WO2021221393A1 - 기가급 용접부를 얻을 수 있는 용접용 와이어, 이를 이용하여 제조된 용접구조물 및 그 용접방법 - Google Patents

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steel sheet
shielded arc
arc welding
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배규열
정홍철
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Definitions

  • the present invention relates to a welding wire applicable to gas shield arc welding of galvanized giga steel having a tensile strength of 1 GPa or more and a thickness of 6 mm or less applied to structural members of the lower body of an automobile, a welded structure manufactured using the same, and a welding method thereof it's about
  • Chassis parts which are important for automobile driving performance, also require the application of high-strength steel for weight reduction in accordance with this principle.
  • the angle (toe angle) of the end of the bead which is mainly a stress concentration part.
  • the demand for rust prevention for penetration corrosion prevention is increasing due to the thinning of the material due to the high strength and light weight of parts, and the adoption of plated steel is increasing. Because it does not exist, it has a limit in that the corrosion resistance after painting is inferior compared to the base material.
  • Patent Document 1 it is disclosed that the blowhole and slag area ratio of the welding part can be controlled within 10%, respectively, through appropriate control of the Si, Mn, Ti and Al contents of the gas-shielded arc welding wire, but the actual high-strength steel In this case, when the blowhole area ratio of the welded part exceeds 5%, the tensile strength and fatigue strength of the weld metal may be significantly reduced. A more sensitive issue arises.
  • Patent Document 2 discloses that it is possible to secure the tensile strength of the weld metal portion of 800 MPa or more by controlling the carbon equivalent of the gas-shielded arc welding wire to 0.8 to 0.9%, but a method for reducing blowholes and slag in the welding portion is not suggested.
  • Patent Document 3 discloses that by controlling the content ratio of Si and Mn of the gas shielded arc welding wire to an appropriate range, the formation of Si-based slag in the weld bead is suppressed to improve the paintability and porosity of the welded part.
  • the maximum strength of the weld is 540 MPa for general steel, and there is a limitation in not suggesting a method for securing the strength of the weld of giga steel with a tensile strength of 1 GPa or more.
  • Patent Document 4 discloses that the slag area ratio of the welding part can be controlled within 5% through appropriate control of the Si, Al, Ti, Al, Sb and S content of the gas shielded arc welding wire, but pits and blows in the plated steel welding part Hall reduction measures are not suggested.
  • a method for improving the strength of the welded part is suggested by adding an appropriate amount of B to the wire, but it has a limit in that the strength does not reach the 1GPa level or higher.
  • Patent Document 5 discloses that the total amount of Cr and Ni of the welding wire is controlled to 1% to 24%, so that the weld strength of the steel with a tensile strength of 980 MPa or higher is 90% or more compared to the base material, but slag reduction and porosity improvement of the welded part are improved It has a limitation that does not suggest a solution for it.
  • Patent Documents 1 to 5 does not sufficiently consider welding of a galvanized steel sheet having a tensile strength of 1 GPa or more and a coating amount per side of 20 to 120 g/m 2 , so as to secure sufficient strength and It was unclear whether slag reduction and porosity resistance were simultaneously secured.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 2015-0108930
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2016-0080096
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2019-0047388
  • Patent Document 4 International Patent Publication No. WO2019-124305
  • Patent Document 5 Korean Patent Publication No. 2019-0134703
  • the present invention relates to a welding wire applicable to gas shield arc welding of galvanized giga steel having a tensile strength of 1 GPa or more and a thickness of 6 mm or less applied to structural members of the lower body of a vehicle, a welded structure manufactured using the same, and a welding method thereof is intended to provide.
  • the subject of this invention is not limited to the above-mentioned content.
  • the subject of the present invention will be understood from the overall content of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • One aspect of the present invention is
  • a Cu plating layer may be formed on the surface of the welding wire.
  • Cu constituting the Cu plating layer as a mass% of the entire wire including the plating layer, preferably has a content of 0.4% or less (excluding 0%), more preferably, limited to a content in the range of 0.1 to 0.3% will do
  • the welding wire is, by mass%, Cr: 4.2 to 4.9%, Mo: 0.45 to 0.48% and Mn: It is preferable to contain 1.65 to 1.75%, respectively.
  • the welding wire preferably includes a Si content in the range of 0.04 to 0.08%.
  • the welding wire may be a solid wire for gas shielded arc welding.
  • At least one of the welding base materials may be a galvanized steel sheet.
  • the galvanized steel sheet may be one of an electro-galvanized steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the base steel sheet constituting the galvanized steel sheet, in its own mass%, Cr: 0.2 to 0.9% and Mo: may contain one or more of 0.1 to 0.2%.
  • I, E, and ⁇ represent welding current [A], welding voltage [V], and welding speed (cm/min), respectively.
  • the welding wire may be a solid wire having a diameter of 0.9 to 1.2 mm.
  • the present invention having the above configuration, by reducing the slag area ratio and the blowhole area ratio of the gas shield arc welding part and the blowhole area ratio of Giga Steel with a tensile strength of 1 GPa or more and a thickness of 6 mm or less to 1% or less, separate pickling or brushing for removing slag from the welding part, etc. It is possible to omit the post-treatment process, and furthermore, it is possible to secure excellent paintability, thereby reducing the number of originals and improving the quality at the industrial manufacturing site.
  • Example 2 is a wire No. in Table 2 in Example 1 of the present invention.
  • Example 5 is the No. 5 of Table 4 in Example 2 of the present invention.
  • Example 7 (a-b) is a No. 7 wire and No. 7 wire in Table 4 in Example 2 of the present invention.
  • This is a diagram showing the change in the load at the weld (b) compared to the change in the load in the steel, which is the welding base material (a).
  • the present invention can reduce the slag area ratio and the blowhole area ratio of the weld to less than 1%, respectively, when gas-shielded arc welding for giga steel with a tensile strength of 1 GPa or more and a thickness of 6 mm or less, and without breaking the weld metal or molten line It has the characteristic that it is possible to secure the weld strength of 1 GPa or more.
  • the contents of Cr and Mo, which are reinforcing elements for strength improvement, and Si and Mn, which are deoxidation elements were determined above. It was confirmed that it is effective to control the X value defined by Relation 1 to satisfy the range of 0.7 to 1.1%.
  • the present inventors found that when the value of Relation 1 is used as a parameter, the X value has a great influence on weld slag, blowhole generation, and weld strength.
  • the X value has a great influence on weld slag, blowhole generation, and weld strength.
  • the present invention is presented by confirming that the strength of the weld can be secured at least 1 GPa without breaking the weld metal or the molten wire.
  • the welding wire which is an aspect of the present invention, by its own mass%, C: 0.08 to 0.15%, Si: 0.001% to 0.1%, Mn: 1.6 to 1.9%, P: 0.015% or less, S: 0.015% or less , Cr: 4.0 to 5.2%, Mo: 0.4 to 0.65%, the remainder including Fe and unavoidable impurities, and the value X defined by the above relation 1 satisfies the range of 0.7 to 1.1%.
  • the welding wire is not limited to a specific type of the wire, and it can be used for a solid wire or a flux-filled wire, and is preferably used as a solid wire. And it is preferable that the Cu plating layer is formed on the surface of the said welding wire.
  • C is a component that stabilizes the arc and acts to atomize the volume.
  • the C content is less than 0.08%, the volume becomes large, the arc becomes unstable, the amount of spatter is increased, and it may be difficult to secure sufficient strength of the giga-grade steel weld metal having a tensile strength of 1 GPa or more.
  • the C content exceeds 0.15%, the viscosity of the molten metal is lowered, so that the bead shape becomes defective, and the weld metal is excessively hardened, thereby increasing brittleness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the C content of the welding wire to 0.08 to 0.15%.
  • Si is an element (deoxidation element) that promotes deoxidation of molten metal during arc welding, and is effective in suppressing the occurrence of blowholes. It is also an element that causes paint defects.
  • the Si content is less than 0.001%, deoxidation becomes insufficient and blowholes are easily generated, and when the Si content exceeds 0.1%, slag increases remarkably. Therefore, the Si content of the solid wire for welding was made into the range of 0.001 to 0.1 % from the balance point of generation
  • Si content in the range of 0.04 to 0.08% is preferable in terms of being able to more effectively achieve both suppression of blowholes and suppression of slag amount.
  • Mn is also a deoxidation element, and has an effect of promoting deoxidation of molten metal during arc welding and suppressing the occurrence of blowholes, but on the other hand, it is also an element that increases the viscosity of molten metal.
  • the Mn content is less than 1.6%, deoxidation becomes insufficient within the appropriate range of the above-described Si content, and blowholes are likely to occur.
  • the Mn content exceeds 1.9%, the viscosity of the molten metal becomes excessively high, and when the welding speed is high, the molten metal cannot properly flow into the welding site, resulting in a humped bead, which tends to cause poor bead shape. lose Therefore, Mn content of the wire for welding was made into the range of 1.6 to 1.9%.
  • the Mn content be limited within the range of 1.65 to 1.75%.
  • Cr is a ferrite stabilizing element and is a hardening element that improves the strength of the weld metal.
  • the Cr content exceeds 5.2% there is a high risk of the formation of a ⁇ ferrite structure or the precipitation of chromium carbide in the structure, resulting in embrittlement of the weld metal, that is, a decrease in toughness.
  • limiting the Cr content in the range of 4.2 to 4.9% is preferable in terms of ensuring sufficient strength of the weld metal and suppressing embrittlement more effectively.
  • Mo is also a ferrite stabilizing element, and is a hardening element which improves the intensity
  • Mo content it is necessary to limit the Mo content in the range of 0.4 to 0.65% in order to secure sufficient strength of the giga-grade steel weld metal having a tensile strength of 1 GPa or higher.
  • the Mo content is less than 0.4%, it is difficult to obtain sufficient strength of a giga-grade steel weld metal having a tensile strength of 1 GPa or higher within the above-described appropriate component range, and if the Mo content exceeds 0.65%, the toughness of the weld metal may be reduced is getting bigger In addition, limiting the Mo content to the range of 0.45 to 0.48% is preferable in terms of ensuring sufficient strength of the weld metal and suppressing embrittlement more effectively.
  • P is an element that is generally incorporated as an unavoidable impurity in steel, and is usually included as an impurity in an arc welding wire.
  • P is one of the main elements which generate
  • S is also generally incorporated as an unavoidable impurity in steel, and is usually included as an impurity in solid wire for arc welding as well.
  • S is an element that inhibits the toughness of the weld metal, and it is preferable to suppress it as much as possible.
  • the S content exceeds 0.015%, the toughness of the weld metal deteriorates. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the S content of the welding wire to 0.015% or less.
  • the gas-shielded arc welding wire of the present invention it is important to control the content of Cr, Mo, Si, and Mn so that the X value defined by the following relation 1 satisfies the range of 0.7 to 1.1%.
  • the X value is less than 0.7%, it is difficult to secure sufficient strength of the weld metal as well as the porosity resistance and slag reduction effect of the giga-grade steel welded portion. Even if the slag reduction effect is satisfied, the weld metal is too brittle, and the weld metal or the molten wire may be susceptible to fracture, resulting in poor physical properties of the weld.
  • An impurity is a component contained in a raw material, or a component mixed in the process of manufacture, and refers to the component which is not intentionally contained in the welding wire.
  • the Cu plating layer is formed on the surface of the welding wire of this invention.
  • Cu is usually contained in about 0.02% as an impurity in the steel constituting the wire.
  • the arc welding wire of the present invention it is mainly derived from copper plating applied to the surface of the wire.
  • copper plating is an important surface treatment method for stabilizing wire feedability and conductivity, and when copper plating is performed, a certain amount of Cu may inevitably be contained.
  • the Cu content contained in the plating layer is preferably controlled to be 0.4% or less (excluding 0%) by mass% with respect to the entire wire including the Cu plating layer. If the content of Cu exceeds 0.4%, the crack susceptibility of the weld metal may increase. A more preferable Cu content that can more effectively reduce the crack susceptibility of the weld metal while stabilizing the feedability and conductivity of the wire is to be controlled in the range of 0.1 to 0.3%. When the Cu content is excessively low, the necessary wire feedability and conductivity may not be obtained.
  • the welded structure of the present invention is a welded structure having a welded portion obtained by welding two or more welding base materials using the welding wire, and the welded portion is, in area%, martensite 30-50%, bainite 50-70% and a microstructure consisting of residual austenite of less than 5%.
  • the average effective grain size is 1-3 ⁇ m
  • the high-hardness grain fraction of 47° or more is 35% or more.
  • the welding part of the present invention has a microstructure consisting of 30-50% martensite, 50-70% bainite, and residual austenite of 5% or less in area%.
  • the martensite fraction is excessive, the weld metal may be too hard to be sensitive to brittleness, and if it is too small, there is a problem that the strength of the weld metal may be insufficient.
  • bainite constituting a weld formed by low-temperature transformation at a temperature of 550° C. or less may include both upper bainite and lower bainite.
  • prior austenite there are many high-hardness grains that are inter-locking with each other. Therefore, when such lower bainite is mixed with martensite, toughness is relatively improved compared to when martensite is present alone. It works.
  • the microstructure constituting the weld portion has an average effective grain size of 1 to 3 ⁇ m, and a high-hardness grain fraction of 47° or more is controlled to be 35% or more. If the average effective grain size of the microstructure constituting the weld is less than 1 ⁇ m, there is a risk that the toughness of the weld metal may be insufficient. There is In addition, if the high-hardness crystal grain fraction of 47° or more is less than 35%, there is a problem in that the strength and toughness of the weld metal may be reduced.
  • the welding portion may have an average hardness of 370 to 400 Hv, and a tensile strength of 940 MPa or more, preferably, 1 GPa or more, which is 95% or more compared to the welding base material.
  • the microstructure characteristics of the weld metal improve the mechanical properties of the weld, and as described above, when a tensile load is applied, the weld metal or molten wire does not break, and in the case of sub-frames, which are front collision members, automobiles It is possible to secure sufficient strength and toughness to prevent fracture of the weld metal part even in a high-speed collision (high-speed tensile load applied) with an acceleration of 3.6 to 54 km/h.
  • the high-speed tensile strength of the welded portion may be 95% and 80% or more, respectively, compared to the base material at tensile speeds of 3.6 km/h and 54 km/h.
  • the welding part of the present invention can be obtained by welding two or more welding base materials using the welding wire.
  • the type or component composition of the steel sheet to be subjected to gas shielded arc welding using the welding wire is not particularly limited.
  • at least one of the welding base materials is a galvanized steel sheet, because when gas-shielded arc welding of the galvanized steel sheet is performed using the welding wire of the present invention, the effect becomes remarkable.
  • the use of the gas shielded arc welding wire of the present invention can reliably reduce blowholes.
  • the galvanized steel sheet may be one of an electro-galvanized steel sheet, a hot-dip galvanized steel sheet, and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the base steel sheet constituting the galvanized steel sheet in its own mass%, Cr: 0.2 to 0.9% and Mo: It is preferable to contain at least one of 0.1 to 0.2%.
  • the present invention is a method of gas-shielded arc welding of a welding base material using the welding wire, and 5 to 20% CO 2 is mixed with Ar as a protective gas during the welding, and the thickness of the welding base material is t ( mm), welding can be performed so that the range of the welding heat input Q (kJ/cm) defined by the following relation 2 satisfies 1.15t ⁇ Q ⁇ 1.6t.
  • I, E, and ⁇ represent welding current [A], welding voltage [V], and welding speed (cm/min), respectively.
  • the present invention is not particularly limited in the specific form (welding posture) of the welding, and may be applied, for example, to lap fillet welding in the form of an overlap joint or fillet welding of a T-joint.
  • the type of shielding gas to be used is not particularly limited, and 100% CO 2 gas, Ar+20CO 2 gas, Ar+10%CO 2 gas, Ar+5%CO 2 gas, Ar+2%O 2 gas, etc. are used. but it can be used as shielding gas, in particular, as a shielding gas, in the case of using the Ar + 5 ⁇ 20% CO 2 , can exert a remarkable effect of the present invention. That is, in the present invention, in order to secure a tensile strength of 1 GPa or more at the weld without breaking the weld metal or molten line, it is preferable to mix 5 to 20% of CO 2 with Ar as a protective gas during the welding.
  • the thickness of the welding base material is t (mm)
  • the range of the welding heat input Q (kJ/cm) defined by the relation 2 above satisfies 1.15t ⁇ Q ⁇ 1.6t. If the welding heat input Q value is less than 1.15t, there is a risk that the strength and toughness of the weld metal of giga-grade steel and the coarse grained heat affected zone may be insufficient. Conversely, if it exceeds 1.6t, , there is a problem that not only the insufficient strength of the weld metal and the decrease in the strength of the heat-affected zone of the weld become excessive, but also back bead and melt-out easily occur in the weld, resulting in a defect.
  • the welding wire may use a solid wire having a diameter of 0.9 to 1.2 mm, and the description of the welding base material is as described above.
  • the contents of Cr, Mo, Si and Mn are controlled so as to satisfy the above relation (1).
  • the Cr content in the welding wire relatively high within the range of 4.0 to 5.2%, and suppressing the Si content as low as 0.001 to 0.1%, it is possible to secure sufficient strength of the welded portion, reduce slag and secure porosity at the same time.
  • a wire was prepared by annealing after being fresh at room temperature through hot rolling. Then, a Cu plating layer was formed on the surface of the wire, and at this time, the copper content was plated in a range of 0.15 to 0.36% by mass% with respect to the entire wire including the plating layer. Then, the copper-plated wire was wire-drawn, and a solid wire for welding with a diameter of 0.9 to 1.2 mm was manufactured.
  • the zinc or zinc alloy plated steel sheet used is that the base steel sheet is galvanized on both sides, the thickness of the base steel sheet is 2.0 mm, and the plating amount is 100 g/m 2 and 45 g/ m 2 .
  • the bead surface and RT photo were taken for the bead of the central 50mm length excluding the part from the beginning and the end 50mm of the weld bead 150mm. Burns were taken. Then, the slag and blowhole sites were marked, the sum of the areas of the marked sites was calculated, and the slag area ratio was calculated from the following relational expression 3 from the total image area.
  • Slag (or blowhole) area ratio (%) [Sum of slag (or blowhole) site area/total image area] ⁇ 100
  • the reference value of the slag area ratio was 1%, and the case of 1% or less was evaluated as ⁇ (pass), and the others were evaluated as X (failed). This is to completely omit post-slag removal post-treatment processes such as separate pickling or mechanical abrasive brushing (both pickling and brushing if necessary) after welding to improve paint adhesion and corrosion resistance after painting when manufacturing parts. It is a set of goals for
  • the reference value of the blowhole area ratio was evaluated as ⁇ (pass) when it was 1% or less based on the ISO 5817 standard, and X (failed) was evaluated otherwise.
  • ⁇ pass
  • X failed
  • the low-speed (3.6 km/h) and high-speed (54 km/h) conditions that is, the tensile speeds of 1 m/s and 15 m
  • a high-speed tensile test was performed on the weld specimen under the condition of /s to confirm the fracture location.
  • the maximum load value at this time was compared with the physical properties of the steel.
  • the case where no fracture occurred in the weld metal and the maximum load value of the welded part under high-speed conditions was 80% or more compared to the base material was evaluated as ⁇ (pass), and the others were evaluated as X (failed). When these criteria are satisfied, it was judged that the robustness of the welding part can be sufficiently secured in the high-speed collision situation of front parts of automobiles.
  • wire No. In 24-31 the value of X largely deviated from the range of 0.7 to 1.1%, and as a result, as shown in Tables 2 and 3, wire No. It did not meet the criteria in all items except for the average hardness ⁇ determination of weld metal parts in No. 31.
  • wire No. in the case of 32 the Si content was controlled to be 0.001 to 0.1% or less, and as shown in Table 3, the blowhole and slag area ratios were excellent, respectively, but as shown in Table 2, the average hardness of the weld metal was Vickers. With a hardness of 320, it was too low compared to the base material of steel, so the tensile strength of the weld was much lower than that of the base material, and the fracture value was also a weld metal part, so it did not meet the standards.
  • wire No. In 33-37 the X value does not satisfy the above-mentioned appropriate range, so that the average hardness value of the weld metal part exceeds 400, and the Si content also exceeds 0.1%. It can be seen that both the blowhole and slag area ratio do not meet the standards. In particular, some of them show the result of breaking at the molten line during tension, confirming that the brittleness of the weld metal part is increased.
  • the content of Si is out of the range of 0.001 to 0.1%, and the above-described X value is also out of the range of 0.7 to 1.1% of the wire No.
  • the blowhole area ratio was greatly increased.
  • the Si and X values satisfies the appropriate range of the present invention. It can be seen that in the case of the welds obtained using 5, 7, and 12, very good results can be obtained in which the blowhole area ratio is within 1%.
  • M stands for martensite
  • B stands for bainite
  • ⁇ stands for retained austenite.
  • the steel No. refers to the steel No. in Table 1
  • the wire No. refers to the wire No. in Table 2.
  • the steel materials of Table 4 were welded by overlap joint welding to obtain a weld metal.
  • the steel was a galvanized steel sheet with zinc plated on the surface, and a thickness of 2.0 mm was used.
  • specific welding conditions during this welding were the same as in Example 1, and only the welding heat input was applied differently as shown in Table 4 above for each wire and steel material combination.
  • the tensile strength of each weld metal obtained by applying different welding heat input as described above was measured and shown in Table 4, and microstructure characteristics of the weld metal were also measured and shown in Table 4 above.
  • the tensile strength is measured by processing three tensile specimens according to JIS-5 standard from the welded specimens of the overlap joint at the center of the bead, and installing an extensometer under the condition of a tensile speed of 10 mm/min. It was set as the average value of each measurement value obtained afterward.
  • microstructure of the welding part was measured from the result of performing Lepera etching on the weld metal part, taking an optical picture, and analyzing each low-temperature transformation phase divided by color difference, and the average effective grain size and 47 ⁇
  • the fraction of the above high-hardness grains was also measured through EBSD analysis.
  • the invention examples in which the Q value according to Relation 2 satisfies the range of 2.3 ⁇ 3.2 kJ / cm based on the thickness of the steel sheet base material of 2.0 mm obtained the result that the tensile strength of the weld exceeds 1 GPa, , the ratio of tensile strength to the base material of the welded part was 95-96%.
  • FIG. 4 is Table 4 No. 7 Wire and No. 1
  • FIG. 5 shows No. 5 in Table 4.
  • Figure 6 is Table 4 No. 7 Wire and No. 1
  • the slag area ratio of the weld bead is very reduced to less than 1% even when 20% of carbon dioxide gas is mixed as the shielding gas, and accordingly, it can be confirmed that the paintability of the weld and the corrosion resistance after painting can be improved.
  • the maximum load ratio of the weld to the steel plate base material was very good at 95%, and the result was confirmed that fracture did not occur in the weld metal or molten line, and high-speed collision (54 km/h) /h), the maximum load ratio of the welded part to the steel plate base material is 82%, and it can be confirmed that the welded part load ratio can be secured by 80% or more without breaking the weld metal even in this case.

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Abstract

기가급 용접부를 얻을 수 있는 용접용 와이어, 이를 이용하여 제조된 용접구조물 및 그 용접방법이 제공된다. 본 발명의 용접용 와이어는, 와이어 전체에 질량%로, C : 0.08~0.15%, Si : 0.001%~0.1%, Mn : 1.6~1.9%, P : 0.015% 이하, S : 0.015% 이하, Cr: 4.0~5.2%, Mo : 0.4~0.65%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 값 X가 0.7~1.1% 범위를 만족한다. [관계식 1] X(%) = [Cr] / 10 + [Mo] - 4 x [Si] / [Mn]

Description

기가급 용접부를 얻을 수 있는 용접용 와이어, 이를 이용하여 제조된 용접구조물 및 그 용접방법
본 발명은 자동차 하체의 구조용 부재 등에 적용되는 인장강도 1GPa 이상 및 두께 6mm 이하의 아연도금 기가스틸 등의 가스 실드 아크 용접에 적용될 수 있는 용접용 와이어, 이를 이용하여 제조된 용접구조물 및 그 용접방법에 관한 것이다.
자동차 분야는 지구 온난화 문제 등 환경보호에 따른 연비규제 정책으로 차체 및 부품류의 경량화 기술 연구가 큰 이슈로 부상하고 있다. 자동차 주행 성능에 중요한 샤시부품류 또한 이러한 기조에 따라 경량화를 위한 고강도 강재 적용이 필요한 실정이다.
이러한 부품 경량화 달성을 위해서는 소재의 고강도화가 필수적이며, 반복적인 피로하중이 가해지는 환경에서 고강도강재로 제작된 부품의 내구성능 보증이 중요한 요소라 할 수 있다.
그런데 자동차 샤시부품 조립시 강도 확보를 위해 주로 이용되는 아크용접의 경우, 용접와이어의 용착에 의해 부품간 겹침이음 용접이 이루어지므로 이음부의 기하학적 형상 부여가 불가피하다. 이는 반복 피로응력 집중부(노치효과)로 작용하여 파단기점이 되어 결과적으로 부품의 내구성능 저하를 초래하므로 고강도 강재 적용의 잇점이 상실되는 한계를 지닌다.
따라서 용접부의 피로특성 향상을 위해서는 주로 응력집중부인 비드 끝단부의 각도(토우각)을 저감하는 것이 무엇보다 중요하며, 이와 더불어 토우부의 재질 및 응력을 제어하는 것이 중요한 요소라 할 수 있다. 또한, 전술한 바와 같이 부품류의 고강도 및 경량화 기조로 인한 소재의 박물화로 관통 부식 방지를 위한 방청성에 대한 요구가 증가하여 도금강재의 채용이 증가하고 있는 추세이나, 특히 아크용접부의 용접금속은 도금층이 존재하지 않아 모재 대비 도장후 내식성이 열위한 한계를 갖는다. 이에 따라, 자동차 주행시 가혹한 부식환경에서 도금강판으로 제작된 샤시부품 용접부의 조기 부식발생과 함께 피로특성 저하로 이어지는 문제가 있다. 한편 도금강재 가스 실드 아크 용접시 아연 등 증기 발생으로 인해 용접비드에 피트 및 블로우홀 형태의 기공결함이 다량으로 발생하여 용접부 강도 저하 우려가 있으며 이에 따라 용접 생산성 저하의 문제가 되고 있다. 또한 일반 미도금강재의 경우도 가스 실드 아크 용접시 용접비드에 생성되는 슬래그가 도장 불량을 야기하여 도장후 내식성 저하의 요인이 되므로 부품 제조시 용접후 슬래그 제거를 위한 산세 또는 브러싱과 같은 후처리 공정으로 인한 원가 상승이 발생하는 문제가 있다. 한편 전기차 시대를 대비하여 효과적인 경량화를 위해 강재의 인장강도가 1GPa 이상인 기가스틸 적용 확대가 전망되고 있으므로 용접부의 강도 확보가 중요한 선결 과제라 할 수 있다.
이러한 문제를 해결하기 위한 종래기술의 일예로 특허문헌 1에 기재된 발명을 들 수 있다. 상기 특허문헌 1에는, 가스 실드 아크 용접 와이어의 Si, Mn, Ti 및 Al 함량의 적정 제어를 통해 용접부의 블로우홀 및 슬래그 면적률을 각각 10% 이내로 제어할 수 있는 것을 개시하고 있으나 실제 고강도 강재의 경우 용접부의 블로우홀 면적률이 5%를 초과할 시 용접금속의 인장강도 및 피로강도의 현저한 저하가 발생할 수 있으며 특히 인장강도 1GPa 이상의 기가급 강재의 경우 블로우홀 발생에 따라 상대적으로 용접부 강도 저하에 보다 민감한 문제가 발생한다.
특허문헌 2에는 가스 실드 아크 용접 와이어의 탄소당량을 0.8 내지 0.9%로 제어하여 용접금속부의 인장강도를 800MPa 이상 확보할 수 있는 것을 개시하고 있으나 용접부 블로우홀 및 슬래그 저감 방안은 제시하지 않고 있다.
특허문헌 3에는 가스 실드 아크 용접 와이어의 Si, Mn의 함량비를 적정 범위로 제어함으로써 용접비드에 Si계 슬래그 생성을 억제하여 용접부의 도장성 및 내기공성을 향상시키는 것을 개시하고 있다. 그러나 상기 특허문헌 3에는, 용접부의 강도가 최대 540MPa로 일반 강재를 대상으로 하고 있으며 인장강도 1GPa 이상의 기가스틸의 용접부 강도 확보에 대한 방안은 제시하지 않는 한계를 갖는다.
특허문헌 4에는 가스 실드 아크 용접 와이어의 Si, Al, Ti, Al, Sb 및 S 함량의 적정 제어를 통해 용접부의 슬래그 면적율을 5% 이내로 제어할 수 있는 것을 개시하고 있으나 도금강재 용접부의 피트 및 블로우홀 저감 방안은 제시하지 않고 있다. 한편 와이어에 적정량의 B 첨가를 통해 용접부 강도 향상 방안을 제시하고 있으나 그 강도가 1GPa급 이상에 이르지 못하는 한계를 갖는다.
특허문헌 5에는 용접 와이어의 Cr 및 Ni의 합계량을 1% 내지 24%로 제어하여 인장강도 980MPa급 이상 강재의 용접부 강도가 모재 대비 90% 이상인 것을 개시하고 있으나, 용접부의 슬래그 저감 및 내기공성 향상을 위한 방안을 제시하지 않는 한계를 갖는다.
즉, 특허문허 1 내지 5에 개시되어 있는 발명은 인장강도 1GPa 이상 및 편면당 도금량이 20 내지 120g/m 2인 아연도금 강판의 용접에 대한 충분한 고려가 이루어지지 않아 기가스틸 용접부의 충분한 강도 확보와 함께 슬래그 저감 및 내기공성의 동시 확보 여부가 불분명하였다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 특허공개공보 2015-0108930호
(특허문헌 2) 대한민국 특허공개공보 2016-0080096호
(특허문헌 3) 대한민국 특허공개공보 2019-0047388호
(특허문헌 4) 국제특허 공개공보 WO2019-124305호
(특허문헌 5) 대한민국 특허공개공보 2019-0134703호
따라서 본 발명은 자동차 하체의 구조용 부재 등에 적용되는 인장강도 1GPa 이상 및 두께 6mm 이하의 아연도금 기가스틸 등의 가스 실드 아크 용접에 적용될 수 있는 용접용 와이어, 이를 이용하여 제조된 용접구조물 및 그 용접방법을 제공함을 목적으로 한다.
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 일측면은,
와이어 전체에 대한 질량%로, C : 0.08~0.15%, Si : 0.001%~0.1%, Mn : 1.6~1.9%, P : 0.015% 이하, S : 0.015% 이하, Cr: 4.0~5.2%, Mo : 0.4~0.65%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 값 X가 0.7~1.1% 범위를 만족하는 가스 실드 아크 용접용 와이어에 관한 것이다.
[관계식 1]
X(%) = [Cr] / 10 + [Mo] - 4 x [Si] / [Mn]
단, 관계식 1에서 [Cr], [Mo], [Si] 및 [Mn]은 각각의 원소의 질량%를 나타낸다.
상기 용접용 와이어의 표면에는 Cu 도금층이 형성되어 있을 수 있다.
상기 Cu 도금층을 이루는 Cu는, 도금층을 포함한 와이어 전체에 대한 질량%로, 0.4% 이하(0%는 제외)의 함량을 가지는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.1~0.3% 범위의 함량으로 제한하는 것이다.
상기 용접용 와이어는, 질량%로, Cr : 4.2~4.9%, Mo : 0.45~0.48% 및 Mn : 1.65~1.75%를 각각 함유함이 바람직하다.
상기 용접용 와이어는 Si 함량을 0.04~0.08%의 범위로 포함함이 바람직하다.
상기 용접용 와이어는 가스 실드 아크 용접용 솔리드 와이어 일 수가 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
상기 용접용 와이어를 이용하여 2 이상의 용접 모재를 용접함으로써 얻어지는 용접부를 갖는 용접구조물로서, 상기 용접부는, 면적%로, 마르텐사이트 30~50%, 베이나이트 50~70% 및 잔여 5% 이하의 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며, 그리고 상기 용접부를 이루는 미세조직은 평균 유효결정립의 크기가 1~3㎛이고, 그리고 47˚이상의 고경각 결정립 분율이 35% 이상인 것을 특징으로 하는 용접구조물에 관한 것이다.
상기 용접모재들 중 적어도 하나는 아연도금강판일 수가 있다.
상기 아연도금강판은 전기아연도금강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나일 수가 있다.
상기 아연도금강판을 이루는 소지강판은, 자체 질량%로, Cr: 0.2~0.9%와 Mo: 0.1~0.2% 중 1종 이상을 함유할 수 있다.
또한 본 발명의 또다른 측면은,
상기 용접용 와이어를 이용하여, 용접모재를 가스 실드 아크 용접하는 방법으로서, 상기 용접 시 보호가스로 Ar에 5~20%CO 2를 혼합하여 사용하고, 상기 용접 모재 두께를 t(mm)라고 할 때, 하기 관계식 2에 의해 정의되는 용접 입열량 Q(kJ/cm)의 범위가 1.15t ≤ Q ≤ 1.6t를 만족하도록 하여 용접하는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접 방법에 관한 것이다.
[관계식 2]
Q = (I × E) × 0.048 /υ
단, 관계식 2에서 I, E 및 υ는 각각 용접전류[A], 용접전압[V], 용접속도(cm/min)를 나타낸다.
상기 용접용 와이어는 직경이 0.9 내지 1.2mm인 솔리드 와이어일 수 있다.
상술한 구성의 본 발명에 의하면, 인장강도 1GPa 이상 및 두께 6mm 이하 기가스틸의 가스 실드 아크 용접부 슬래그 면적률과 블로우홀 면적률을 각각 1% 이내로 저감함으로써 용접부 슬래그 제거를 위한 별도의 산세 또는 브러싱 등의 후처리 공정을 생략할 수 있으며, 나아가 우수한 도장성을 확보할 수 있어 산업 제조현장에서 원감절감 및 품질향상을 도모할 수 있다.
또한 도금재 용접시에는 피트 및 블로우홀 결함을 효과적으로 방지할 수 있을 뿐만 아니라 용접금속 또는 용융선 파단 없이 용접부 강도 1GPa 이상 확보가 가능한 장점이 있다.
따라서 자동차 샤시부재 등과 같은 부품류의 고강도, 박물화에 따른 방청성 및 내구성 향상 니즈를 충족함으로써 기가스틸의 채용을 확대할 수 있는 산업적 의의를 가질 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예 1에서, 표 2의 와이어 No. 7을 이용하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접부 단면조직, 경도분포 및 정적 인장시험 후 파단부 단면조직을 나타내는 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예 1에서, 표 2의 와이어 No. 32를 이용하여 용접한 비교예[X(%) = 0.55, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접부 단면조직, 경도분포 및 정적 인장시험 후 파단부 단면조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1에서 표 2의 와이어 No 5,7,12,34 및 36을 이용하여 아연도금강판으로 겹치기 이음 용접하거나 합금화아연도금강판으로 겹치기 이음 용접을 실시한 후, 얻어진 각 용접부에 대한 RT(Radiographic Test)사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예 2에서, 표 4의 No. 7 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 3.2]로부터 얻어진 용접 금속의 EBSD 조직 사진 및 Inverse Pole Figure이다.
도 5는 본 발명의 실시예 2에서, 표 4의 No. 32 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 비교예[X(%) = 0.55, Q(kJ/cm) = 3.2]로부터 얻어진 용접 금속의 EBSD 조직 사진 및 Inverse Pole Figure이다.
도 6은 본 발명의 실시예 2에서, 표 4의 No. 7 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접 비드 외관 사진과, 용접부 슬래그 제거를 위한 산세 또는 브러싱 등의 후처리 공정을 생략하여 도장을 실시한 후의 외관 사진이다.
도 7(a-b)는 본 발명의 실시예 2에서, 표 4의 No.7 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접부에 대하여 하중을 가하여 고속인장시험(인장속도 각각 1m/s, 15m/s) 실시할 때, 용접부의 하중 변화(b)를 용접모재인 강재의 하중 변화(a)와 대비하여 나타낸 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명은, 인장강도 1GPa 이상 및 두께 6mm 이하 기가 스틸에 대한 가스 실드 아크 용접시, 용접부의 슬래그 면적률과 블로우홀 면적률을 각각 1% 이내로 저감할 수 있을 뿐 아니라 용접금속 또는 용융선 파단 없이 용접부 강도 1GPa 이상 확보가 가능한 특징을 갖는다. 이를 위하여, 본 발명자들이 다양하게 실험 및 검토를 거듭한 결과, 가스 실드 아크 용접에 사용되는 용접용 와이어의 성분 중, 강도 향상을 위한 강화 원소인 Cr, Mo와 탈산 원소인 Si, Mn 함량을 상기 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 0.7~1.1% 범위를 만족하도록 제어하는 것이 유효함을 확인하였다.
그리고 본 발명자들은 상기 관계식 1의 값을 파라미터로 사용하면, X 값이 용접부 슬래그, 블로우홀 발생 및 용접부 강도에 큰 영향을 주는 것을 알아내었다. 특히, 용접용 와이어에 포함되는 성분으로서, 각 원소의 개별 함유량을 제어할 뿐만 아니라, 상기한 X의 값이 0.7~1.1%의 범위가 되도록 각 성분량을 제어함으로써, 용접비드의 슬래그 및 블로우홀 발생을 확실하게 억제할 수 있는 동시에, 용접금속 또는 용융선 파단 없이 용접부의 강도를 1GPa 이상 확보할 수 있음을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다.
따라서 본 발명의 일측면인 용접용 와이어는, 자체 질량%로, C : 0.08~0.15%, Si : 0.001%~0.1%, Mn : 1.6~1.9%, P : 0.015% 이하, S : 0.015% 이하, Cr: 4.0~5.2%, Mo : 0.4~0.65%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1에 의해 정의되는 값 X가 0.7~1.1% 범위를 만족한다.
이하, 본 발명의 일측면인 가스 실드 아크 용접용 와이어의 성분 조성 및 그 제한 이유에 대하여 설명하며, 여기에서 %는 달리 규정하는 바가 없다면 질량%임을 밝혀둔다. 한편 본 발명에서 용접용 와이어는 그 와이어의 특정 종류에 제한되지 않으며, 솔리드 와이어 내지 플럭스 충전와이어 등에도 이용 가능하며, 바람직하게는, 솔리드 와이어로 이용되는 것이다. 그리고 상기 용접용 와이어 표면에 Cu 도금층이 형성되어 있는 것이 바람직하다.
[C : 0.08~0.15%]
C는 아크를 안정화해서 용적을 미립화하는 작용이 있는 성분이다. 그러나 C 함유량이 0.08% 미만이면, 용적이 커져서 아크가 불안정해지고, 스패터 발생량이 많아질 뿐만 아니라 인장강도 1GPa 이상의 기가급 강재 용접금속의 충분한 강도확보가 어려워 질 수 있다. 반면 C 함유량이 0.15%를 초과하면, 용융금속의 점성이 낮아져서 비드 형상이 불량으로 될 뿐만 아니라, 용접금속을 과도하게 경화시켜, 취성이 증가하는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 용접용 와이어의 C 함유량은 0.08~0.15% 범위로 제한함이 바람직하다.
[Si : 0.001~0.1%]
Si는 아크 용접 시에 있어서의 용융 금속의 탈산을 촉진하는 원소(탈산 원소)로서, 블로우홀의 발생 억제에 효과가 있고, 한편으로는, Si가 과잉으로 함유되면, 슬래그의 발생을 현저하게 하여 용접부 도장 불량을 야기하는 원소이기도 하다. Si 함유량이 0.001% 미만이면, 탈산 부족이 되어 블로우홀이 발생하기 쉬워지고, Si 함유량이 0.1%를 초과하면 슬래그가 현저하게 증가한다. 따라서, 블로우홀의 발생 억제와 슬래그량 억제의 균형 면에서, 용접용 솔리드 와이어의 Si 함유량은, 0.001 내지 0.1%의 범위로 하였다.
또한 Si 함량을 0.04~0.08%의 범위로 제한함이 블로우홀의 억제와 슬래그량 억제를 보다 유효하게 양립시킬 수 있다는 측면에서 바람직하다.
[Mn : 1.6~1.9%]
Mn도 탈산 원소이며, 아크 용접 시에 용융 금속의 탈산을 촉진하고, 블로우홀의 발생을 억제하는 효과가 있지만, 한편으로는, 용융 금속의 점성을 높게 하는 원소이기도 하다. Mn 함유량이 1.6% 미만이면 상술한 Si 함량의 적정 범위 내에서 탈산 부족이 되고, 블로우홀이 발생하기 쉬워진다. 한편 Mn 함유량이 1.9%를 초과하면, 용융 금속의 점성이 과도하게 높아져서, 용접 속도가 빠른 경우에 용접 부위에 적절하게 용융 금속이 유입될 수 없어, 험핑 비드가 되어, 비드 형상 불량이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 용접용 와이어의 Mn 함유량은, 1.6~1.9%의 범위 내로 하였다. 또한 블로우홀의 발생을 확실하게 억제하기 위해서는, Mn 함유량은 1.65~1.75%의 범위 내로 제한함이 바람직하다.
[Cr : 4.0~5.2%]
Cr은 페라이트 안정화 원소이며, 용접 금속의 강도를 향상시키는 경화성 원소이다. 특히, 인장강도 1GPa급 이상의 기가급 강재 용접 금속의 충분한 강도 확보를 위해서 Cr의 함유량을 4.0~5.2% 범위로 제한할 필요가 있다. 만일 Cr 함유량이 4.0% 미만이면 기가급 강재 용접 금속의 강도가 부족한 문제가 발생하기 쉬어진다. 반면에 Cr 함유량이 5.2%를 초과하면, δ 페라이트 조직의 생성이나, 조직 중에 크롬 탄화물이 석출되어, 용접 금속의 취화, 즉 인성이 저하될 우려가 커진다. 또한 Cr 함량을 4.2~4.9%의 범위로 제한함이 용접 금속의 충분한 강도 확보와 취화 억제를 보다 유효하게 양립시킬 수 있다는 측면에서 바람직하다.
[Mo : 0.4~0.65%]
Mo도 페라이트 안정화 원소이며, 용접 금속의 강도를 향상시키는 경화성 원소이다. 특히, 인장강도 1GPa급 이상의 기가급 강재 용접 금속의 충분한 강도 확보를 위해서 Mo의 함유량을 0.4~0.65%의 범위로 제한할 필요가 있다. 만일 Mo 함유량이 0.4% 미만이면 상술한 적정 성분 범위 내에서 인장강도 1GPa급 이상의 기가급 강재 용접 금속의 충분한 강도를 얻기 어려워지며, Mo 함유량이 0.65%를 초과하면, 용접 금속의 인성이 저하될 우려가 커진다. 또한 Mo 함량을 0.45~0.48%의 범위로 제한함이 용접 금속의 충분한 강도 확보와 취화 억제를 보다 유효하게 양립시킬 수 있다는 측면에서 바람직하다.
[P : 0.015% 이하]
P는 일반적으로 강 내에 불가피한 불순물로 혼입되는 원소로서, 아크 용접용 와이어 내에도 불순물로서 포함되는 것이 통상적이다. 여기서 P는, 용접 금속의 고온 균열을 발생시키는 주요 원소의 하나이며, 가능한 억제하는 것이 바람직하고, P 함유량이 0.015%를 초과하면, 용접 금속의 고온 균열이 현저해 진다. 따라서 본 발명에서는 용접용 와이어의 P 함유량을 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
[S : 0.015% 이하]
S도 일반적으로 강 내에 불가피한 불순물로 혼입되는 원소로서, 아크 용접용 솔리드 와이어 내에도 불순물로서 포함되는 것이 통상적이다. 여기서 S는, 용접 금속의 인성을 저해하는 원소이며, 가능한 억제하는 것이 바람직하고, S 함유량이 0.015%를 초과하면, 용접 금속의 인성이 악화된다. 따라서 본 발명에서는 용접용 와이어의 S 함유량을 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
또한 본 발명의 가스 실드 아크 용접용 와이어에 있어서는, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 X 값이 0.7~1.1%의 범위를 만족하도록 Cr, Mo, Si, Mn의 함량을 제어하는 것이 중요하다.
[관계식 1]
X(%) = [Cr] / 10 + [Mo] - 4 x [Si] / [Mn]
단, 관계식 1에서 [Cr], [Mo], [Si] 및 [Mn]은 각각의 원소의 질량%를 나타낸다.
즉, 본 발명자들의 연구결과에 의하면, 와이어에 함유되는 Cr, Mo, Si 및 Mn의 함유량이 용접부의 강도뿐만 아니라, 블로우홀 및 슬래그 발생에 강하게 상관함을 발견하고, 본 관계식 1을 안출하였다. 구체적으로, 상기 관계식 1에 의해 정의되는 X 값이 0.7~1.1%의 범위를 만족하도록 Cr, Mo, Si 및 Mn의 함유량을 제어함으로써 인장강도 1GPa 이상의 기가급 강재 용접부의 충분한 강도 확보와 함께 내기공성 향상 및 슬래그 저감을 확실히 얻을 수 있었다. 즉, 상기 관계식 1 파라미터를 적용함으로써 용접비드의 슬래그 및 블로우홀 발생을 확실하게 억제할 수 있음과 아울러, 용접금속 또는 용융선 파단 발생 없이 용접부 강도를 1GPa 이상 확보가 가능하다.
만일 상기 X 값이 0.7% 미만이면, 상술한 기가급 강재 용접부의 내기공성 및 슬래그 저감 효과 뿐만 아니라 용접금속의 충분한 강도 확보가 곤란하며, 반대로 1.1%를 초과하면, 경우에 따라 용접부의 내기공성 및 슬래그 저감 효과를 충족하는 경우에라도 용접금속이 너무 취화되어, 용접금속 또는 용융선 파단이 민감해질 수 있어 결과적으로 용접부의 물성이 불량해지는 문제가 있다.
[불순물]
불순물이란, 원재료에 포함되는 성분, 또는, 제조의 과정에서 혼입되는 성분이며, 의도적으로 용접용 와이어에 함유시킨 것이 아닌 성분을 가리킨다.
한편 본 발명의 용접용 와이어의 표면에는 Cu 도금층이 형성되어 있는 것이 바람직하다. Cu는 일반적으로 와이어를 이루는 강 중 불순물로 0.02% 정도 함유되는 경우가 보통인데, 본 발명의 아크 용접용 와이어의 경우, 주로 와이어 표면에 실시한 구리 도금에서 유래한다.
아크 용접용 와이어에 있어서, 구리 도금은 와이어 송급성과 통전성을 안정화하는데 중요한 표면 처리 방법이며, 구리 도금을 실시한 경우, 필연적으로 어느 정도 양의 Cu가 함유될 수 있다.
본 발명에서는 이때 도금층에 함유되는 Cu 함량을, Cu 도금층을 포함한 와이어 전체 대한 질량%로, 0.4% 이하(0%는 제외)로 제어함이 바람직하다. 만일 Cu의 함유량이 0.4%를 초과하면, 용접 금속의 균열 감수성이 높아질 수 있다. 와이어의 송급성과 통전성을 안정화하면서도, 용접 금속의 균열 감수성 저감을 보다 유효하게 양립시킬 수 있는 보다 바람직한 Cu 함량은 0.1~0.3% 범위로 제어하는 것이다. 상기 Cu 함량이 과다하게 낮을 경우 필요한 와이어 송급성과 통전성이 얻어지지 않을 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 측면인 상기 용접용 와이어를 이용하여 제조된 용접 구조물을 설명한다.
본 발명의 용접구조물은, 상기 용접용 와이어를 이용하여 2 이상의 용접 모재를 용접함으로써 얻어지는 용접부를 갖는 용접구조물로서, 상기 용접부는, 면적%로, 마르텐사이트 30~50%, 베이나이트 50~70% 및 잔여 5% 이하의 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 또한 상기 용접부를 이루는 미세조직은 평균 유효결정립의 크기가 1~3㎛이고, 그리고 47˚이상의 고경각 결정립 분율이 35% 이상이다.
먼저, 본 발명의 용접부는 면적%로, 마르텐사이트 30~50%, 베이나이트 50~70% 및 잔여 5% 이하의 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 본 발명에서 만일 마르텐사이트 분율이 과다하면 용접금속이 너무 경질화 되어 취성에 민감해질 수 있으며, 반대로 과소하면 용접금속의 강도가 부족해질 수 있는 문제가 있다.
한편, 일반적으로 550℃ 이하의 온도에서 저온 변태하여 생성되는 용접부를 이루는 베이나이트는 상부 베이나이트와 하부 베이나이트를 모두 포함할 수 있으나, 특히, 250~400℃ 범위에서 변태하여 발달하는 하부 베이나이트의 경우 구오스테나이트 결정립 내에 서로 얽혀(inter-locking)있는 고경각의 결정립이 다수 존재한다, 따라서 이러한 하부 베이나이트가 마르텐사이트와 혼재해 있을 경우, 마르텐사이트 단독으로 존재할 때 보다 비교적 인성이 향상되는 효과가 있다.
이러한 점을 고려하여, 본 발명에서 상기 용접부를 이루는 미세조직은 평균 유효결정립의 크기가 1~3㎛이고, 그리고 47˚이상의 고경각 결정립 분율을 35% 이상으로 제어한다. 만일 상기 용접부를 이루는 미세조직의 평균 유효결정립의 크기가 1㎛ 미만이면 용접금속의 인성이 부족해질 우려가 있으며, 반대로 3㎛를 초과하면 기가급 강재 모재 대비 용접금속의 강도가 부족해질 수 있는 문제가 있다. 아울러, 상기 47˚ 이상의 고경각 결정립 분율이 35% 미만이면, 용접금속의 강도 및 인성 등이 저하될 수 있는 문제가 있다.
또한 상기 용접부는 평균경도가 370~400Hv이며, 그리고 인장강도가 940MPa 이상, 바람직하게는, 1GPa 이상으로 용접모재 대비 95% 이상일 수 있다.
또한 이러한 용접금속의 미세조직 특성은 용접부의 기계적 물성을 향상시키며, 상술한 바와 같이 인장하중 부가 시, 용접금속 또는 용융선 파단이 발생하지 않을 뿐만 하니라, 전방 충돌부재인 서브 프레임류의 경우, 자동차가 시속 3.6 내지 54km/h 범위의 고속 충돌(고속 인장하중 부가) 상황에서도 용접금속부 파단이 발생하지 않을 정도의 충분한 강도와 인성을 확보할 수 있다.
본 발명에서 상기 용접부는 고속인장강도가 인장속도 3.6km/h 및 54km/h에서 모재 대비 각각 95% 및 80% 이상일 수 있다.
한편 본 발명의 용접부는 상기 용접용 와이어를 이용하여 2 이상의 용접 모재를 용접함으로써 얻어질 수 있다.
한편 본 발명은 용접용 와이어를 사용해서 가스 실드 아크 용접을 행하는 대상이 되는 강판의 종류나 성분 조성은 특별히 제한되지 않는다. 예를 들어, 상기 용접모재들 중 적어도 하나는 아연도금강판인 것이 바람직한데, 이는 아연도금 강판을 본 발명의 용접용 와이어를 이용하여 가스 실드 아크 용접하는 경우, 작용 효과가 현저해지기 때문이다. 구체적으로, 편면 도금량 20 내지 120g/m 2을 갖는 아연 또는 아연 합금 도금 강판을 모재 강판으로 하는 경우, 특히, 용접 시 겹침 이음부의 갭이 존재하지 않아 밀착되어 있는 경우, 다량으로 발생한 아연 증기가 용융지의 응고 전 충분히 배출되지 못하는 상황에도, 본 발명의 가스 실드 아크 용접용 와이어를 사용하면, 확실하게 블로우홀을 저감할 수 있다.
또한 상기 아연도금강판은 전기아연도금강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나일 수가 있다.
나아가, 상기 아연도금강판을 이루는 소지강판은, 자체 질량%로, Cr: 0.2~0.9%와 Mo: 0.1~0.2% 중 1종 이상을 함유한 것이 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 또 다른 측면인 상기 용접용 와이어를 이용하여 기가스틸 등을 용접하는 방법을 설명한다.
본 발명은, 상기 용접용 와이어를 이용하여, 용접모재를 가스 실드 아크 용접하는 방법으로서, 상기 용접 시 보호가스로 Ar에 5~20%CO 2를 혼합하여 사용하고, 상기 용접 모재 두께를 t(mm)라고 할 때, 하기 관계식 2에 의해 정의되는 용접 입열량 Q(kJ/cm)의 범위가 1.15t ≤ Q ≤ 1.6t를 만족하도록 하여 용접할 수 있다.
[관계식 2]
Q = (I × E) × 0.048 /υ
단, 관계식 2에서 I, E 및 υ는 각각 용접전류[A], 용접전압[V], 용접속도(cm/min)를 나타낸다.
본 발명은 용접의 구체적 형태(용접 자세)는 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 겹침 이음부 형태인 랩 필렛 용접이나 T자 조인트의 필렛 용접 등에 적용될 수 있다.
또한 사용하는 실드 가스의 종류도 특별히 한정되지 않고, 100% CO 2 가스, Ar+20CO 2 가스, Ar+10%CO 2 가스, Ar+5%CO 2 가스, Ar+2%O 2 가스 등을 실드 가스로서 사용할 수 있으나, 특히, 실드 가스로서, Ar+5~20%CO 2를 사용한 경우에, 본 발명의 현저한 효과를 발휘할 수 있다. 즉, 본 발명에서 용접금속 또는 용융선 파단 발생 없이 용접부 인장강도 1GPa 이상 확보를 위해서는, 상기 용접 시 보호가스로 Ar에 5~20%의 CO 2를 혼합하여 사용함이 바람직하다.
또한 상기 용접 모재 두께를 t(mm)라고 할 때, 상기 관계식 2로 정의되는 용접 입열량 Q(kJ/cm)의 범위가 1.15t ≤ Q ≤ 1.6t를 만족할 것이 요구된다. 만일 상기 용접 입열량 Q 값이 1.15t 미만이면, 기가급 강재의 용접금속 및 조대화 결정립 열영향부(Coarse Grained Heat Affected Zone)의 강도 및 인성이 부족해질 우려가 있으며, 반대로 1.6t를 초과하면, 용접금속 강도 부족 및 용접 열영향부의 강도 저하가 너무 과해질 뿐만 아니라 용접부에 백비드 및 용락이 발생하기 쉬어져 불량이 되어버리는 문제가 있다.
또한 본 발명에서 상기 용접용 와이어는 직경이 0.9 내지 1.2mm인 솔리드 와이어를 이용할 수 있으며, 상기 용접모재에 대한 설명은 전술한 바와 같다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 상기 관계식 1을 만족하도록 Cr, Mo, Si 및 Mn의 함유량을 제어한다. 또한, 용접용 와이어 내의 Cr 함유량을 4.0 내지 5.2%의 범위 내로 비교적 높게 억제함과 아울러, Si 함유량을 0.001 내지 0.1%로 낮게 억제함으로써 용접부의 충분한 강도 확보와 함께 슬래그 저감 및 내기공성을 동시에 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예 1)
하기 표 2과 같은 조성 성분을 갖는 잉곳을 진공 용해한 후, 열간 압연을 통해 실온에서 신선한 후 어닐링함으로써 와이어를 제조하였다. 이어, 상기 와이어 표면에 Cu 도금층을 형성하였으며, 이때, 도금층을 포함하는 와이어 전체에 대한 질량%로, 구리 함량이 0.15~0.36% 범위가 되도록 도금하였다. 그리고 상기 구리 도금된 와이어를 신선하여, 직경 0.9~1.2mm의 용접용 솔리드 와이어로 제작하였다.
상기와 같이 제작된 솔리드 와이어를 사용하여, 가스 실드 아크 용접법으로 하기 표 1의 용접모재인 강재 No.1을 소지강판으로 하는 인장강도 1050MP급의 아연도금강판을 각각 겹치기 이음 용접하였다. 이때, 비교를 위하여, 하기 표 2의 와이어 No 5,7,12,34 및 36을 이용하여 전술한 아연도금강판을 용접모재로 이용하여 겹치기 이음 용접함과, 아울러, 합금화아연도금강판을 용접모재로 이용하여 겹치기 이음 용접을 실시하였다.
한편 이때, 사용한 아연 또는 아연 합금 도금 강판은, 모재 강판에 양면 아연 도금을 실시한 것으로서, 모재 강판의 판 두께는 2.0mm, 도금량은 아연 및 아연 합금 도금 강판이 각각 편면당 100g/m 2 및 45g/m 2로 하였다.
또한, 용접을 실시하기 위한 표준 조건은 Ar+20%CO 2의 혼합 실드 가스(유량 20l/min)를 적용하였으며, 2개의 동일한 강판을 갭이 없는 상태로 겹치기 이음부로 하여 와이어 돌출길이 15mm, 펄스 MAG 및 용접속도 80cm/min으로 용접하였다. 이때, 전술한 바와 같은 관계식 2에 의해 정의되는 Q(kJ/cm)값이 1.5 내지 3.4가 되도록 하였다.
상술한 겹치기 이음 용접으로 얻어진 용접 금속의 응고 후, 용접부의 비드 외관 관찰, 블로우홀 발생 상황 조사를 위한 RT 시험, 경도측정 및 정적/동적 인장시험 등을 실시하여 그 평가 결과를 하기 표 2-3 및 도 3에 나타내었다.
이때 용접 금속의 평균 경도가 비커스 경도(Hv, 하중 500gf, 0.2mm 간격으로 측정)로 370~400인 경우를 ○(합격)로 평가하였으며, 330~370인 경우를 △, 그리고 400 초과 또는 330 미만을 X(불합격)로 평가하였다. 또한, 용접부의 정적 인장시험(속도 10mm/min)후, 인장강도가 1GPa 이상인 경우 및 파단 위치가 용접 금속 또는 용융선이 아닌 경우를 ○(합격)로 평가하였으며, 이 외는 X(불합격)로 평가하였다.
또한, 상술한 용접부의 비드 외관 관찰 및 블로우홀 조사를 위한 RT 시험의 경우, 용접 비드 150mm 중 시종단 50mm의 부분을 제외한 중앙의 50mm 길이의 부분의 비드에 대해서, 비드 표면 및 RT 사진 촬영을 행하여 화상을 채취하였다. 그리고 슬래그 및 블로우홀 부위를 마킹하고, 마킹한 부위의 면적의 총합을 구하여, 전체 화상 면적으로부터 하기 관계식 3으로부터 슬래그 면적률을 계산하였다.
[관계식 3]
슬래그(또는 블로우홀) 면적률(%) = [슬래그(또는 블로우홀) 부위 면적의 총합/전체 화상 면적]×100
그리고 하기 표 2에 나타낸 슬래그 발생 상황의 평가 시, 슬래그 면적률의 기준 값을 1%로 하고, 1% 이하인 경우를 ○(합격)로 평가하고, 이 외는 X(불합격)로 평가하였다. 이는 부품 제조 시, 용접부의 도장 밀착성 및 도장 후 내식성 향상을 위해 용접 후 실시하는 별도의 산세 또는 기계적 연마 브러싱 (필요에 따라 산세 및 브러싱 모두 실시) 등과 같은 용접부의 슬래그 제거 후처리 공정을 완전히 생략하기 위해 설정한 목표 기준이다.
또한 블로우홀 발생 상황의 평가 시, 블로우홀 면적률의 기준 값을 ISO 5817 규격을 근거로 하여, 1% 이하인 경우를 ○(합격)로 평가하고, 이 외는 X(불합격)로 평가하였다. 이는 인장강도 590MPa급 이상 고강도 강재의 경우, 통상 용접 비드의 블로우홀 면적률이 5%를 초과하는 경우, 용접부의 정적 강도 및 피로 강도의 급격한 저하가 우려되고 있고, 특히 인장강도 1GPa급 이상의 기가급 강재의 경우에는 용접 비드의 블로우홀 면적률 증가에 따른 용접 금속의 강도 저하가 더욱 민감해지기 때문에 이를 완전히 방지하기 위해 설정한 목표 기준이다.
아울러, 상기 와이어들을 이용하여 얻어진 용접 금속의 취성 평가 및 전방 부품의 고속 충돌 상황의 모사 평가를 위해, 저속(3.6km/h) 및 고속(54km/h) 조건, 즉 인장 속도 1m/s 및 15m/s의 조건에서 용접부 시편에 대한 고속 인장시험을 실시하여, 파단 위치를 확인하였다. 그리고 이때의 최대 하중치를 강재의 물성치와 비교하였다. 이때 용접 금속에서 파단이 발생하지 않고, 고속 조건에서 용접부의 최대 하중 치가 모재 대비 80% 이상인 경우를 ○(합격)로 평가하고, 이 외는 X(불합격)로 평가하였다. 이러한 기준을 만족할 시, 자동차 전방 부품 류의 고속 충돌 상황에서 용접부의 강건성을 충분히 확보할 수 있는 것이라 판단하였다.
강재
No.		 강재(용접모재)의 화학성분(질량%)
C Si Mn P S Cr Mo Fe
1 0.070 1.100 2.10 0.009 0.001 0.90 - 잔부
2 0.090 0.900 2.00 0.009 0.001 0.20 0.20 잔부
와이어No. 구분 용접용 와이어 화학 성분(질량%) X값(%) 평균 경도 인장
강도		 파단 위치
C Si Mn Ni Cr Mo
1 발명예 0.085 0.030 1.75 - 4.20 0.48 0.83 ○ ○ ○
2 발명예 0.085 0.002 1.70 - 4.90 0.50 0.99 ○ ○ ○
3 발명예 0.080 0.010 1.75 - 5.00 0.50 0.98 ○ ○ ○
4 발명예 0.090 0.040 1.70 - 4.00 0.45 0.76 ○ ○ ○
5 발명예 0.080 0.010 1.70 - 5.00 0.62 1.10 ○ ○ ○
6 발명예 0.100 0.001 1.60 - 4.00 0.40 0.80 ○ ○ ○
7 발명예 0.085 0.020 1.75 - 4.20 0.48 0.85 ○ ○ ○
8 발명예 0.085 0.085 1.70 - 4.90 0.50 0.79 ○ ○ ○
9 발명예 0.080 0.080 1.75 - 5.00 0.50 0.84 ○ ○ ○
10 발명예 0.090 0.090 1.70 - 4.50 0.48 0.72 ○ ○ ○
11 발명예 0.080 0.060 1.70 - 5.00 0.65 1.01 ○ ○ ○
12 발명예 0.100 0.040 1.60 - 4.00 0.40 0.70 ○ ○ ○
13 발명예 0.085 0.100 1.85 - 5.00 0.65 0.93 ○ ○ ○
14 발명예 0.080 0.080 1.90 - 5.00 0.40 0.73 ○ ○ ○
15 발명예 0.087 0.090 1.88 - 4.90 0.50 0.80 ○ ○ ○
16 발명예 0.082 0.050 1.90 - 5.00 0.65 1.04 ○ ○ ○
17 발명예 0.085 0.040 1.72 - 5.20 0.54 0.97 ○ ○ ○
18 발명예 0.15 0.040 1.70 - 4.80 0.50 0.89 ○ ○ ○
19 비교예 0.075 0.010 1.07 - 1.37 0.56 0.66 X X X
20 비교예 0.081 0.030 1.90 - 1.45 0.54 0.62 X X X
21 비교예 0.087 0.020 1.82 - 5.20 0.67 1.15 X X X
22 비교예 0.092 0.005 1.88 - 5.80 0.62 1.19 X X X
23 비교예 0.092 0.040 1.89 - 5.60 0.72 1.20 X X X
24 비교예 0.070 0.860 1.53 - - - -2.25 X X X
25 비교예 0.070 0.490 1.02 - - - -1.92 X X X
26 비교예 0.050 0.510 1.37 2.640 0.16 0.47 -1.00 X X X
27 비교예 0.070 0.270 1.37 2.880 0.50 0.30 -0.44 X X X
28 비교예 0.080 0.530 1.68 1.400 0.05 0.24 -1.02 X X X
29 비교예 0.100 0.800 1.80 1.900 0.33 0.54 -1.20 X X X
30 비교예 0.075 0.59 1.07 - 1.37 0.56 -1.51 X X X
31 비교예 0.090 0.45 0.47 0.060 4.97 0.51 -2.82 △ X X
32 비교예 0.075 0.02 1.63 - 1.17 0.48 0.55 X X X
33 비교예 0.088 0.31 1.90 - 4.80 0.45 0.28 X X X
34 비교예 0.010 0.16 1.75 - 4.90 0.51 0.63 X X X
35 비교예 0.095 0.22 1.82 - 5.00 0.55 0.57 X X X
36 비교예 0.099 0.38 1.87 - 4.70 0.49 0.15 X X X
37 비교예 0.087 0.42 1.75 - 5.00 0.46 0.00 X X X
*표 1에서 잔부 성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
와이어 No. 구분 X 값(%) 아연합금도금
블로우홀 면적율(%)		 아연도금
블로우홀 면적율(%)		 슬래그
면적율(%)		 고속인장물성
1 발명예 0.83 ○ ○ ○ ○
2 발명예 0.99 ○ ○ ○ ○
3 발명예 0.98 ○ ○ ○ ○
4 발명예 0.76 ○ ○ ○ ○
5 발명예 1.10 ○ ○ ○ ○
6 발명예 0.80 ○ ○ ○ ○
7 발명예 0.85 ○ ○ ○ ○
8 발명예 0.79 ○ ○ ○ ○
9 발명예 0.84 ○ ○ ○ ○
10 발명예 0.76 ○ ○ ○ ○
11 발명예 1.01 ○ ○ ○ ○
12 발명예 0.70 ○ ○ ○ ○
13 발명예 0.93 ○ ○ ○ ○
14 발명예 0.73 ○ ○ ○ ○
15 발명예 0.80 ○ ○ ○ ○
16 발명예 1.01 ○ ○ ○ ○
17 발명예 0.97 ○ ○ ○ ○
18 발명예 0.89 ○ ○ ○ ○
19 비교예 0.66 ○ ○ ○ X
20 비교예 0.62 ○ ○ ○ X
21 비교예 1.15 ○ ○ ○ X
22 비교예 1.19 ○ ○ ○ X
23 비교예 1.20 ○ ○ ○ X
24 비교예 -2.25 X X X X
25 비교예 -1.92 X X X X
26 비교예 -1.00 X X X X
27 비교예 -0.44 X X X X
28 비교예 -1.02 X X X X
29 비교예 -1.20 X X X X
30 비교예 -1.51 X X X X
31 비교예 -2.82 X X X X
32 비교예 0.55 ○ ○ ○ X
33 비교예 0.28 X X X X
34 비교예 0.63 X X X X
35 비교예 0.57 X X X X
36 비교예 0.15 X X X X
37 비교예 0.00 X X X X
상기 표 2-3에서 알 수 있듯이, 솔리드 와이어 조성성분 뿐만아니라 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 0.7~1.1% 범위를 만족하는 와이어 No. 1-18은 모두 용접부의 평균 경도, 용접부의 인장 강도 및 파단 위치가 기준에 부합됨을 확인할 수 있다. 도 1은 상기 표 2의 와이어 No. 7을 이용하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접부 단면조직, 경도분포 및 정적 인장시험 후 파단부 단면조직을 나타내는 사진이다.
이에 반하여, 와이어 No. 19-23의 경우는, Si의 함량이 0.001 내지 0.1% 이하로 제어가 되어, 표 3에 나타낸 바와 같이, 블로우홀 및 슬래그 면적률이 합격 수준이나, 상술한 X의 값이 요구 범위를 벗어나고 있어, 용접금속의 평균경도, 인장강도, 파단위치 및 고속인장 물성이 좋지 않았다. 특히, 와이어 No. 21-23은 용접금속부의 평균경도가 400을 초과하였으며, 그 결과로서 정적 또는 고속 인장시험시, 용접금속에서 파단이 발생하였다. 이는 용접금속의 마르텐사이트의 분율이 50%를 초과하여, 취성이 과도하게 증가한 결과로 판단되었다.
또한, 와이어 No. 24-31은 상기 X의 값이 0.7~1.1% 범위에서 크게 벗어났으며, 그 결과, 상기 표 2 및 표 3에 나타난 바와 같이, 와이어 No. 31의 용접금속부의 평균경도 △ 판정을 제외한 전 항목에서 기준에 부합하지 않았다.
또한 와이어 No. 32의 경우, Si의 함량이 0.001 내지 0.1% 이하로 제어가 되어, 상기 표 3에 나타난 바와 같이, 블로우홀 및 슬래그 면적률은 각각 우수하였으나, 상기 표 2와 같이, 용접금속의 평균경도가 비커스 경도로 320으로 강재의 모재 대비 너무 낮아 용접부의 인장강도가 모재 대비 많이 낮고, 파단위치 또한 용접금속부가 되어 기준에 부합하지 않았다. 도 2는 상기 표 2의 와이어 No. 32를 이용하여 용접한 비교예[X(%) = 0.55, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접부 단면조직, 경도분포 및 정적 인장시험 후 파단부 단면조직을 나타내는 사진이다.
아울러, 와이어 No. 33-37은 X 값이 상술한 적정 범위를 만족하지 못하여 용접금속부의 평균경도 값이 400을 초과할 뿐만 아니라, Si의 함량도 모두 0.1%를 초과하고 있는 경우로서, 용접부의 인장특성뿐만 아니라, 블로우홀 및 슬래그 면적율 모두 기준에 부합하지 않음을 알 수 있다. 특히, 이들 중 일부는 인장 시 용융선에서 파단되는 결과를 보여, 용접금속부의 취성이 증가함을 확인할 수 있다.
한편 도 3은 상술한 바와 같이, 표 2의 와이어 No 5,7,12,34 및 36을 이용하여 전술한 아연도금강판으로 겹치기 이음 용접하고, 아울러, 합금화아연도금강판으로 겹치기 이음 용접을 실시한 후, 얻어진 각 용접금속부에 대한 RT(Radiographic Test) 사진이다.
도 3에 나타난 바와 같이, Si의 함량이 0.001~0.1% 범위를 벗어나고, 또한 상술한 X 값 또한 0.7~1.1% 범위를 벗어난 와이어 No. 34 및 36을 이용하여 얻어진 용접부의 경우, RT 결과에서 확인할 수 있듯이, 블로우홀 면적률이 크게 증가하였다. 반면, Si 및 X 값이 본 발명의 적정 범위를 만족하는 와이어 No. 5, 7 및 12를이용하여 얻어진 용접부의 경우 블로우홀 면적률이 1% 이내를 만족하는 매우 양호한 결과를 얻을 수 있음을 확인할 수 있다.
(실시예 2)
강재
No.		 와이어
No.		 구분 입열량
(kJ/cm)		 용접부
인장강도(MPa)		 용접금속의 미세조직 특성
M 분율
(%)		 B/γ 분율
(%)		 평균 유효결정입크기(㎛) 47°이상 고경각
결정입 분율(%)
1 7 비교예 1.6 950 50 41/9 1.5 27
1 7 비교예 2.0 958 46 47/7 1.8 29
1 32 비교예 3.2 930 14 80/6 4.4 24
1 7 발명예 2.3 1009 43 52/5 2.2 35
1 7 발명예 2.6 1022 38 58/4 2.6 37
1 7 발명예 2.8 1017 32 64/4 2.8 36
1 7 발명예 3.2 1015 30 66/3 2.9 36
2 12 발명예 2.4 1008 42 53/5 2.3 38
2 12 발명예 2.6 1021 37 59/4 2.5 35
2 12 발명예 2.8 1020 31 66/3 2.9 39
2 12 발명예 3.2 1018 30 68/2 3.0 37
*표 4에서 M은 마르텐사이트, B는 베이나이트를, γ는 잔류 오스테나이트를 말한다. 그리고 표 4에서 강재 No.는 표 1의 강재 No.를 말하며, 와이어 No.는 표 2의 와이어 No를 말한다.
상기 표 4에 나타난 바와 같은 솔리드 와이어들을 이용하여 표 4의 강재를 겹치기 이음 용접하여 용접금속을 얻었다. 이때, 상기 강재는 표면에 아연이 도금된 아연도금강판이었으며, 그 두께가 2.0mm인 것을 사용하였다. 그리고 본 용접 시 구체적인 용접조건은 실시예 1과 동일하며, 단지 용접 입열량만 각각의 와이어와 강재의 조합에 대하여 상기 표 4와 같이 다르게 적용하였다. 그리고 상기와 같이 용접 입열량을 다르게 적용하여 얻어진 각각의 용접금속의 인장강도를 측정하여 상기 표 4에 나타내었으며, 용접금속의 미세조직 특성을 측정하여 또한 상기 표 4에 나타내었다.
한편 본 발명에서 상기의 인장강도는 겹침이음부의 용접시편에서 JIS-5호 규격의 인장시편을 비드의 중심부에서 3개씩 가공하여 인장속도 10mm/min 조건에서 연신계를 장착하여 인장시험을 수행한 후 얻어진 각 측정치의 평균치로 하였다.
그리고 상기 용접부의 미세조직은, 용접금속부에 Lepera 에칭을 실시한 후, 광학 사진을 촬영하고, 이에 색차로 구분된 각각의 저온 변태상을 분석한 결과로부터 측정되었으며, 평균 유효 결정립의 크기와 47˚이상의 고경각 결정립의 분율 또한 EBSD 분석을 통하여 측정되었다.
상기 표 4에 나타난 바와 같이, 강판 모재 두께 2.0mm를 기준으로, 관계식 2에 따른 Q 값이 2.3~3.2kJ/cm의 범위를 만족하는 발명예들은 용접부 인장강도가 1GPa을 초과하는 결과를 얻었으며, 때의 용접부의 강판 모재 대비 인장강도 비도 95~96%였다.
이에 반하여, 상기 Q의 값이 2.3kJ/cm 미만인 비교예들은 용접부 인장강도가 1GPa 미만을 보임을 확인할 수 있다. 그리고 상기 Q 값이 3.2kJ/cm를 초과할 경우에는 강판 두께 대비 과도한 용접 입열량으로 인해 백비드가 형성되거나 용락이 발생하므로 본 분석에서 제외하였다.
한편 상술한 관계식 1에 의해 정의되는 X 값이 0.7~1.1% 범위에 있을 때, 저온변태 개시 온도가 낮아짐에 따라 약 400~250℃의 온도 범위에서 상부 및 하부 베이나이트의 발달이 가능하며, 특히, 마르텐사이트 단독 대비, 구 오스테나이트 결정립 내에 서로 얽혀(inter-locking) 있는 구조로 다수의 고경각 결정립이 발달하여, 마르텐사이트와 혼재하게 됨으로써, 강도 및 인성 향상에 효과가 있는 것으로 판단되었다.
도 4는 표 4의 No. 7 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 3.2]로부터 얻어진 용접 금속의 EBSD 조직 사진 및 Inverse Pole Figure로서, 이러한 점을 잘 설명해주고 있다. 이에 반해, 도 5는 표 4의 No. 32 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 비교예[X(%) = 0.55, Q(kJ/cm) = 3.2]로부터 얻어진 용접 금속의 EBSD 조직 사진 및 Inverse Pole Figure로서, 비록 용접입열량은 본 발명 범위 내이나 X 값이 본 발명의 범위를 벗어나 소망하는 미세조직을 얻을 수 없음을 알 수 있다.
한편 도 6은 표 4의 No. 7 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접 비드 외관 사진과, 용접부 슬래그 제거를 위한 산세 또는 브러싱 등의 후처리 공정을 생략하여 도장을 실시한 후의 외관 사진이다. 특히, 실드 가스로 20%의 탄산 가스를 혼합하였음에도 용접비드의 슬래그 면적율이 1% 이내로 매우 저감되어 있는 것을 확인할 수 있으며, 이에 따라 용접부의 도장성 및 도장 후 내식성 향상이 가능함을 확인할 수 있다.
그리고 도 7(a-b)는 표 4의 No. 7 와이어와 No. 1 강재를 조합하여 용접한 발명예[X(%) = 0.85, Q(kJ/cm) = 2.6]로부터 얻어진 용접부에 대하여 하중을 가하여 고속인장시험(인장속도 각각 1m/s, 15m/s)을 실시할 때, 용접부의 하중 변화(b)를 용접모재인 강재의 하중 변화(a)와 대비하여 나타낸 그림이다. 구체적으로, 상대적으로 저속 충돌(3.6km/h) 상황에서는 강판 모재 대비 용접부의 최대 하중 비가 95%로 매우 우수하면서, 용접금속 또는 용융선에서 파단이 발생하지 않는 결과를 확인하고, 고속 충돌(54km/h) 상황에서도 강판 모재 대비 용접부의 최대 하중 비가 82%로, 이 때에도 용접 금속이 파단되지 않으면서 용접부의 하중 비를 80% 이상 확보할 수 있는 것을 확인할 수 있다. 이는 상술한 용접금속의 미세조직 특성을 뒷받침하는 결과로서, 인장강도 1GPa급 이상의 기가급 강재의 가스 실드 아크 용접부를 효과적으로 얻을 수 있음을 알 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (18)

  1. 와이어의 전체에 질량%로, C : 0.08~0.15%, Si : 0.001%~0.1%, Mn : 1.6~1.9%, P : 0.015% 이하, S : 0.015% 이하, Cr: 4.0~5.2%, Mo : 0.4~0.65%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 값 X가 0.7~1.1% 범위를 만족하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
    [관계식 1]
    X(%) = [Cr] / 10 + [Mo] - 4 x [Si] / [Mn]
    단, 관계식 1에서 [Cr], [Mo], [Si] 및 [Mn]은 각각의 원소의 질량%를 나타낸다.
  2. 제1항에 있어서, 상기 용접용 와이어의 표면에는 Cu 도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 Cu 도금층을 이루는 Cu는, 도금층을 포함한 와이어 전체에 대한 질량%로, 0.4% 이하(0%는 제외)의 함량을 가지는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 Cu 도금층을 이루는 Cu는, 도금층을 포함한 와이어 전체에 대한 질량%로, 0.1~0.3% 범위의 함량을 가지는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 용접용 와이어는, Cr : 4.2~4.9%, Mo : 0.45~0.48% 및 Mn : 1.65~1.75%를 각각 함유하는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
  6. 제 1항에 있어서, 상기 용접용 와이어는 Si 함량을 0.04~0.08%의 범위로 포함하는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
  7. 제 1항에 있어서, 상기 용접용 와이어는 가스 실드 아크 용접용 솔리드 와이어인 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접용 와이어.
  8. 제 1항 내지 제 7항 중 어느 한 항에 기재된 용접용 와이어를 이용하여 2 이상의 용접 모재를 용접함으로써 얻어지는 용접부를 갖는 용접구조물로서,
    상기 용접부는, 면적%로, 마르텐사이트 30~50%, 베이나이트 50~70% 및 잔여 5% 이하의 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며, 그리고 상기 용접부를 이루는 미세조직은 평균 유효결정립의 크기가 1~3㎛이고, 47˚이상의 고경각 결정립 분율이 35% 이상인 것을 특징으로 하는 용접구조물.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 용접모재들 중 적어도 하나는 아연도금강판인 것을 특징으로 하는 용접구조물.
  10. 제 9항에 있어서, 상기 아연도금강판은 전기아연도금강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 것을 특징으로 하는 용접구조물
  11. 제 10항에 있어서, 상기 아연도금강판을 이루는 소지강판은, 자체 질량%로, Cr: 0.2~0.9%와 Mo: 0.1~0.2% 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 용접구조물.
  12. 제 8항에 있어서, 상기 용접부는 평균경도가 370~400Hv이며, 그리고 인장강도 1GPa 이상으로 용접모재 대비 95% 이상인 것을 특징으로 하는 용접구조물.
  13. 제 8항에 있어서, 상기 용접부는 고속인장강도가 인장속도 3.6km/h 및 54km/h에서 모재 대비 각각 95% 및 80% 이상인 것을 특징으로 하는 용접구조물.
  14. 청구항 1항 내지 7항 중 어느 한 항에 기재된 용접용 와이어를 이용하여, 용접모재를 가스 실드 아크 용접하는 방법으로서,
    상기 용접 시 보호가스로 Ar에 5~20% CO 2를 혼합하여 사용하고,
    상기 용접 모재 두께를 t(mm)라고 할 때, 하기 관계식 2에 의해 정의되는 용접 입열량 Q(kJ/cm)의 범위가 1.15t ≤ Q ≤ 1.6t를 만족하도록 하여 용접하는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접 방법.
    [관계식 2]
    Q = (I × E) × 0.048 /υ
    단, 관계식 2에서 I, E 및 υ는 각각 용접전류[A], 용접전압[V], 용접속도(cm/min)를 나타낸다.
  15. 제 14항에 있어서, 상기 용접용 와이어는 직경이 0.9 내지 1.2mm인 솔리드 와이어인 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접 방법.
  16. 제 14항에 있어서, 상기 용접 모재는, 자체 질량%로, Cr: 0.2~0.9%와 Mo: 0.1~0.2% 중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접 방법.
  17. 제 14항에 있어서, 상기 용접모재는 아연도금강판인 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접 방법.
  18. 제 17항에 있어서, 상기 아연도금강판은 전기아연도금강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 것을 특징으로 하는 가스 실드 아크 용접 방법.
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