S: 0.008% 이하(0%는 제외), Al: 0.005~0.06%, N: 0.0005~0.003%, Ni: 0.5~2.0%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 880~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 550~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 50~85%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 및
    상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계;를 포함하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기 관계식 1로 정의되는 WFC가 0.5~4.5인 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법.
    관계식 1: WFC=(25*C+0.4*Mn+26*Al)*Ni
    (단, 상기 관계식 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.)
  7. 제5항에 있어서,
    상기 연속소둔은 700~850℃의 온도범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 냉간압연 전에 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 연속소둔된 냉연강판을 30~60℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판의 제조방법.
PCT/KR2017/011122 2016-10-11 2017-10-11 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법 WO2018070753A1 (ko)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201780062649.8A CN109804092B (zh) 2016-10-11 2017-10-11 药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法
JP2019519335A JP6811854B2 (ja) 2016-10-11 2017-10-11 フラックス入りワイヤ用冷延鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2016-0131475 2016-10-11
KR1020160131475A KR101795970B1 (ko) 2016-10-11 2016-10-11 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018070753A1 true WO2018070753A1 (ko) 2018-04-19

Family

ID=60385574

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2017/011122 WO2018070753A1 (ko) 2016-10-11 2017-10-11 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP6811854B2 (ko)
KR (1) KR101795970B1 (ko)
CN (1) CN109804092B (ko)
WO (1) WO2018070753A1 (ko)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102134310B1 (ko) * 2017-12-26 2020-07-15 주식회사 포스코 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
KR102112172B1 (ko) * 2018-06-01 2020-05-18 주식회사 포스코 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
KR102353730B1 (ko) * 2019-12-20 2022-01-19 주식회사 포스코 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
CN112760462A (zh) * 2020-12-17 2021-05-07 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种药芯焊丝用钢的制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20040050294A (ko) * 2002-12-10 2004-06-16 고려용접봉 주식회사 페라이트계 스테인리스강 용접용 플럭스 코어드 와이어
KR101033389B1 (ko) * 2011-01-04 2011-05-09 현대하이스코 주식회사 플럭스 코드 와이어용 강판 및 그 제조 방법
JP2012055899A (ja) * 2010-09-06 2012-03-22 Kobe Steel Ltd フラックス入り溶接ワイヤ及びこれを用いた肉盛溶接のアーク溶接方法
KR20130077072A (ko) * 2011-12-29 2013-07-09 현대하이스코 주식회사 강도 및 연신율이 우수한 플럭스 코드 와이어용 강판 및 그 제조 방법
KR101400600B1 (ko) * 2013-08-05 2014-05-27 현대제철 주식회사 저온충격인성이 우수한 용접봉용 ｐｏ 강판, 이를 이용한 해양플랜트용 ｆｃｗ 용접봉 및 그 제조 방법

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61253195A (ja) * 1985-04-30 1986-11-11 Daido Steel Co Ltd 溶接用フラツクス入りワイヤ
JPS6240996A (ja) * 1985-08-20 1987-02-21 Nippon Steel Corp 低温用鋼用潜弧ワイヤ
JPS632592A (ja) * 1986-06-19 1988-01-07 Kobe Steel Ltd 低合金耐熱鋼溶接用フラツクス入りワイヤ
JPH01294822A (ja) * 1988-05-23 1989-11-28 Sumitomo Metal Ind Ltd フラックス入りワイヤ用冷延鋼板の製造方法
JP2687006B2 (ja) * 1989-02-18 1997-12-08 新日本製鐵株式会社 耐火鋼用ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ
JP4467364B2 (ja) * 2004-06-14 2010-05-26 株式会社神戸製鋼所 溶接金属、溶接ワイヤ及びエレクトロスラグ溶接方法
JP5005309B2 (ja) * 2006-10-02 2012-08-22 株式会社神戸製鋼所 高張力鋼用ガスシールドアーク溶接フラックス入りワイヤ
JP5345770B2 (ja) * 2007-07-27 2013-11-20 株式会社神戸製鋼所 チタニヤ系フラックス入りワイヤ
KR100910493B1 (ko) * 2007-12-26 2009-07-31 주식회사 포스코 저온 ｃｔｏｄ특성이 우수한 플럭스 코어드 아크용접금속부
CN101224527B (zh) * 2008-02-04 2010-09-29 湘潭大学 高硬度铁素体不锈钢耐磨堆焊药芯焊丝
JP5157606B2 (ja) * 2008-04-10 2013-03-06 新日鐵住金株式会社 フラックス入りワイヤを用いた高強度鋼のｔｉｇ溶接方法
KR20140084654A (ko) * 2012-12-27 2014-07-07 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 초고강도 플럭스 코어드 아크 용접이음부
CN103276287B (zh) * 2013-06-08 2015-09-16 济钢集团有限公司 一种高拉延性能药芯焊丝用冷轧钢带及其制造方法
CN103436778B (zh) * 2013-08-23 2015-09-30 首钢总公司 具有低温韧性药芯焊丝用冷轧带钢及其生产方法
CN104741834B (zh) * 2015-03-06 2017-07-28 西安理工大学 一种用于x90管线钢焊接的药芯焊丝及其制备方法
CN104946970A (zh) * 2015-06-09 2015-09-30 唐山钢铁集团有限责任公司 细直径管状药芯焊丝用钢的生产方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20040050294A (ko) * 2002-12-10 2004-06-16 고려용접봉 주식회사 페라이트계 스테인리스강 용접용 플럭스 코어드 와이어
JP2012055899A (ja) * 2010-09-06 2012-03-22 Kobe Steel Ltd フラックス入り溶接ワイヤ及びこれを用いた肉盛溶接のアーク溶接方法
KR101033389B1 (ko) * 2011-01-04 2011-05-09 현대하이스코 주식회사 플럭스 코드 와이어용 강판 및 그 제조 방법
KR20130077072A (ko) * 2011-12-29 2013-07-09 현대하이스코 주식회사 강도 및 연신율이 우수한 플럭스 코드 와이어용 강판 및 그 제조 방법
KR101400600B1 (ko) * 2013-08-05 2014-05-27 현대제철 주식회사 저온충격인성이 우수한 용접봉용 ｐｏ 강판, 이를 이용한 해양플랜트용 ｆｃｗ 용접봉 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2019534382A (ja) 2019-11-28
JP6811854B2 (ja) 2021-01-13
CN109804092B (zh) 2020-10-20
CN109804092A (zh) 2019-05-24
KR101795970B1 (ko) 2017-11-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2015174605A1 (ko) 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2018070753A1 (ko) 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
WO2016104975A1 (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2018074887A1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
WO2017171366A1 (ko) 항복강도와 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
WO2015099222A1 (ko) 용접성 및 버링성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
WO2018117767A1 (ko) 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2018117450A1 (ko) 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법
WO2018117766A1 (ko) 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2017111524A1 (ko) 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2016104883A1 (ko) 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2017111345A1 (ko) 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2019124814A1 (ko) 수소유기균열 저항성 및 길이방향 강도 균일성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2018117466A1 (ko) 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법
WO2021125790A2 (ko) 가공용 주석 도금원판 및 그 제조방법
WO2019132179A1 (ko) 고강도 고인성 열연강판 및 그 제조방법
WO2017086745A1 (ko) 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2017111303A1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
WO2019009636A1 (ko) 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
WO2021112488A1 (ko) 내구성이 우수한 후물 복합조직강 및 그 제조방법
WO2018110850A1 (ko) 충격인성이 우수한 고강도 선재 및 그 제조방법
WO2023113532A1 (ko) 용접성이 우수한 냉연강판 및 이의 제조 방법
WO2023224200A1 (ko) 용접성이 우수한 초고강도 아연도금강판 및 그 제조방법
WO2022045648A1 (ko) 용접부 충격 인성이 우수한 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: 17860848

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019519335

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17860848

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1