KR102094614B1 - Welding composition for hyper duplex stainless steel and method for manufacturing welding part using the same - Google Patents

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김노훈
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Abstract

The present invention relates to a composition for a hyper duplex stainless steel welding part and a method for manufacturing the welding part using the same. Provided is a composition including: 0.03 to 0.05 wt% of carbon; 0.2 to 0.5 wt% of nitrogen; 0.4 to 0.8 wt% of silicon; 1.1 to 1.7 wt% of manganese; 0.005 to 0.03 wt% of phosphorus; 0.002 to 0.007 wt% of sulfur; 25.5 to 27.5 wt% of chromium; 7.2 to 8.3 wt% of nickel; 3 to 6 wt% of molybdenum; 1 to 1.4 wt% of cobalt; 0.005 to 0.04 wt% of niobium; 0.07 to 0.15 wt% of copper; and the balance iron.

Description

하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물 및 이를 이용한 용접부의 제조방법{WELDING COMPOSITION FOR HYPER DUPLEX STAINLESS STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING WELDING PART USING THE SAME}Composition of a hyper duplex stainless steel welding part and a manufacturing method of the welding part using the same {WELDING COMPOSITION FOR HYPER DUPLEX STAINLESS STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING WELDING PART USING THE SAME}

본 발명은 내식성 뛰어난 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물 및 이를 이용한 용접부의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a composition for welding a hyper duplex stainless steel excellent in corrosion resistance and a method for manufacturing a weld using the same.

듀플렉스 스테인리스 강의 상용화는 1970년대부터 시작되었지만, 최근 Ni 원료 가격의 폭등으로 슈퍼 오스테나이트계 스테인리스강을 대체하기 위해 시장이 확대되고 있다. 실제로 해마다 듀플렉스 스테인리스 강의 수요가 20% 이상 증가하고 있고, 다양한 환경에 맞게 새로운 듀플렉스 강종이 개발되고 있다.Commercialization of duplex stainless steel began in the 1970s, but recently the market has been expanding to replace super austenitic stainless steel due to a surge in the price of Ni raw materials. In fact, the demand for duplex stainless steel is increasing more than 20% each year, and new duplex steel grades are being developed to meet various environments.

듀플렉스 스테인리스 강(Duplex Stainless Steel, DSS)은 페라이트 결정립 내에서 오스테나이트가 석출하여 금속 조직적으로 페라이트와 오스테나이트가 거의 1:1 비율로 혼합되어 우수한 특성을 가지고 있다. 하지만 산업계에서 용접은 불가피한 공정이기 때문에 용접부의 급열, 급냉에 의한 비평형 응고과정을 거치게 되면 페라이트와 오스테나이트의 분율이 변하게 되므로 주의해야 한다.Duplex stainless steel (DSS) has excellent properties as austenite is precipitated in ferrite grains, so that ferrite and austenite are mixed in an almost 1: 1 ratio in a metal structure. However, because welding is an unavoidable process in the industry, it should be noted that the fraction of ferrite and austenite will change when undergoing a non-equilibrium solidification process by rapid heating and quenching of the weld.

듀플렉스 스테인리스 강의 상용화는 1970년대부터 시작되었지만, 최근 Ni 원료 가격의 폭등으로 슈퍼 오스테나이트계 스테인리스강을 대체하기 위해 시장이 확대되고 있다. 그 중에서도 하이퍼 듀플렉스 강(Hyper Duplex Stainless Steel, HDSS)이라 하는 고내식성 재료에 대한 관심이 크나, 이의 용접부에 대한 연구는 미미한 상황이다.Commercialization of duplex stainless steel began in the 1970s, but recently the market has been expanding to replace super austenitic stainless steel due to a surge in the price of Ni raw materials. Among them, interest in a highly corrosion-resistant material called Hyper Duplex Stainless Steel (HDSS) is great, but research on its welds is insignificant.

국내공개특허 제10-2014-0091097호, 2014년07월21일 공개Publication of Korean Patent No. 10-2014-0091097, published on July 21, 2014 국내등록특허 제10-0694312호, 2007년03월14일 공고Domestic Registration Patent No. 10-0694312, March 14, 2007 Announcement

본 발명의 목적은 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물 및 이를 이용한 용접부의 제조방법을 제공하는 것으로, 더 상세하게는 적절한 중량비의 Mo를 포함하는 내식성과 내충격성이 우수한 하이퍼 튜플렉스 스테인리스강 용접부 조성물 및 용접방법을 제공하는 것이다.An object of the present invention is to provide a hyper duplex stainless steel welded composition and a method of manufacturing a weld using the same, and more particularly, a hyper-tuplex stainless steel welded composition and welding method having excellent corrosion resistance and impact resistance including Mo in an appropriate weight ratio. Is to provide

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 실시예에 따른 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물은 탄소 0.03-0.05 wt%, 질소 0.2-0.5 wt%, 규소 0.4-0.8 wt%, 망간 1.1-1.7 wt%, 인 0.005-0.03 wt%, 황 0.002-0.007 wt%, 크롬 25.5-27.5 wt%, 니켈 7.2-8.3 wt%, 몰디브덴 3-6 wt%, 코발트 1-1.4 wt%, 나이오븀 0.005-0.04 wt%, 구리 0.07-0.15 wt% 및 철을 잔량으로 포함한다.In order to achieve the above object, the hyper duplex stainless steel welded composition according to an embodiment of the present invention is 0.03-0.05 wt% carbon, 0.2-0.5 wt% nitrogen, 0.4-0.8 wt% silicon, 1.1-1.7 wt% manganese, Phosphorus 0.005-0.03 wt%, sulfur 0.002-0.007 wt%, chromium 25.5-27.5 wt%, nickel 7.2-8.3 wt%, molybdenum 3-6 wt%, cobalt 1-1.4 wt%, niobium 0.005-0.04 wt% , 0.07-0.15 wt% copper and iron in the balance.

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 다른 일 실시예에 따른 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부의 제조방법은 위에서 설명한 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물로 이루어진 용기재를 준비하는 준비단계; 그리고 상기 용기재를 모재에 버터링 용접을 하고, 반자동 용접 또는 자동 아크 용접 과정을 포함하여 용접해 용접부를 형성하는 용접단계;를 포함한다.In order to achieve the above object, a method for manufacturing a hyper duplex stainless steel welding part according to another embodiment of the present invention includes a preparation step of preparing a container material made of the hyper duplex stainless steel welding part composition described above; And a welding step in which the container material is subjected to buttering welding to a base material and welded, including a semi-automatic welding or an automatic arc welding process, to form a welding portion.

본 발명의 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물 및 이를 이용한 용접부의 제조방법은 적절한 중량비의 Mo를 포함하여 내식성과 내충격성이 우수하며, 2차상 석출을 제어할 수 있는 하이퍼 듀플렉스 스테인리그상 용접부 조성물과 상기 조성물을 이용한 용접부 제조방법을 제공할 수 있다.The composition of the hyper duplex stainless steel welding part of the present invention and a method of manufacturing the welding part using the same are excellent in corrosion resistance and impact resistance, including Mo in an appropriate weight ratio, and the composition and composition of the hyper duplex stainless steel welding part capable of controlling secondary phase precipitation It is possible to provide a method for manufacturing a weld using a.

도 1은 본 발명의 실시예에서 실시한 용접을 설명하는 개념도.
도 2는 WRC-1992 다이어그램.
도 3은 본 발명의 실시예에서 제조한 용접부 금속의 미세구조를 관찰한 사진으로, (a)는 실시예 1, (b)는 실시예 2, 그리고 (c)는 실시예 3을 나타냄.
도 4는 본 발명의 실시예의 샘플들의 XED 측정 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 5는 본 발명의 실시예의 샘플들의 EBSD 상 지도 분석 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 6은 본 발명의 실시예의 샘플들의 20℃에서 인장시험 결과를 보여주는 그래프로, T.S는 인장강도, Y.S는 항복강도, E.L은 연신율을 나타내고, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 7은 본 발명의 실시예의 샘플들의 경도 측정 결과를 보여주는 그래프로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 8과 도 9는 각각 본 발명의 실시예 시편의 파단실험 후 단면을 전자현미경으로 관찰한 결과로, (a)는 실시예 1, (b)는 실시예 2, 그리고 (c)는 실시예 3을 나타냄.
도 10은 본 발명의 실시예 시편의 샤르피 V-노치 충격시험 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 11은 본 발명의 실시예 중 실시예 1(3Mo)의 샤르피 V-노치 충격시험 후 단면에서 원소 분포를 분석한 결과.
도 12는 본 발명의 실시예 시편들의 샤르피 V-노치 충격시험 후 단면을 관찰한 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 13은 본 발명의 실시예 시편들의 동전위 분극시험(potentiodynamic polarization tests)을 25℃, 3.5% NaCl에서 진행한 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 14는 본 발명의 실시예 시편들의 동전위 분극시험(potentiodynamic polarization tests)을 60℃, 3.5% NaCl에서 진행한 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 15는 본 발명의 실시예 시편들의 60℃, 3.5% NaCl에서 동전위 분극시험 후 전자현미경 사진으로, (a)는 실시예 1, (b)는 실시예 2, 그리고 (c)는 실시예 3을 나타냄.
도 16은 본 발명의 실시예 시편들의 부식환경에서 DL-EPR 시험 결과로, 3Mo는 실시예 1, 4.5Mo는 실시예 2, 그리고 6Mo는 실시예 3을 나타냄.
도 17은 본 발명의 실시예 시편들의 부식환경에서 DL-EPR 시험 후의 주사전자현미경 관찰 결과.
도 18은 본 발명의 실시예 1의 시편을 부식환경에서 DL-EPR 시험한 후 주사전자현미경 관찰 결과.1 is a conceptual diagram illustrating welding performed in an embodiment of the present invention.
2 is a WRC-1992 diagram.
Figure 3 is a photograph observing the microstructure of the welded metal produced in the Examples of the present invention, (a) Example 1, (b) Example 2, and (c) shows Example 3.
4 is a result of XED measurement of samples of an embodiment of the present invention, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example 3.
5 is an EBSD phase map analysis result of samples of the examples of the present invention, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example 3.
Figure 6 is a graph showing the tensile test results at 20 ° C of the samples of the Examples of the present invention, TS is the tensile strength, YS is the yield strength, EL is the elongation, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, And 6Mo represents Example 3.
7 is a graph showing the results of hardness measurement of the samples of the Examples of the present invention, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example 3.
8 and 9 are the results of observing the cross section after the fracture test of the specimen of the embodiment of the present invention, respectively, (a) Example 1, (b) Example 2, and (c) Example 3.
10 is a Charpy V-notch impact test result of an example specimen of the present invention, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example 3.
11 is a result of analyzing the element distribution in the cross section after the Charpy V-notch impact test of Example 1 (3Mo) of the embodiment of the present invention.
12 is a result of observing the cross section after the Charpy V-notch impact test of the specimens of the present invention, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example 3.
FIG. 13 shows the results of potentiodynamic polarization tests of the specimens of the present invention at 25 ° C. and 3.5% NaCl. 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example. 3.
FIG. 14 shows the results of potentiodynamic polarization tests of the specimens of the present invention at 60 ° C. and 3.5% NaCl. 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example. 3.
Figure 15 is an electron microscope photograph of the polarization test at 60 ° C, 3.5% NaCl of the specimens of the Examples of the present invention, (a) Example 1, (b) Example 2, and (c) Example 3.
16 is a DL-EPR test result in a corrosive environment of the specimens of the present invention, 3Mo is Example 1, 4.5Mo is Example 2, and 6Mo is Example 3.
17 is a scanning electron microscope observation results after the DL-EPR test in the corrosive environment of the specimens of the present invention.
18 is a scanning electron microscope observation result after the DL-EPR test of the specimen of Example 1 of the present invention in a corrosive environment.

이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 실시예에 대하여 첨부한 도면을 참고로 하여 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다. 명세서 전체를 통하여 유사한 부분에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings so that those skilled in the art to which the present invention pertains may easily practice. However, the present invention can be implemented in many different forms and is not limited to the embodiments described herein. The same reference numerals are used for similar parts throughout the specification.

본 명세서에서 입계는 금속 및 합금의 다결정 재료에서 구조는 같으나, 방향이 서로 다른 2 개의 결정의 경계를 일컫는 말이다.In the present specification, the grain boundary refers to a boundary between two crystals having the same structure but different directions in a polycrystalline material of metal and alloy.

본 명세서에서 아크는 기체 중에 설치한 두 개의 전극 사이에 전압을 건 경우에 발생하는 강한 빛을 말하며, 이 아크가 발생하는 중에는 기체를 통하여 양전극 사이에 전류가 흐르고 있는 상태를 의미한다.In the present specification, the arc refers to strong light generated when a voltage is applied between two electrodes installed in a gas, and a current flows between both electrodes through the gas while the arc is generated.

본 명세서에서 플럭스는 금속 또는 합금을 용해할 때 용해한 금속면이 대기와 닿는 것을 방해할 목적으로 금속의 표면에 용해한 염류에 의해 얇은 층을 만들기 위해 사용하는 혼합염을 의미하며, 용제 또는 융제라고 한다.In the present specification, flux refers to a mixed salt used to form a thin layer by salts dissolved on the surface of a metal for the purpose of preventing the metal surface from dissolving when contacting the atmosphere. .

본 명세서에서 실드가스는 아크를 대기로부터 차단하여 보호하는 목적으로 사용되는 가스를 의미하며, 헬륨, 수소, 아르곤, 산소, 탄산가스 등으로 구성된다.In this specification, the shield gas means a gas used for the purpose of blocking and protecting the arc from the atmosphere, and is composed of helium, hydrogen, argon, oxygen, and carbon dioxide gas.

본 명세서에서 스패터는 아크 용접, 가스 용접, 납 용접 등에서 용접 중에 튀어나오거나 흩어지는 슬래그 및 금속가루를 말하며, 스패터가 많으면 용접 작업이 곤란하고 용접부가 더러워진다.In the present specification, spatter refers to slag and metal powder that protrudes or scatters during welding in arc welding, gas welding, lead welding, and the like, and if there are many spatters, welding work is difficult and a weld is dirty.

본 명세서에서 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강은 기존의 듀프렉스 스테인리스강보다 높은 내식성과 강도를 갖는 스테인리스강을 의미하며, 원자력발전소, 탈황설비, 해수설비 등의 고내식 산업환경에 활용된다.In the present specification, the hyper-duplex stainless steel means a stainless steel having higher corrosion resistance and strength than the existing duplex stainless steel, and is used in a high corrosion-resistant industrial environment such as a nuclear power plant, desulfurization facility, and seawater facility.

본 발명의 발명자들은, 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강을 내식성 환경에 활용하고자 하는 시장의 요구는 있으나, 이 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강을 활용하려면 용접 등의 가공 과정이 필요한데 이를 위한 연구가 미비하다는 점을 확인하고, 고내식성과 고강도의 하이퍼 뉴플렉스 스테인리스강의 용접부를 제조하기 위한 조성물과 방법에 대해 연구하여 본 발명을 완성하였다.The inventors of the present invention, although there is a market demand to utilize hyper-duplex stainless steel in a corrosion-resistant environment, to utilize this hyper-duplex stainless steel, it is necessary to process a welding or the like, and confirm that the research for this is insufficient, and The present invention has been completed by studying the composition and method for manufacturing a welded portion of a hyper-neutral stainless steel having high corrosion resistance and high strength.

특히, 듀플렉스 스테인리스강은 내식성의 확보를 위해 Cr과 Mo를 다량 함유하고 있기 때문에 시그마상과 카이상과 같은 2차상의 석출이 촉진되는 단점이 있으며, 2차상의 석출이 증가하게 되면 듀플렉스 스테인리스강의 충격인성과 내식성이 크게 저하될 수 있다. 본 발명의 발명자들은 이러한 2차성 석출 정도를 제어하여 충격인성과 내식성 등이 우수한 용접부 조성물 등에 대한 발명을 완성하였다.In particular, since duplex stainless steel contains a large amount of Cr and Mo in order to secure corrosion resistance, there is a disadvantage that the precipitation of secondary phases such as sigma phase and kaisang is promoted. When the precipitation of secondary phase increases, the impact of duplex stainless steel Toughness and corrosion resistance can be significantly reduced. The inventors of the present invention have completed the invention of a welding composition having excellent impact toughness and corrosion resistance by controlling the degree of secondary deposition.

이하, 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail.

상기 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 실시예에 따른 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물은, 탄소 0.03-0.05 wt%, 질소 0.2-0.5 wt%, 규소 0.4-0.8 wt%, 망간 1.1-1.7 wt%, 인 0.005-0.03 wt%, 황 0.002-0.007 wt%, 크롬 25.5-27.5 wt%, 니켈 7.2-8.3 wt%, 몰디브덴 3-6 wt%, 코발트 1-1.4 wt%, 나이오븀 0.005-0.04 wt%, 구리 0.07-0.15 wt% 및 철을 잔량으로 포함한다.In order to achieve the above object, the hyper duplex stainless steel welded composition according to an embodiment of the present invention, 0.03-0.05 wt% carbon, 0.2-0.5 wt% nitrogen, 0.4-0.8 wt% silicon, 1.1-1.7 wt% manganese , 0.005-0.03 wt% phosphorus, 0.002-0.007 wt% sulfur, 25.5-27.5 wt% chromium, 7.2-8.3 wt% nickel, 3-6 wt% molybdenum, 1-1.4 wt% cobalt, 0.005-0.04 wt niobium %, Copper 0.07-0.15 wt% and iron in the balance.

상기 조성물은 상기 탄소(C)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.03-0.05 wt%로 포함한다. 상기 탄소는 용접부의 강도를 증대시키는 역할을 한다. 그러나 과량 포함하는 경우 용접부의 내식성을 감소시킬 수 있고, 탄화물의 석출로 인해 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강의 충격 인성 및 입간 부식 저항을 감소시킬 수 있으며, 용접 작업 중 스패터의 발생률을 증가시킬 수 있어서, 본 발명의 조성물은 상기 함량으로 탄소를 포함한다.The composition includes the carbon (C) at 0.03-0.05 wt% based on the entire weld composition. The carbon serves to increase the strength of the weld. However, if it contains excessive, it can reduce the corrosion resistance of the weld, and reduce the impact toughness and intergranular corrosion resistance of the hyper-duplex stainless steel due to the precipitation of carbide, and can increase the incidence of spatter during the welding operation. The composition of contains carbon in the above content.

상기 조성물은 상기 질소(N)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.2-0.5 wt%로 포함한다. 상기 질소는 몰리브덴과 함께 공식저항성을 향상시키는데 시너지 역할을 하고, 크롬이 페라이트로 집중되는 현상을 방지하여 상을 안정화하고 2차상의 석출을 지연시키는 역할을 한다. 그러나, 상기 질소 함량이 너무 많을 경우 질화물 등을 형성하여 오히려 내식성이 낮아질 수 있다. 또한, 질소는 오스테나이트 조직을 안정화시키면서 강도 특성 도한 비례적으로 증가시키기 때문에, 가능한한 질소를 다량 함유시키는 것이 유용하다고 생각된다. 그러나, 700-1100℃ 이하의 온도에서 급랭될 때 Cr2N 등의 질화물의 석출이 일어날 수 있고 오히려 내식성이 낮아질 수 있으므로, 본 발명의 조성물은 상기 함량으로 질소를 함유하는 것이 좋다.The composition includes the nitrogen (N) in an amount of 0.2-0.5 wt% based on the entire composition of the weld. The nitrogen plays a synergistic role in improving the formula resistance together with molybdenum, and prevents the concentration of chromium into ferrite to stabilize the phase and delay the precipitation of the secondary phase. However, if the nitrogen content is too large, corrosion may be lowered by forming nitride or the like. In addition, nitrogen stabilizes the austenite structure while increasing the strength characteristic proportionally, so it is considered useful to contain as much nitrogen as possible. However, when quenched at a temperature of 700-1100 ° C. or lower, precipitation of nitrides such as Cr 2 N may occur and, rather, corrosion resistance may be lowered, so the composition of the present invention preferably contains nitrogen in the above content.

상기 조성물은 상기 규소(Si)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.4-0.8 wt%으로 포함한다. 상기 규소는 고용체 금속간의 결합을 위한 고용체 강화물의 역할을 하며, 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 조직의 안정화에 기여하므로 함량이 적어도 0.4 wt% 이상으로 존재해야 하나, 0.8 wt% 초과 시 연신율과 충격치를 떨어뜨릴 수 있고, 결정립을 조대화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 조성물은 0.4-0.8 wt%의 함량으로 규소를 함유한다.The composition includes the silicon (Si) in an amount of 0.4-0.8 wt% based on the entire composition of the weld. The silicon serves as a solid solution reinforcing agent for bonding between solid solution metals and contributes to stabilization of the hyper duplex stainless steel structure, so the content should be at least 0.4 wt% or more, but elongation and impact value may be reduced when it exceeds 0.8 wt%. And the crystal grains can be coarsened. Therefore, the composition of the present invention contains silicon in an amount of 0.4-0.8 wt%.

상기 조성물은 상기 망간(Mn)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 1.1-1.7 wt%으로 포함한다. 상기 망간은 금속간의 결합을 위한 고용체 강화물의 역할로 사용되며 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강에서 질소의 용해도를 증가시키므로 함량이 적어도 1.1 wt% 이상으로 존재해야 하나, 1.7 wt% 초과일 경우 그 양이 많을수록 MnS의 형성이 촉진되므로 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 조성물은 1.1-1.7 wt% 함량으로 망간을 함유한다.The composition includes the manganese (Mn) in an amount of 1.1-1.7 wt% based on the entire composition of the weld. The manganese is used as a solid solution strengthening agent for bonding between metals and increases the solubility of nitrogen in the hyper duplex stainless steel, so the content should be at least 1.1 wt% or more, but if it exceeds 1.7 wt%, the greater the amount of MnS It is not preferable because it promotes formation. Therefore, the composition of the present invention contains manganese in a 1.1-1.7 wt% content.

상기 조성물은 상기 인(P)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.005-0.03 wt%으로 포함하며, 이러한 경우 상기 인이 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키는 것을 최소화할 수 있다.The composition includes the phosphorus (P) in an amount of 0.005-0.03 wt% based on the total composition of the welding part, and in this case, the phosphorus is segregated at the grain boundary to minimize the decrease in toughness.

상기 조성물은 상기 황(S)을 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.002-0.007 wt%로 포함하며, 상기 황을 과량 포함하는 경우에는 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 냉간 가공성에 유해한 영향을 미칠 수 있다.The composition contains the sulfur (S) in an amount of 0.002-0.007 wt% based on the whole of the welding part composition, and when the sulfur is included in excess, toughness may be reduced and an emulsion may be formed, which may adversely affect cold workability. .

상기 조성물은 상기 크롬(Cr)을 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 25.5-27.5 wt%로 포함한다. 크롬은 내식성의 기초인 산화성 피막을 형성하지만, 함량이 증가함에 따라 금속간 화합물의 형성이 많아지는 특성이 있다. 따라서, 상기 크롬을 상기 함량으로 포함하면, 용접시에 탄소와의 친화력이 있어 크롬탄화물을 생성하여 용접 과정 중에서 발생하는 산화층 및 변색 발생을 최소화할 수 있다.The composition includes the chromium (Cr) in an amount of 25.5-27.5 wt% based on the entire weld composition. Chromium forms an oxidative film, which is the basis of corrosion resistance, but has the property of increasing the formation of intermetallic compounds as the content increases. Therefore, when the chromium is included in the above content, it has an affinity with carbon during welding to generate chromium carbide, thereby minimizing the occurrence of oxide layers and discoloration during the welding process.

용접부의 냉각속도가 증가할수록 페라이트의 함량이 증가하게 되고 N의 고용도가 큰 오스테나이트의 함량이 상대적으로 감소하기 때문에 N이 페라이트 입내 또는 입계에 축적되므로 Cr과의 결합력이 강한 N은 주위의 Cr과의 결합하여 Cr2N을 형성하게 되며, 이는 부식저항성과 인성을 떨어뜨리는 효과를 나타낼 수 있다.As the cooling rate of the weld increases, the content of ferrite increases and the content of austenite with a high N solubility decreases, so N accumulates in the ferrite grains or grain boundaries. Combines with and forms Cr 2 N, which may have an effect of reducing corrosion resistance and toughness.

Cr2N을 석출하는 온도 구간에서 2차 오스테나이트의 석출이 발생할 수 있는데, 이는 오스테나이트 사이의 작은 섬 형태로 이루어져 있거나, 기존의 오스테나이트에 비해 Cr, Ni 등의 조성이 낮은 델타-페라이트로부터 변태된 오스테나이트로, Cr2N와 마찬가지로 내식성 저하에 영향을 미친다. 따라서, 크롬의 함량과 함께 위에서 설명한 질소의 함량도 함께 조절하는 것이 필요하다. Precipitation of secondary austenite may occur in the temperature range of precipitation of Cr 2 N, which is composed of small islands between austenite, or from delta-ferrite having a lower composition of Cr, Ni, etc. than conventional austenite. As a transformed austenite, like Cr 2 N, it affects a decrease in corrosion resistance. Therefore, it is necessary to control the nitrogen content described above together with the chromium content.

상기 조성물은 상기 니켈(Ni)을 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 7.2-8.3 wt%로 포함한다. 니켈은 공기 및 습기에 철보다 안정적이며, 산화 반응을 일으키지 않으며, 알카리에도 잘 침식되지 않는 성질을 갖는다. 따라서, 내부식성의 스테인리스강을 만드는데 많이 사용되나, 높은 원료가격으로 사용이 제한된다. 듀플렉스 상에서는 페라이트와 오스테나이트의 적절한 비가 요구되므로, 오스테나이트 안정화 원소인 니켈의 양을 무작정 늘릴 수 없으므로 니켈은 7.2-8.3 wt% 함량으로 적용되는 것이 바람직하다.The composition includes the nickel (Ni) at 7.2-8.3 wt% based on the entire composition of the weld. Nickel is more stable than iron in air and moisture, does not cause an oxidation reaction, and has properties that are not eroded by alkali. Therefore, it is often used to make corrosion-resistant stainless steel, but its use is limited due to its high raw material price. Since a proper ratio of ferrite and austenite is required on the duplex, the amount of nickel, which is an austenite stabilizing element, cannot be increased arbitrarily, so nickel is preferably applied at a content of 7.2-8.3 wt%.

상기 조성물은 상기 몰리브덴(Mo)을 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 3-6 wt%로 포함한다. 페라이트 함유량이 많을수록 응력부식에 대한 내식성이 좋다는 특성이 있으므로, 페라이트 안정화 원소인 몰리브덴은 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강의 내식성에 중요한 역할을 한다. 상기 Mo는 염소이온에 대한 부식성을 증대하기 위해 첨가하며, 크롬산화물계 부동태층에 몰르브덴산화물(MoO2)을 형성하여 부동태피막층을 더욱 치밀하게 하므로, Cr에 비해 3배 이상의 공식(pitting corrosion)과 틈부식에 대한 저항성을 나타낸다.The composition includes the molybdenum (Mo) in 3-6 wt% based on the entire weld composition. The higher the ferrite content, the better the corrosion resistance to stress corrosion, so the ferrite stabilizing element molybdenum plays an important role in the corrosion resistance of the hyper duplex stainless steel. The Mo is added to increase the corrosiveness to chlorine ions, and the molybdenum oxide (MoO 2 ) is formed on the chromium oxide-based passivation layer to make the passivation layer more dense, so that it is more than three times the formula (pitting corrosion) compared to Cr. And resistance to crevice corrosion.

그러나, 몰리브덴은 구성 조직에 해가 될 수 있는 시그마상 및 카이상과 같은 금속간 화합물을 만드는 성질이 있으며, 크롬의 함량 증가 시 고온에서 장기간 노출되면 델타-페라이트와 시그마상 및 2차 오스테나이트의 공석반응으로 고Cr 또는 고Mo를 갖는 2차상이 형성되어 인성과 내식성 저하를 유발할 수 있다. 이러한 Mo의 성질에 따라, 내식성이 우수하면서 동시에 2차상 석출을 제어할 수 있는 함량으로, 그 범위를 3-6 wt%으로 한정하는 것이 좋고, 구체적으로 3-4.5 wt%으로 한정하는 것이 더 좋다.However, molybdenum has the property of making intermetallic compounds such as sigma phase and kinase that can harm the constituent tissues, and when the content of chromium is increased for a long time at high temperature, delta-ferrite, sigma phase and secondary austenite Due to the vacancy reaction, a secondary phase having high Cr or high Mo may be formed, which may lead to a decrease in toughness and corrosion resistance. Depending on the nature of this Mo, it is preferable to limit the range to 3-6 wt%, and specifically, to 3-4.5 wt%, as a content capable of controlling secondary phase precipitation while having excellent corrosion resistance. .

상기 조성물은 상기 코발트(Co)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 1-1.4 wt%로 포함한다. 코발트는 가열해도 잘 융해되지 않으며, 공기 중에 방치해도 잘 부식되지 않는 특성이 있으며, 합금으로서 이용되고 내열 및 내식의 역할로 스텐이리스강에서 사용된다. 따라서, 함량이 많을 경우 용접성이 저하되고 스패터의 발생량이 증가되므로 1.0-1.4 wt%의 함량이 바람직하다.The composition includes the cobalt (Co) at 1-1.4 wt% based on the total composition of the weld. Cobalt does not melt well when heated, and does not corrode well when left in the air. It is used as an alloy and is used in stainless steel as a role of heat resistance and corrosion resistance. Therefore, when the content is large, the weldability is reduced and the amount of spatters is increased, so a content of 1.0-1.4 wt% is preferable.

상기 조성물은 상기 나이오븀(Nb)을 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.005-0.04 wt%로 포함한다. 나이오븀의 철과의 합금인 페로나이오븀은 스테인리스강 속의 탄소 고정제로서 이용되며, 함량이 많을 경우 저온 변태 생성물인 베이나이트 변태를 조장하므로 나이오븀의 함량은 0.05-0.04 wt%의 함량이 바람직하다.The composition includes the niobium (Nb) in an amount of 0.005-0.04 wt% based on the entire weld composition. Ferro-niobium, an alloy of iron with niobium, is used as a carbon fixation agent in stainless steel. When the content is high, the content of niobium is preferably 0.05-0.04 wt% because it promotes low-temperature transformation product bainite transformation. Do.

상기 조성물은 상기 구리(Cu)를 상기 용접부 조성물 전체를 기준으로 0.07-0.15 wt% 로 포함한다. 구리는 연성 및 성형에 우수한 특성을 나타내며, Ni의 대체원소로써 오스테나이ㅌ 상을 안정화시키고 시그마상에 대한 저항을 증가시키나, 함량이 높아지면 스테인리스강의 열간가공성에 문제가 생길 수 있다. 그러나, 소량 함유시에도 인가 함께 공존할 경우 대기나 해수 상에서 우수한 내식성을 나타내는 특성이 있으므로 상기 조성물에는 0.07-0.15 wt% 함량으로 함유되는 것이 바람직하다.The composition comprises 0.07-0.15 wt% of the copper (Cu) based on the entire weld composition. Copper exhibits excellent properties for ductility and molding, stabilizes the austenite phase as an alternative element of Ni, increases resistance to sigma phases, but may increase in the hot workability of stainless steel when the content is high. However, even when a small amount is contained, it is preferable that the composition is contained in an amount of 0.07-0.15 wt%, because it has the property of exhibiting excellent corrosion resistance in the air or sea water when coexisting with the application.

상기 조성물은 용접부 형성시 아래 식 (1)로 계산되는 내공식 당량지수(PREN)가 45 이상일 수 있다.The composition may have a pneumatic equivalent index (PREN) of 45 or more calculated by Equation (1) below when forming a weld.

식 (1): PREN = Cr + 3.3Mo + 30NEquation (1): PREN = Cr + 3.3Mo + 30N

상기 식 (1)에서, 상기 PREN은 상기 조성물의 내공식 당량지수이고, 상기 Cr은 상기 조성물에 함유되는 크롬의 함량(wt%)이며, 상기 Mo은 상기 조성물에 함유되는 몰리브덴의 함량(wt%)이고, 상기 N은 상기 조성물에 함유되는 질소의 함량(wt%)이다.In the formula (1), the PREN is the pitting formula index of the composition, the Cr is the content of chromium contained in the composition (wt%), and the Mo is the content of molybdenum contained in the composition (wt% ), And N is the nitrogen content (wt%) contained in the composition.

내공식 당량지수(PREN)는 국부 내식성의 척도로, 스테인리스강의 내식성을 평가하는 여러지수 중 점상의 무식인 점식(pitting)에 대한 내성을 평가하는 값이다. 상기 PREN 값이 45 이상인 경우 고내식 환경인 원자력 발전소, 탈황설비, 화학플렌트와 같은 환경에서도 적용이 가능하다.The pitting equivalent index (PREN) is a measure of local corrosion resistance, and is a value for evaluating resistance to pitting, which is ignorant of pits, among several indexes evaluating corrosion resistance of stainless steel. If the PREN value is 45 or more, it can be applied in environments such as nuclear power plants, desulfurization facilities, and chemical plants, which are highly corrosion-resistant environments.

구체적으로 상기 조성물의 내공식 당량지수는 45-55일 수 있고, 45-50일 수 있다. 상기 내공식 당량지수가 55 초과되는 경우 오히려 용접성이 저하될 수 있다.Specifically, the pitting equivalent index of the composition may be 45-55, and may be 45-50. If the pitting-type equivalent index exceeds 55, weldability may deteriorate.

상기 조성물은 상기 질소를 0.4 wt% 이상으로 함유할 수 있고, 0.4 - 0.5 wt%으로 함유할 수 있다. 이러한 함량 범위로 상기 질소를 상기 조성물에 적용하는 경우, 용접성과 내식성이 조화된 우수한 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접용 조성물을 제공할 수 있다.The composition may contain more than 0.4 wt% of the nitrogen, and may contain 0.4-0.5 wt%. When the nitrogen is applied to the composition in such a content range, it is possible to provide an excellent composition for welding high-duplex stainless steels in which weldability and corrosion resistance are harmonized.

상기 조성물은 고내식성 고강도 특성을 갖는 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강의 용접용 조성물로 그 활용도가 우수하며, 고내식 환경에도 적용이 가능하다. The composition is a welding composition of hyper duplex stainless steel having high strength and high corrosion resistance, and its utilization is excellent, and it can be applied to a high corrosion resistance environment.

상기 조성물은 페라이트 분율(FN)이 단위 면적당 35-50%인 용접부를 형성할 수 있고, 단위 면적당 35-45%인 용접부를 형성할 수 있다.The composition may form a weld portion having a ferrite fraction (FN) of 35-50% per unit area, and a weld portion of 35-45% per unit area.

상기 조성물은 예민화도 값(Ir/Ia)이 0.05 이하인 용접부를 형성할 수 있고, 0.005 이하의 예민화도 값(Ir/Ia)을 갖는 용접부를 형성할 수 있다. The composition may form a weld having a sensitization value (I r / I a ) of 0.05 or less, and a weld having a sensitization value (I r / I a ) of 0.005 or less.

상기 조성물은 크롬카바이드를 실질적으로 함유하지 않는 용접부를 형성하여 고내식 고강도 용접부를 형성할 수 있다.The composition can form a high corrosion-resistant high-strength weld by forming a weld that does not substantially contain chromium carbide.

본 발명의 다른 일 실시예에 따른 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부의 제조방법은, 위에서 설명한 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물로 이루어진 용기재를 준비하는 준비단계; 그리고 상기 용기재를 모재에 버터링 용접을 하고, 반자동 용접 또는 자동 아크 용접(Flux Cored Arc Welding, FCAW) 과정을 포함하여 용접해 용접부를 형성하는 용접단계;를 포함한다.A method of manufacturing a hyper duplex stainless steel welding part according to another embodiment of the present invention includes a preparation step of preparing a container material made of the hyper duplex stainless steel welding part composition described above; And a welding step in which the container material is subjected to buttering welding to a base material, and welding is performed, including a semi-automatic welding or an automatic arc welding (FCAW) process.

버터링 용접은 맛대기 용접을 할 때, 모재의 열 영향을 방지하기 위하여 홈 표면에 다른 종류의 금속을 표면 피복 용접하는 것이다.Buttering welding is a surface coating welding of different types of metal on the groove surface in order to prevent the heat effect of the base material when performing a flavor welding.

반자동 용접 또는 자동 아크 용접은 최근 몇 년 사이에 사용 가능 범위가 확대되고 용접사 인건비에 대한 부담과 용접부 품질 보증을 확보하기 위해 고능률 용접과정을 선호하게 되는 제작사들의 필요성 증대 및 자동화의 필요성에 따라 국내에서 큰 호평을 받고 있는 새로운 용접 방법이다. 초기에는 주로 조선을 중심으로 발전해 왔으나, 최근에는 산업 기계, 건설 기계, 철골, 교량 및 석유화학 압력 용기 등에도 폭 넓게 적용되고 있다.Semi-automatic welding or automatic arc welding has been expanded in recent years in accordance with the need for automation and the need for manufacturers to increase the scope of use and to favor the high-efficiency welding process to secure the burden on labor costs and guarantee the quality of welds. It is a new method of welding that is highly acclaimed. In the early years, it mainly developed mainly in shipbuilding, but recently it is widely applied to industrial machinery, construction machinery, steel frames, bridges, and petrochemical pressure vessels.

FCAW(Flux Cored Arc Welding)는 기존의 GMAW(Gas Metal Arc Welding)의 장점을 살리면서 보다 효율적으로 용접을 실시할 수 있도록 개선된 용접 방법으로, 튜브형태의 용접 와이어에 플럭스를 채워넣고 용접 아크열로 플럭스를 태우면서 이때 발생하는 CO2 가스가 주성분인 쉴드가스를 이용해서 용접부를 보호하고 안정된 용접을 실시하는 방법이다. 와이어 중심부에 플럭스가 채워져있어 연속공정이 가능하며 생산성이 우수하고 용접자세의 제한이 없다는 장점이 있다.FCAW (Flux Cored Arc Welding) is an improved welding method that makes welding more efficient while taking advantage of the existing GMAW (Gas Metal Arc Welding), filling the flux with tube type welding wire and welding arc heat It is a method of protecting the welded part and performing stable welding by using the shield gas, which is the main component of CO 2 gas generated at this time while burning the furnace flux. Since the flux is filled in the center of the wire, continuous processing is possible, and productivity is excellent and there is no limitation in welding position.

일반적으로 가장 많이 사용되는 피복아크용접(Shielded Metal Arc Welding. SMAW)은 외부 피복재에 의해 스패터(spatter) 발생량이 적고 아크가 부드럽고 안정적이며 용접 작업성은 우수하지만, 릴에 감을 수 없어서 자동화가 불가능하고 GMAW 용접에 사용되는 솔리드 와이어는 자동화는 가능하지만, 플럭스가 없어서 전자세 용접이 힘들고 스패터 발생량이 많다는 등 용접 작업성이 상대적으로 불량하다.Shielded Metal Arc Welding (SMAW), which is the most commonly used shielding metal arc welding (SMAW), has a small amount of spatters due to the external coating material, the arc is smooth and stable, and the welding workability is excellent, but it cannot be wound on a reel, making automation impossible. The solid wire used for GMAW welding can be automated, but the welding workability is relatively poor due to the absence of flux, making it difficult to fully weld and generate a large amount of spatter.

따라서, 상기 용접부의 제조방법에서는 모재와 상기 용기재의 버터링 용접 과정; 및 반자동 용접 또는 자동 아크 용접 과정을 포함한다.Therefore, in the manufacturing method of the welding part, the buttering welding process of the base material and the container material; And semi-automatic welding or automatic arc welding.

상기 용접부의 페라이트 분율(FN)은 단위 면적당 35-50%일 수 있다.The ferrite fraction (FN) of the welding portion may be 35-50% per unit area.

스테인리스 용접부에서 페라이트 함량의 적절한 조절은 용접부의 기계적 특성, 자성, 부식 특성, 고온 균열 특성에 많은 변수를 가져오며, 이러한 페라이트 함량은 단위 면적당 페라이트의 분율을 나타내는 FN(Ferrite Number)로 표기한다.Proper adjustment of the ferrite content in a stainless steel welded part brings many variables to the mechanical properties, magnetism, corrosion properties, and high temperature cracking properties of the welded part, and this ferrite content is denoted by FN (Ferrite Number) indicating the fraction of ferrite per unit area.

상기 용접부의 페라이트 분율(FN)은 단위 면적당 35-50%일 경우 내식성 면에서 우수한 특성을 가지며, 더 구체적으로 단위 면적당 35-45%를 가질 수 있다.When the ferrite fraction (FN) of the welding part is 35-50% per unit area, it has excellent properties in terms of corrosion resistance, and more specifically, may have 35-45% per unit area.

상기 용접부는 0.05 이하의 예민화도 값(Ir/Ia)을 가질 수 있고, 0.005 이하의 예민화도 값(Ir/Ia)을 가질 수 있다.The welding portion may have a degree of sensitivity value (I r / I a) of more than 0.05, may have a degree of sensitivity values less than or equal to 0.005 (I r / I a) .

상기 용접부는 크롬카바이드를 실질적으로 함유하지 않는 수 있다.The welding portion may be substantially free of chromium carbide.

이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 예시에 불과하며, 본 발명의 범위가 이에 한정되는 것은 아니다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail through specific examples. The following examples are only examples to aid the understanding of the present invention, and the scope of the present invention is not limited thereto.

1. 실험방법1. Experimental method

1) 시편의 제작 및 용접의 실시1) Preparation of specimen and welding

시편은 300mm x 150mm x 두께 20mm로 제작한 STS304강재를 AWS A5.22규격에 따라 맞대기 용접을 실시하였다. 용접을 실시하기 전에 모재의 희석을 최소화하기 위해 2 내지 3mm 두께로 버터링 용접을 실시하였으며, 용접법은 FCAW(Flux-cored arc welding)을 사용하였다(도 1 참조).For the specimen, STS304 steel made of 300mm x 150mm x 20mm thick was subjected to butt welding according to AWS A5.22 standard. Before welding, buttering welding was performed to a thickness of 2 to 3 mm to minimize dilution of the base material, and the welding method used FCAW (Flux-cored arc welding) (see FIG. 1).

용접부 조성물인 용착금속은 Fe, Cr, Ni, N 등의 함량은 고정시키고 Mo의 함량을 3, 4.5, 6 wt%로 조절하여 세 종류의 시편을 제작하였다. 용접부의 화학조성 및 모식도는 각각 표 1과 도 1에 나타내었으며, 루트간격은 12mm, 개선각 45˚로 총 12pass 용접을 실시하였다. 표 2는 용접 속도, 전압, 전류 등을 나타낸 용접조건으로 세 시편 모두 동일하게 진행하였다.The weld metal, which is the composition of the welding part, fixed the contents of Fe, Cr, Ni, N, etc., and adjusted the contents of Mo to 3, 4.5, and 6 wt% to prepare three types of specimens. The chemical composition and schematic diagram of the welding part are shown in Table 1 and Fig. 1, respectively, and the route spacing was 12 mm and the improvement angle was 45 °, for a total of 12 pass welding. Table 2 shows welding speed, voltage, current, etc., and the welding conditions were the same for all three specimens.

실시예#Example # CC NN SiSi MnMn PP SS CrCr 1One 0.0310.031 0.330.33 0.60.6 1.391.39 0.0160.016 0.0050.005 26.726.7 22 0.0340.034 0.330.33 0.620.62 1.411.41 0.0150.015 0.0050.005 26.6926.69 33 0.0350.035 0.330.33 0.640.64 1.421.42 0.0150.015 0.0050.005 26.7126.71 실시예#Example # NiNi MoMo CoCo NbNb CuCu FeFe PREN*PREN * 1One 7.857.85 3.043.04 1.21.2 0.01560.0156 0.09180.0918 잔량Balance 46.646.6 22 7.827.82 4.564.56 1.181.18 0.01910.0191 0.09730.0973 잔량Balance 51.751.7 33 7.87.8 5.915.91 1.21.2 0.02250.0225 0.10910.1091 잔량Balance 56.256.2

(중량부)(Parts by weight)

* PREN = Cr wt% + 3.3Mo wt% + 30N wt%* PREN = Cr wt% + 3.3Mo wt% + 30N wt%

FCAWFCAW 전압(V)Voltage (V) 전류(A)Current (A) 주행속도
(cm/min)Driving speed
(cm / min) 평균입열
(KJ/cm)Average heat input
(KJ / cm) 예열 및 층간속도
(℃)Preheating and interlayer speed
(℃) 패스 수Number of passes 실시예1Example 1 3030 250250 3333 1414 150150 1212 실시예2Example 2 실시예3Example 3 실드가스 : Ar 80% + CO2 20%, 유속 : 20L/minShield gas: Ar 80% + CO 2 20%, Flow rate: 20L / min 극성: DCRP, 전극돌출길이 : 15 내지 20mmPolarity: DCRP, electrode protrusion length: 15 to 20mm

상기 용착금속의 화학조성과 페라이트 함량은 Optical emission spectrometer(Metal-Lab75/80J, GNR srl, Italy)와 Ferrite Scope(MP30E-S, Fischer, Germany)를 사용하여 측정하였다. 용접된 root, center, 및 face 부의 FN을 각각 5회 측정하였다. 또한, 용접부의 Creq와 Nieq의 값을 구한 후, WRC-1992 다이어그램을 이용해 용접부의 FN 값을 예측하였다.The chemical composition and ferrite content of the deposited metal were measured using an optical emission spectrometer (Metal-Lab75 / 80J, GNR srl, Italy) and Ferrite Scope (MP30E-S, Fischer, Germany). The FN of the welded root, center, and face parts was measured 5 times each. In addition, after obtaining the Cr eq and Ni eq values of the weld, the FN value of the weld was predicted using the WRC-1992 diagram.

2) 미세조직 관찰 및 상 분석2) Microstructure observation and phase analysis

시편의 미세조직을 관찰하기 위해 용착금속 내 시편을 채취하여 연마 및 정마 후 전해에칭(Electrical etching)을 하였다. 관찰에 사용된 장비는 광학 금속 현미경(Optical Microscope) (MA200, Nikon, Japan)이며, 에칭액은 두 가지를 사용하였다. 일반적인 페라이트와 오스테나이트를 관찰하기 위해 10% 옥살산(Oxalic acid)를 사용하였고, 그 외에 비이상적인 석출양상을 관찰하기 위해 20% KOH 수용액을 사용하였다. 또한, 주사전자현미경(SEM-EDS) (JSM-9400F, Jeol, Japan)과 전자후방산란회절법(Electron Back Scattering Diffraction, EBSD) 및 XRD(X-ray Diffraction)를 사용하여 δ-ferrite, austenite 그리고 2차상들의 석출거동 및 분율을 확인하였다.To observe the microstructure of the specimen, a specimen in the weld metal was collected and polished and polished for electrical etching. The equipment used for the observation was an optical metal microscope (MA200, Nikon, Japan), and two etchants were used. 10% oxalic acid was used to observe general ferrite and austenite, and 20% aqueous KOH solution was used to observe non-ideal precipitation patterns. In addition, δ-ferrite, austenite and scanning electron microscopy (SEM-EDS) (JSM-9400F, Jeol, Japan) and electron back scattering diffraction (EBSD) and XRD (X-ray diffraction) were used. The precipitation behavior and fraction of the secondary phases were confirmed.

3) 인장시험3) Tensile test

인장시험은 AWS B4.0에서 제시된 규격을 기준으로 하여 시험편 제작하여 비커스경도기(Matuzawa MXT 70: 하중 1 Kg)를 이용해 진행하였다. 세 시편의 표점거리는 25mm로 고정하여 상온에서 동일하게 실험을 진행하였다. The tensile test was conducted using a Vickers hardness tester (Matuzawa MXT 70: load 1 Kg) based on the specifications presented in AWS B4.0. The specimens were fixed at 25 mm and the experiment was conducted at the same temperature.

4) 충격시험4) Impact test

충격시험은 AWS B4.0에서 제시된 규격을 기준으로 하여 Charpy V-norch 충격시험을 실시하였다. 세 시편은 -50, -30, 0, 20℃(상온)에서 총 3번씩 충격시험을 하여 평균값으로 나타내었다.The impact test was conducted on the Charpy V-norch impact test based on the specifications presented in AWS B4.0. The three specimens were tested at -50, -30, 0, and 20 ℃ (at room temperature) for a total of 3 impact tests, and were expressed as average values.

5) 전기화학실험5) Electrochemical experiment

시편의 내식성을 측정하는 전기화학 실험은 크게 두 가지로 진행하였다. 공식저항성을 비교하기 위한 동전위 분극 실험(Potentiodynamic Polarization Reactivation)은 3.5% NaCl용액을 사용하였고, 일반적인 해수분위기인 25℃와 듀플렉스 및 슈퍼 듀플렉스 스테인리스강의 CPT(Critical Pitting Temperature) 온도인 60℃에서 실시하였다. 전위의 범위는 -0.5V에서 1.5V, 주사속도는 1V/s로 사용하였다. 입계 부식 저항성을 비교하기 위한 DL-EPR(Double Loop-Electrochemical Potentio kinetic Reactivation)은 25℃, 2M H2SO4 + 1.5M HCl용액을 사용하였다. 실험에 사용된 작동전극은 각 각의 시험편이며, 보조전극은 백금박(foil), 기준전극은 은-염화은(Ag-AgCl/KCl)을 사용하였다.There were two major electrochemical experiments to measure the corrosion resistance of the specimen. In order to compare the formula resistance, the Potentialiodynamic Polarization Reactivation was performed using a 3.5% NaCl solution, and was conducted at 25 ℃, which is a general seawater atmosphere, and 60 ℃, which is a CPT (Critical Pitting Temperature) temperature of duplex and super duplex stainless steel. . The potential range was -0.5 V to 1.5 V, and the scanning speed was 1 V / s. To compare the grain boundary corrosion resistance, DL-EPR (Double Loop-Electrochemical Potentio kinetic Reactivation) was used at 25 ° C and 2M H 2 SO 4 + 1.5M HCl solution. The working electrode used in the experiment was each test piece, and the auxiliary electrode used was a platinum foil and the reference electrode was silver-silver chloride (Ag-AgCl / KCl).

2. 실험결과2. Experimental results

1) 미세조직 관찰 및 상분석1) Microstructure observation and phase analysis

용접부의 페라이트 함량을 측정하기 위해서 페라이트스코프와 WRC-1992 다이어그램(도 2)을 이용하였다. 페라이트스코프(MP30E-S, Fischer, Germany)는 root, center, face 각 각 5회씩 측정하여 평균값을 표 3에 나타내었다. 또한, Mo 중량에 따른 용접부의 조성물로부터 Creq과 Nieq 값을 각각 아래와 같이 구하여 아래 도 3에 함께 나타냈다.A ferrite scope and a WRC-1992 diagram (FIG. 2) were used to measure the ferrite content of the weld. Ferrite scope (MP30E-S, Fischer, Germany) is root, center, face was measured 5 times each, the average value is shown in Table 3. In addition, Cr eq and Ni eq values were obtained from the composition of the welding part according to the weight of Mo, respectively, as shown below, and shown in FIG. 3 below.

실시예 #Example # 용접부에서의 위치Location on the weld Creq*Cr eq * Nieq**Ni eq ** Creq/Nieq Cr eq / Ni eq FNFN rootroot centercenter faceface 1One 4141 3838 4242 29.7529.75 15.6615.66 1.91.9 38.8638.86 22 4343 4141 4545 31.2631.26 15.6315.63 22 43.6443.64 33 4545 4242 4646 32.6332.63 15.6515.65 2.082.08 44.9344.93

* Creq = Cr + Mo + 0.7Nb* Cr eq = Cr + Mo + 0.7Nb

** Nieq = Ni + 35N + 20N + 0.25Cu** Ni eq = Ni + 35N + 20N + 0.25Cu

표 3을 참고하면, Mo함량에 관계없이 root부나 face부보다 center부의 페라이트가 가장 낮은 경향을 나타내었다. 그 이유로 용접된 center부가 후속 pass의 열영향에 의해 온도가 γ-solvus 이상 올라가 δ-ferrite가 재용해되어 함량이 감소하는 것으로 생각된다.Referring to Table 3, regardless of the Mo content, the ferrite at the center was lower than the root or face. For this reason, it is considered that the welded center portion has a temperature that is higher than γ-solvus due to the heat effect of the subsequent pass, and δ-ferrite is redissolved to decrease the content.

도 3은 Mo함량에 따른 페라이트와 오스테나이트의 조직분포를 나타낸 것이다. Mo함량이 증가함에 따라 페라이트 함량도 증가하는 것을 확인할 수 있었는데, 이를 관찰하고자 광학 현미경(Optical microscope, OM)을 사용하였다. 에칭액은 10% 옥살산(Oxalic acid)을 사용하였으며, 세 시편 모두 200배율에서 관찰하였다. Mo함량이 증가할수록 흰색의 austenite가 감소하고 회색의 ferrite가 증가하는 것을 알 수 있었다.Figure 3 shows the distribution of the ferrite and austenite according to the Mo content. As the Mo content increased, it was confirmed that the ferrite content also increased. To observe this, an optical microscope (OM) was used. As the etching solution, 10% oxalic acid was used, and all three specimens were observed at 200 magnification. It was found that the white austenite decreases and the gray ferrite increases as the Mo content increases.

X선 회절 분석(X-ray diffraction, XRD)을 통해서도 Mo함량 변화에 따른 페라이트와 오스테나이트의 상분율을 확인할 수 있었다. 도 4를 통해 페라이트와 오스테나이트의 peak변화는 크지 않지만 Mo함량이 증가할수록 δ-ferrite의 peak는 점차 증가하고 γ-austenite의 peak는 점차 감소하는 것을 확인할 수 있다. 하지만 XRD 분석을 통해서 σ상이나 χ상과 같은 2차상은 관찰되지 않았다.X-ray diffraction (XRD) also confirmed the phase fraction of ferrite and austenite according to the change in Mo content. 4, the peak change of ferrite and austenite is not large, but the peak of δ-ferrite gradually increases and the peak of γ-austenite gradually decreases as the Mo content increases. However, no secondary phases such as σ or χ were observed through XRD analysis.

EBSD분석을 실시하였고, 그 결과를 도 5에 나타내, 2차상의 석출거동은 확인할 수 있었다. 도 5를 참고하면, Mo의 함량이 증가할수록 2차상들의 양이 증가하는 것을 알 수 있고, 2차상들은 주로 페라이트입내 또는 오스테나이트와 페라이트입계에 석출하는 것을 확인할 수 있었다.EBSD analysis was performed, and the results were shown in FIG. 5, and the precipitation behavior of the secondary phase was confirmed. Referring to FIG. 5, it can be seen that the amount of secondary phases increases as the content of Mo increases, and it can be seen that the secondary phases mainly precipitate in the ferrite grains or in the austenite and ferrite grain boundaries.

Sigma, chi상과 같은 2차상의 관찰을 위해 SEM/EDS관찰을 실시하였다. XRD분석 결과와 마찬가지로 sigma, chi상은 관찰되지 않았다.SEM / EDS observations were performed to observe secondary images such as Sigma and Chi images. As with the XRD analysis results, sigma and chi phases were not observed.

2) 인장특성2) Tensile properties

상온에서의 인장시험 결과를 도 6에 나타냈다. Mo함량이 증가함에 따라 인장 및 항복강도가 증가하는 경향을 나타내었지만, 반대로 연신율은 감소하는 경향을 나타내었다.6 shows the results of the tensile test at room temperature. Tensile and yield strengths tended to increase as the Mo content increased, whereas elongation tended to decrease.

Mo함량에 따른 경도 비교 및 모재(STS304)와 용접부(Hyper Duplex Stainless Steel)의 경도 비교를 위해 비커스 경도기(Matuzawa MXT 70 :하중 1kg)를 사용하여 측정하고, 그 결과를 도 7에 나타냈다. 도 7을 참조하면, Mo함량이 증가할수록 평균 경도값이 증가하였고, 용접부가 모재에 비해 2배 정도 경도가 높게 측정되었다.For comparison of hardness according to the Mo content and hardness comparison between the base material (STS304) and the welded part (Hyper Duplex Stainless Steel), a Vickers hardness tester (Matuzawa MXT 70: 1 kg load) was measured, and the results are shown in FIG. 7. Referring to FIG. 7, as the Mo content increased, the average hardness value increased, and the weld strength was measured to be about twice as high as that of the base material.

인장시험 후 시편의 파단면을 SEM을 이용하여 관찰하고 도 8과 도 9에 나타냈다. 도 8은 위의 세 시편은 모두 WD 20mm로 고정한 후 20배율로 찍은 거시적인 사진이다. (a)3Mo에서 (b)4.5Mo, (c)6Mo로 갈수록 시편의 necking현상이 줄어드는 것을 확인할 수 있다. 도 9는 좀 더 미시적인 관찰을 위해 사진에 표시된 부분의 파단면을 2500배율로 관찰한 결과 (a)는 전형적인 연성파괴의 특성인 딤플(dimple)구조가 관찰되었고 (b)는 취성파괴의 특성인 벽개(cleavage)와 딤플 모두 관찰되었다. 반면 (c)는 파단면이 전형적인 취성파괴의 파단면인 벽개파단면인 것을 관찰할 수 있었다. 이는 재료에 Mo와 같은 치환형 합금원소를 다량 첨가함으로써 나타날 수 있는 가장 일반적인 파단면의 형상을 보여준다.After the tensile test, the fracture surface of the specimen was observed using SEM and is shown in FIGS. 8 and 9. 8 is a macroscopic picture taken at 20 times after fixing all three specimens with WD 20mm. From (a) 3Mo to (b) 4.5Mo, (c) 6Mo, the necking phenomenon of the specimen decreases. FIG. 9 shows the fracture surface of the portion shown in the picture at a magnification of 2500 for a more microscopic observation. (A) A dimple structure, which is a characteristic of typical ductile fracture, is observed, and (b) characteristic of brittle fracture. Both phosphorus cleavage and dimples were observed. On the other hand, (c), it was observed that the fracture surface was a cleavage fracture surface, which is a typical fracture surface of brittle fracture. This shows the shape of the most common fracture surface that can be exhibited by adding a large amount of substituted alloy elements such as Mo to the material.

3) 충격시험3) Impact test

Mo함량에 따른 용접부의 충격시험을 온도별로 실시하여 도 10에 나타냈다. 시험 온도는 -50, -30, 0, 20℃에서 각각 실시하였으며, 모든 온도에서 6Mo의 충격흡수에너지가 가장 낮았고 3Mo의 충격흡수에너지가 가장 높았다. 많은 양의 δ-ferrite가 기지의 강도를 상승시켜 충격치를 감소시킨 것으로 사료된다.It is shown in Figure 10 by conducting the impact test of the welding portion according to the Mo content by temperature. Test temperatures were -50, -30, 0, and 20 ℃, respectively. At all temperatures, the shock absorption energy of 6Mo was the lowest and the shock absorption energy of 3Mo was the highest. It is thought that a large amount of δ-ferrite decreased the impact value by increasing the strength of the matrix.

연성파괴의 조직인 딤플(dimple)과 취성파괴의 조직인 벽개(cleavage)를 SEM/EDS를 통해 관찰하고 성분비교를 도 11에 나타냈다. 도 11을 참고하면, 딤플 구조에서는 상대적으로 Ni의 양이 많이 측정되었고, 벽개 구조에서는 Cr과 Mo가 상대적으로 많이 측정되었다. 일반적으로 austenite는 ferrite보다 인성이 좋은 것으로 알려져 있다. 따라서 ferrite안정화원소인 Cr, Mo은 벽개 파괴를 유발시키고 austenite안정화원소인 Ni은 연성 파괴를 유발시키는 것으로 생각된다.Dimples, which are tissues of ductile fracture, and cleavages, which are tissues of brittle fracture, were observed through SEM / EDS and the component comparison is shown in FIG. 11. Referring to FIG. 11, a relatively large amount of Ni was measured in the dimple structure, and a relatively large amount of Cr and Mo was measured in the cleavage structure. In general, austenite is known to have better toughness than ferrite. Therefore, it is considered that the ferrite stabilizing elements Cr and Mo cause cleavage failure and the austenite stabilizing element Ni causes ductile failure.

세 시편을 상온과 -50℃에서 실시한 시편의 충격 파단면을 관찰한 결과를 도 12에 나타냈다. 상온에서의 조직은 3Mo에서는 전체적으로 딤플구조의 형태를 띄었고, 4.5Mo, 6Mo로 갈수록 벽개구조의 양이 증가하였다. 반면에 -50℃에서는 모든 시편에서 벽개 및 준벽개(quasi-cleavage)구조가 관찰되었다.Fig. 12 shows the results of observing the impact fracture surface of the specimens subjected to three specimens at room temperature and -50 ° C. The tissue at room temperature showed a dimple structure as a whole in 3Mo, and the amount of cleavage structure increased with increasing to 4.5Mo and 6Mo. On the other hand, at -50 ° C, cleavage and quasi-cleavage structures were observed in all specimens.

4) 공식 저항성4) Official resistance

Mo함량에 따른 HDSS 용접부의 부식 특성을 평가하기 위해 25℃, 60℃ 3.5% NaCl 수용액에서 동전위 분극 실험을 실시하였고, 각각 도 13과 도 14에 나타냈다.In order to evaluate the corrosion properties of the HDSS welded portion according to the Mo content, a coin polarization experiment was conducted in a 3.5% NaCl aqueous solution at 25 ° C and 60 ° C, and shown in FIGS. 13 and 14, respectively.

도 13은 25℃에서 실험한 동전위 분극 그래프로써 3Mo, 4.5Mo, 6Mo 세 시편 모두 그래프의 형태는 비슷했다. 실험 결과에서, Mo함량이 3% 이상 첨가되면 전류밀도나 부동태의 범위에는 큰 차이가 없는 것으로 나타났다.FIG. 13 is a graph of polarization on a coin tested at 25 ° C, and all three specimens of 3Mo, 4.5Mo, and 6Mo were similar in shape to the graph. As a result of the experiment, it was found that when the Mo content was added more than 3%, there was no significant difference in the current density or the range of passivation.

60℃에서 실험한 결과인 도 14를 참고하면, 25℃에서 실험한 결과와 마찬가지로 세 시편 모두 비슷한 그래프의 형태를 나타내었다. 하지만 전체적으로 그래프의 위치가 오른쪽 아래로 내려가 있는 것을 알 수 있다. 일반적으로 그래프가 왼쪽으로 갈수록 부식속도가 느리며, 위로 갈수록 내식성이 좋다고 알려져 있다. 따라서 상대적으로 높은 온도인 60℃에서 부식실험을 진행하였을 때 부식이 더욱 활성화되었다고 할 수 있다. 또 다른 특징은 세 시편 모두 부동태 범위에서 많은 current peak가 발생하였는데 실험 결과 3Mo에서 6Mo로 갈수록 current peak가 안정해지는 것을 볼 수 있다. 부동태 피막이 깨지는 지점인 Epit지점이 형성되기 전에 다량의 metastable pitting이 발생되는데, Mo가 metastable pitting을 억제한 것이라고 판단된다.Referring to FIG. 14, which is the result of the experiment at 60 ° C., similar to the result of the experiment at 25 ° C., all three specimens showed a similar graph shape. However, you can see that the graph's position is down to the bottom right. In general, it is known that the corrosion rate is slower as the graph goes to the left, and corrosion resistance is better as it goes upward. Therefore, it can be said that corrosion was further activated when the corrosion test was conducted at a relatively high temperature of 60 ° C. Another characteristic is that many current peaks were generated in the passivation range of all three specimens. As a result of the experiment, it can be seen that the current peak stabilizes as it goes from 3Mo to 6Mo. A large amount of metastable pitting occurs before the formation of the E pit, the point where the passivation film breaks, and it is judged that Mo suppressed metastable pitting.

25℃에서 실험한 동전위 분극 실험에 따른 corrosion parameters는 표 4에 나타냈다.Table 4 shows corrosion parameters according to the polarization experiments performed at 25 ° C.

실시예#Example # Ecorr E corr Icorr I corr Βc Β c Βa Β a Epit E pit Ipit I pit (mV)(mV) (nA/cm2)(nA / cm 2 ) (mV/dec)(mV / dec) (mV/dec)(mV / dec) (mV)(mV) (μA)(μA) 25℃25 ℃ 1One 112.149112.149 74.41874.418 116.759116.759 277.692277.692 12741274 8.7078.707 22 109.756109.756 96.77196.771 64.74364.743 168.296168.296 12781278 9.5029.502 33 98.29498.294 103.557103.557 72.74772.747 140.787140.787 12741274 19.02119.021

동전위 분극 실험 후 공식이 형성되는 위치를 알아보기 위해 SEM을 사용하여 관찰하였고 그 결과를 도 15에 나타냈다. 도 15를 참고하면, Mo의 함량과 관계없이 모든 시편에서 ferrite상보단 austenite상에서 공식이 발생되는 것을 알 수 있다. 이는 ferrite상과 austenite상의 내공식 당량지수(Pitting Resistance Equiavalent Number, PREN)의 차이에서 기인하는 것으로 생각된다. 따라서, ferrite상과 austenite상의 PREN을 계산하기 위해 EDS분석을 실시하였고 그 결과값을 표 5에 나타내었다.After the coin polarization experiment, it was observed using SEM to find out where the formula is formed, and the results are shown in FIG. 15. 15, it can be seen that regardless of the content of Mo, the formula is generated on the austenite rather than the ferrite in all specimens. This is thought to be due to the difference between the ferrite phase and the austenite phase's Pitting Resistance Equiavalent Number (PREN). Therefore, EDS analysis was performed to calculate the PREN of ferrite phase and austenite phase, and the results are shown in Table 5.

실시예#Example # 상Prize CrCr NiNi MoMo NN PREN*PREN * 1One γγ 23.4823.48 9.679.67 2.482.48 0.290.29 40.36440.364 δδ 27.4827.48 8.718.71 3.13.1 0.20.2 43.7143.71 22 γγ 25.2725.27 9.599.59 3.293.29 0.250.25 43.62743.627 δδ 26.5826.58 8.198.19 4.014.01 0.20.2 45.81345.813 33 γγ 24.8124.81 10.3810.38 3.393.39 0.320.32 45.59745.597 δδ 27.1927.19 7.967.96 4.574.57 0.230.23 49.17149.171

* PREN = Cr wt% + 3.3Mo wt% + 30N wt%* PREN = Cr wt% + 3.3Mo wt% + 30N wt%

표 5을 참고하면, δ-ferrite상에는 ferrite안정화원소인 Cr, Mo의 함량이 높았으며, γ-austenite상에는 austenite안정화원소인 Ni, N의 함량이 높은 것을 알 수 있었다. PREN은 austenite상에 비해 상대적으로 ferrite상이 높았으며, 이를 통해 공식은 PREN이 낮은 austenite에서 우선적으로 발생한 것이라고 판단할 수 있다.Referring to Table 5, it was found that the contents of Cr and Mo, which are ferrite stabilizing elements, were high in the δ-ferrite phase, and that the contents of Ni and N, austenite stabilizing elements, were high in the γ-austenite phase. PREN has a relatively higher ferrite phase than austenite phase, and it can be judged that the formula is primarily caused by austenite with low PREN.

5) 입계 부식 저항성5) Intergranular corrosion resistance

Mo함량에 따른 입계 부식의 예민화를 평가하기 위해 25℃, 2M H2SO4 + 1.5M HCl에서 DL-EPR test를 실시하였고, 그 결과 그래프를 도 16에 나타내었다. 모든 시편에서 비슷한 DL-EPR그래프를 나타내었으며, 그래프에서 나타내는 Anode 곡선에서의 최대 양극 전류밀도(Ia)와 Reverse 곡선에서의 최대 양극 전류밀도(Ir)를 이용하여 시편의 예민화도(DOS)를 표 6에 나타내었다.In order to evaluate the sensitization of grain boundary corrosion according to the Mo content, a DL-EPR test was performed at 25 ° C and 2M H 2 SO 4 + 1.5M HCl, and the result graph is shown in FIG. 16. A similar DL-EPR graph was shown in all specimens, and the sensitization degree (DOS) of the specimen was obtained using the maximum anode current density (I a ) in the Anode curve and the maximum anode current density (I r ) in the reverse curve shown in the graph. Table 6 shows.

실시예#Example # 1One 22 33 Ir I r 2.959μA2.959μA 5.814μA5.814μA 8.742μA8.742μA Ia I a 775.108μA775.108μA 1.867mA1.867mA 3.865mA3.865mA Ir/Ia I r / I a 0.00380.0038 0.00310.0031 0.00220.0022

일반적으로 Ia/Ir값이 0.05 이상일 때, 즉 Ia값과 Ir값의 범위가 좁을수록 입계 부식에 더욱 예민하다고 할 수 있다. 본 실험에서는 세 시편 모두 예민화도가 0.05보다 작은 값이 측정되었으므로 입계 예민화가 발생하지 않은 것으로 판단된다. 또한, Mo의 함량이 증가할수록 Ia/Ir값이 감소하여 입계 부식에 대한 저항성이 증가하는 경향은 있지만 그 차이가 매우 적은 것을 알 수 있다. 이는 동전위 분극 실험과 마찬가지로 Mo의 함량이 3%이상 첨가되면 그 효과가 크지 않다는 것과 동일한 결과이다.In general, it can be said that when the value of I a / I r is 0.05 or more, that is, the narrower the range of I a and I r values, the more sensitive it is to intergranular corrosion. In this experiment, it was judged that grain boundary sensitization did not occur because the sensitization degree of all three specimens was measured to be less than 0.05. In addition, as the content of Mo increases, the value of I a / I r decreases, and the resistance to intergranular corrosion tends to increase, but the difference is very small. This is the same result that the effect is not large when the content of Mo is added more than 3%, as in the coin polarization experiment.

입계 부식 실험 후 SEM을 이용하여 시편을 관찰한 사진을 도 17과 도 18에 나타냈다. 도 17을 참조하면, 세 시편 모두 입계 부식은 관찰되지 않았으며 austenite와 ferrite 입계 주위에 우선적으로 부식이 촉진되는 듯한 모습을 보였다. 도 18을 참조하면, 입계 부식의 메커니즘은 C가 입계로 확산하면서 Cr과 결합하여 Cr carbide를 형성하여 민감화가 발생하는 것인데 성분분석 결과 입계 주위로 C의 확산이 많이 일어난 것을 확인 할 수 있었다. 하지만, 입계 부식의 형태는 아닌 것으로 보아 Cr carbide의 형성은 일어나지 않은 것으로 판단된다.17 and 18 show photographs of specimens observed using SEM after grain boundary corrosion experiments. Referring to FIG. 17, no grain boundary corrosion was observed in all three specimens, and it appeared that corrosion was preferentially promoted around the austenite and ferrite grain boundaries. Referring to FIG. 18, the mechanism of intergranular corrosion is that C diffuses into the grain boundary and combines with Cr to form Cr carbide, resulting in sensitization. As a result of the component analysis, it was confirmed that the diffusion of C around the grain boundary occurred. However, since it is not a form of intergranular corrosion, it is determined that the formation of Cr carbide has not occurred.

이상에서 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고 다음의 청구범위에서 정의하고 있는 본 발명의 기본 개념을 이용한 당업자의 여러 변형 및 개량 형태 또한 본 발명의 권리범위에 속하는 것이다.The preferred embodiments of the present invention have been described in detail above, but the scope of the present invention is not limited to this, and various modifications and improvements of those skilled in the art using the basic concept of the present invention defined in the following claims are also provided. It belongs to the scope of rights.

Claims (7)

하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물에 있어서,
탄소 0.03-0.05 wt%, 질소 0.2-0.5 wt%, 규소 0.4-0.8 wt%, 망간 1.1-1.7 wt%, 인 0.005-0.03 wt%, 황 0.002-0.007 wt%, 크롬 25.5-27.5 wt%, 니켈 7.2-8.3 wt%, 몰디브덴 3-6 wt%, 코발트 1-1.4 wt%, 나이오븀 0.005-0.04 wt%, 구리 0.07-0.15 wt% 및 철을 잔량으로 포함하는, 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물.In the hyper duplex stainless steel welding composition,
Carbon 0.03-0.05 wt%, Nitrogen 0.2-0.5 wt%, Silicon 0.4-0.8 wt%, Manganese 1.1-1.7 wt%, Phosphorus 0.005-0.03 wt%, Sulfur 0.002-0.007 wt%, Chromium 25.5-27.5 wt%, Nickel A hyper duplex stainless steel welded composition comprising 7.2-8.3 wt%, 3-6 wt% molybdenum, 1-1.4 wt% cobalt, 0.005-0.04 wt% niobium, 0.07-0.15 wt% copper, and iron in balance. 제1항에 있어서,
상기 조성물은 아래 식 (1)로 계산되는 내공식 당량지수(PREN)가 45 이상인, 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물;
식 (1): PREN = Cr + 3.3Mo + 30N
상기 식 (1)에서,
상기 PREN은 상기 조성물의 내공식 당량지수이고,
상기 Cr은 상기 조성물에 함유되는 크롬의 함량(wt%)이며,
상기 Mo은 상기 조성물에 함유되는 몰리브덴의 함량(wt%)이고,
상기 N은 상기 조성물에 함유되는 질소의 함량(wt%)이다.According to claim 1,
The composition has a pneumatic equivalent index (PREN) of 45 or more, calculated by the following formula (1), hyper duplex stainless steel welded composition;
Equation (1): PREN = Cr + 3.3Mo + 30N
In the formula (1),
The PREN is the pitting formula index of the composition,
The Cr is the content of chromium contained in the composition (wt%),
The Mo is the content of molybdenum (wt%) contained in the composition,
The N is the nitrogen content (wt%) contained in the composition. 제1항에 있어서,
상기 조성물은 상기 질소의 함량이 0.4-0.5 wt%인, 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물.According to claim 1,
The composition has a nitrogen content of 0.4-0.5 wt%, hyper duplex stainless steel welded composition. 제1항에 따른 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부 조성물로 이루어진 용기재를 준비하는 준비단계; 그리고
상기 용기재를 모재에 버터링 용접을 하고, 반자동 용접 또는 자동 아크 용접 과정을 포함하여 용접해 용접부를 형성하는 용접단계;를 포함하는, 하이퍼 듀플렉스 스테인리스강 용접부의 제조방법.A preparation step of preparing a container material made of a composition for welding a hyper duplex stainless steel according to claim 1; And
Method for manufacturing a hyper duplex stainless steel welded portion comprising; welding step of forming the welded part by welding the container material to the base material by welding, including a semi-automatic welding or an automatic arc welding process. 제4항에 있어서,
상기 용접부의 페라이트 분율(FN)은 단위 면적당 35-50%인, 용접부의 제조방법.According to claim 4,
The ferrite fraction (FN) of the welding portion is 35-50% per unit area, the method of manufacturing the welding portion. 제4항에 있어서,
상기 용접부는 0.05 이하의 예민화도 값(Ir/Ia)을 갖는 것인, 용접부의 제조방법.According to claim 4,
The welding portion has a sensitivity value (I r / I a ) of 0.05 or less, the method of manufacturing the welding portion. 제4항에 있어서,
상기 용접부는 크롬카바이드를 함유하지 않는, 용접부의 제조방법.According to claim 4,
The welding part does not contain chromium carbide, the manufacturing method of the welding part.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114952191A (en) * 2022-06-01 2022-08-30 昆明理工大学 High-performance welding heat affected zone hot working method of high-nickel nitrogen-containing duplex stainless steel

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100694312B1 (en) 2005-12-19 2007-03-14 포스코신기술연구조합 A high ni duplex stainless steel improving hot-workability for welding rod
KR20090020701A (en) * 2006-07-27 2009-02-26 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 Austenitic stainless steel welded joint and austenitic stainless steel welding material
KR20140091097A (en) 2012-12-24 2014-07-21 주식회사 포스코 Duplex stainless steel
JP2016191094A (en) * 2015-03-30 2016-11-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 Lean duplex stainless steel laser-welded member with good property of laser welded part and method for producing lean duplex stainless steel laser-weld member

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100694312B1 (en) 2005-12-19 2007-03-14 포스코신기술연구조합 A high ni duplex stainless steel improving hot-workability for welding rod
KR20090020701A (en) * 2006-07-27 2009-02-26 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 Austenitic stainless steel welded joint and austenitic stainless steel welding material
KR20140091097A (en) 2012-12-24 2014-07-21 주식회사 포스코 Duplex stainless steel
JP2016191094A (en) * 2015-03-30 2016-11-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 Lean duplex stainless steel laser-welded member with good property of laser welded part and method for producing lean duplex stainless steel laser-weld member

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114952191A (en) * 2022-06-01 2022-08-30 昆明理工大学 High-performance welding heat affected zone hot working method of high-nickel nitrogen-containing duplex stainless steel
CN114952191B (en) * 2022-06-01 2023-08-04 昆明理工大学 High-performance welding heat affected zone hot working method of high-nickel nitrogen-containing duplex stainless steel

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