阅读说明：本技术 药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法 (Cold-rolled steel sheet for flux-cored wire and method for manufacturing same ) 是由 金在翼 于 2018-12-17 设计创作，主要内容包括：根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板,以重量％计包含：0.005至0.08％的碳(C)、0.05至0.25％的锰(Mn)、0.05％以下(0％除外)的硅(Si)、0.0005至0.01％的磷(P)、0.008％以下(0％除外)的硫(S)、0.001至0.035％的铝(Al)、0.0005至0.003％的氮(N)、0.3至1.7％的镍(Ni)、0.05至0.5％的钼(Mo)、余量铁以及不可避免的杂质,以面积％计包含1至10％的渗碳体以及残余的铁素体。(According to an embodiment of the present invention, a cold-rolled steel sheet for a flux-cored wire includes, in wt%: 0.005 to 0.08% of carbon (C), 0.05 to 0.25% of manganese (Mn), 0.05% or less (excluding 0%) of silicon (Si), 0.0005 to 0.01% of phosphorus (P), 0.008% or less (excluding 0%) of sulfur (S), 0.001 to 0.035% of aluminum (Al), 0.0005 to 0.003% of nitrogen (N), 0.3 to 1.7% of nickel (Ni), 0.05 to 0.5% of molybdenum (Mo), the balance being iron and inevitable impurities, including 1 to 10% of cementite and the remainder being ferrite in area%.)

药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法。更具体地，涉及一种通过添加适量的Ni和Mo使强度、低温韧性、焊接作业性及加工性优秀的药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法。

背景技术

通常，药芯焊接(FCW，Flux Cored Welding)方法是焊接生产效率最高且在各种位置容易焊接的焊接方法。该焊接方法中使用的焊接材料是药芯焊丝，通过将焊接棒用冷轧钢板拉拔形成带钢(Strip)，并将其加工成U字形，之后在该加工的U字形管中添加阻焊剂。此时，为了确保焊接性并获得焊接棒的使用特性，使用的助焊剂以粉末形态混合并添加包含氧化剂等的助焊剂成分和锰(Mn)等合金元素，然后加工制造成O字形。即，为了确保焊接作业性添加助焊剂成分，而为了确保适于焊棒用途的特性添加合金元素。

此时，通过改变以粉末状态添加的焊芯内合金成分的种类和添加量来确保焊棒材料所需要的各种特性。例如，为了生产具有优异的低温韧性的焊接部件，需要在加工的焊丝焊芯部中混合装入用于改善低温韧性的合金元素和助焊剂。

另一方面，作为制造药芯焊丝所使用的焊丝用冷轧钢材，普遍使用低碳钢，而在部分特殊用途中使用不锈钢。

基于低碳钢的焊接棒用冷轧钢材具有优异的延伸率，因此在拉拔时钢材不发生撕裂的现象，另外，因加工硬化程度低，即使从成型到最终焊丝的制造过程中不额外增加热处理工艺也能够进行连续制造，因此用于各种用途。

但是，由于所述碳钢焊接棒用冷轧钢材为低合金钢，因此为了确保基于焊接棒使用环境的焊接棒特性，作为填充在加工的焊接棒用材料内部的助焊剂组成要素，除了基本的助焊剂成分以外有必要在焊芯内添加大量的用于确保使用特性的合金元素。但是，为了确保焊接棒的焊接作业性，需要添加适当量的助焊剂，而随意上调芯内合金元素的投入量存在局限性。即需要在焊丝钢材的中心部位添加大量的氧化剂、渣形成剂、稳弧剂及合金成分等，但是，通常焊丝钢材中包括助焊剂在内只限于填充大约30～60％的容积量，虽然根据不同的填充粉末存在差异，但是以重量比计约15～25％左右为限。在这种情况下，当增加用于确保焊接棒使用特性的合金元素的含量时，由于助焊剂成分等受到限制，因此存在难以确保焊接特性的稳定性的问题。此外，还存在以下问题：由于以高浓度粉末形态添加这些合金元素，不仅成为成本上升的主要因素，而且随着添加的合金组分比重增加，焊接作业时熔融的焊芯成分引起焊接部偏析，从而成为焊接不良的主要因素。

基本上焊丝用不锈钢与普通碳钢相比，由于碳钢成分中铬(Cr)等合金元素的含量大，因此可减少与助焊剂一起添加的焊芯合金元素的添加量，但由于基本上是高合金材料，原板材料价格高，因此目前只应用于特殊用途等中。不仅如此，对于这些不锈钢基材的焊接棒用钢材而言，在加工焊棒焊丝时，因加工硬化使发生断裂的可能性变高，因此需要在制造工艺之间额外进行退火热处理，其成为新增工艺导致制造成本上升的主要因素。

目前，对于需要具备加工性尤其是拉拔加工性、强度及韧性的焊丝用钢材而言，为了确保使用低碳钢成型后装入助焊剂时的强度和低温韧性，将高价的合金元素调制成高纯度粉末形态，并与用于确保焊接性而添加的其他助焊剂成分一起投入，以此来改善强度和低温韧性，但是这种情况下添加的合金粉末的纯度高且其价格昂贵，而且随着投入量的增加，用于确保焊接稳定性的助焊剂成分的添加条件受到限制。此外，这时添加的高价合金元素在阻焊剂内引发偏析现象，从而存在使焊接作业性变差的问题。

例如，公开了一种用于制造药芯焊丝用钢板的方法，其通过添加Cr、Ti等来制造具有优异的冲击韧性及强度特性的焊接棒用钢。然而，由于需要添加大量的高价合金元素，因此存在使制造成本上升且延展性低导致很难确保拉拔加工性能的问题。

另外，公开了一种通过在助焊剂原料中添加Ti、Mg等来促进熔融金属的脱氧反应从而减少焊接缺陷的技术。然而，为了充分地获得熔融金属的脱氧效果，需要在助焊剂中添加大量的合金元素，但是如上所述，当在助焊剂中添加大量的合金元素时，会经常发生焊接时微细粒子溅到周围的飞溅(spatter)现象等，以致发生焊接作业性下降的问题。

因此，现需要开发一种在超低温环境中可获得优异的强度及低温韧性的焊接部且使用焊接作业性和拉拔加工性优异的药芯焊丝焊接棒用冷轧钢板的焊接钢带及其制造方法。

发明内容

【技术问题】

本发明旨在提供药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法。具体地，旨在提供一种通过添加适量的Ni和Mo使强度、低温韧性、焊接作业性及加工性优秀的药芯焊丝用冷轧钢板及其制造方法。

【解决方法】

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板，以重量％计包含：0.005至0.08％的碳(C)、0.05至0.25％的锰(Mn)、0.05％以下(0％除外)的硅(Si)、0.0005至0.01％的磷(P)、0.008％以下(0％除外)的硫(S)、0.001至0.035％的铝(Al)、0.0005至0.003％的氮(N)、0.3至1.7％的镍(Ni)、0.05至0.5％的钼(Mo)、余量铁以及不可避免的杂质，以面积％计，包含1至10％的渗碳体以及残余的铁素体。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板中，以如下式1定义的W_A可以为0.30至1.80。

[式1]

W_A＝(35×[C]+0.8×[Mn]+34×[Al])×(1.1×[Ni])×(1.5×[Mo])

(式1中，[C]、[Mn]、[Al]、[Ni]及[Mo]分别表示C、Mn、Al、Ni及Mo的含量。)

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板的延伸率可以为40％以上。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板的焊接部偏析指数可以不足0.15％。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板在-40℃下的冲击能量可以为50J以上。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板中，焊接部件的屈服强度可以为500MPa以上。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板的制造方法包括：制造板坯的步骤，该板坯以质量％计包含：0.005至0.08％的碳(C)、0.05至0.25％的锰(Mn)、0.05％以下(0％除外)的硅(Si)、0.0005至0.01％的磷(P)、0.008％以下(0％除外)的硫(S)、0.001至0.035％的铝(Al)、0.0005至0.003％的氮(N)、0.3至1.7％的镍(Ni)、0.05至0.5％的钼(Mo)、余量铁以及不可避免的杂质；对所述板坯进行加热的步骤；对所述加热后的板坯进行热轧以使精热轧温度到达800至900℃，从而获得热轧钢板的步骤；在550至700℃的温度范围对所述热轧钢板进行卷曲的步骤；通过以50至85％的压下率冷轧所述经卷曲的热轧钢板来获得冷轧钢板的步骤；以及在700至850℃的温度下对所述冷轧钢板进行退火的步骤。

板坯中，以如式1定义的W_A可以为0.30至1.80。

[式1]

W_A＝(35×[C]+0.8×[Mn]+34×[Al])×(1.1×[Ni])×(1.5×[Mo])

(式1中，[C]、[Mn]、[Al]、[Ni]及[Mo]分别表示C、Mn、Al、Ni及Mo的含量。)

对板坯进行加热的步骤可以1100至1300℃进行加热。

还包括在冷轧之前酸洗所述经卷曲的热轧钢板的步骤。

还包括在对冷轧钢板进行退火的步骤之后对经退火的冷轧钢板进行平整轧制的步骤。

根据本发明一实施例的药芯焊丝包括由前面所述的冷轧钢板组成的表皮和表皮内填充的助焊剂。

【有益效果】

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板具有优秀的强度、低温韧性、焊接作业性以及加工性。

根据本发明的一实施例，可提供药芯焊丝用冷轧钢板，其应用于造船产业、材料产业、建筑产业等中且可进行全方位焊接。

附图说明

图1是用扫描电子显微镜(SEM)观察利用发明例2的冷轧钢板制造的药芯焊丝的断面照片。

图2是用扫描电子显微镜(SEM)观察利用发明例2的冷轧钢板制造的药芯焊丝表皮部分的照片。

图3是用扫描电子显微镜(SEM)观察利用比较例5的冷轧钢板制造的药芯焊丝的断面照片。

图4是用扫描电子显微镜(SEM)观察利用比较例5的冷轧钢板制造的药芯焊丝表皮部分的照片。

具体实施方式

文中术语第一、第二、第三等用于描述各种部分、成分、区域、层和/或段，但这些部分、成分、区域、层和/或段不应该被这些术语限定。这些术语仅用于区分某一部分、成分、区域、层和/或段与另一部分、成分、区域、层和/或段。因此，在不脱离本发明的范围内，下面描述的第一部分、成分、区域、层和/或段也可以被描述为第二部分、成分、区域、层和/或段。

本文所使用的术语只是出于描述特定实施例，并不意在限定本发明。除非上下文中另给出明显相反的含义，否则本文所使用的单数形式也意在包含复数形式。还应该理解的是，术语“包含”可以具体指某一特性、区域、整数、步骤、动作、要素及/或成分，但并不排除其他特性、区域、整数、步骤、动作、要素及/或成分的存在或附加。

如果某一部分被描述为在另一个部分“之上”或者“上方”，则可以直接在另一个部分“之上”或者“上方”，或者它们之间存在其他部分。当某一部分被描述为“直接位于”另一个部分上面时，它们之间不会存在其他部分。

虽然没有另作定义，但本文使用的所有术语(包含技术术语和科学术语)的含义与所属领域的技术人员通常理解的意思相同。对于辞典里面有定义的术语，应该被解释为具有与相关技术文献和本文中公开的内容一致的意思，而只要未作定义不应该以理想化或过于正式的含义来解释。

此外，在没有特别提及的情况下，％表示重量％，1ppm是0.0001重量％。

本发明的一个实施例中进一步包含附加元素是指余量的铁(Fe)中一部分被附加元素替代，替代量相当于附加元素的加入量。

下面详细描述本发明的实施例，以使本发明所属领域的普通技术人员容易实施本发明。然而，本发明能够以各种不同方式实施，并不局限于本文所述的实施例。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板，以重量％计包含：0.005至0.08％的碳(C)、0.05至0.25％的锰(Mn)、0.05％以下(0％除外)的硅(Si)、0.0005至0.01％的磷(P)、0.008％以下(0％除外)的硫(S)、0.001至0.035％的铝(Al)、0.0005至0.003％的氮(N)、0.3至1.7％的镍(Ni)、0.05至0.5％的钼(Mo)、余量铁以及不可避免的杂质，以面积％计包含1至10％的渗碳体以及残余铁素体。

下面说明冷轧钢板成分的限定理由。

C：0.005至0.08重量％

碳(C)是为提高钢的强度而添加的元素，是为了使焊接热影响部具有与母材相似的特性而添加的元素。当C含量过少时，所述效果不够充分。然而，当C含量过多时，由于高强度或加工硬化，拉拔工艺过程会发生断裂等问题。此外，不仅发生焊接接头的低温龟裂或冲击韧性降低，而且由于硬度高，需经过多次热处理方可加工成所需的最终产品。因此，C的含量可以为0.005至0.08重量％，更具体地，为了提高焊接热影响部的特性，C的含量可以为0.008至0.05重量％。

Mn：0.05至0.25重量％

锰(Mn)是固溶强化元素，其起到提高钢的强度并改善热加工性的作用。但是，当添加过多时，形成大量的锰化硫(MnS)析出物，从而会阻碍钢的延展性和加工性。当Mn含量过少时，成为引起红热脆性的原因，并且不利于奥氏体的稳定化。相反地，当Mn含量过多时，成为延展性下降且引起中心偏析的主要因素，从而在焊棒制造工艺的拉拔作业过程中会引起断裂。因此，Mn的含量可以为0.05至0.25重量％，更具体地，可以为0.07至0.23重量％。

Si：0.05重量％以下

硅(Si)与氧气等结合并在钢板的表面形成氧化层，从而不仅成为使其表面特性变差且降低耐腐蚀性的主要因素，而且成为通过促进焊接金属内的硬质相变来降低低温冲击特性的主要因素。因此将Si的含量限定为0.05重量％以下。更具体地，Si的含量可以为0.001至0.03重量％。

P：0.0005至0.01重量％

磷(P)是在钢中以固溶元素存在且通过引起固溶强化来提高强度和硬度的元素。当P的含量过少时，可能很难维持一定水准的刚性。当P含量过多时，铸造时会引起中心偏析且延展性降低导致焊丝加工性变差。因此，P的含量可以为0.0005至0.01重量％。更具体地，P的含量可以为0.001至0.009重量％。

S：0.008重量％以下

硫(S)与钢中的锰结合而形成非金属夹杂物，并且成为红热脆性(red shortness)的主要因素，因此最好降低其含量。此外，当S含量高时，会引起钢板母材的韧性下降的问题。因此，S的含量可以为0.008％以下，更具体地，S的含量可以为0.0005至0.007重量％。

Al：0.001至0.035重量％

铝(Al)是铝镇静钢(aluminium killed steel)中作为脱氧剂以及为防止由时效引起的材质劣化而添加的元素，而且是有助于确保延展性的元素，这种效果在超低温下更加明显。当Al的含量过少时，所述效果不够充分。相反地，当Al的含量过多时，由于氧化铝(Al₂O₃)等的表面夹杂物急速增加导致热轧材料的表面特性恶化且加工性下降，而且在焊接热影响部晶界处局部形成铁素体，从而会降低其机械特性，并且还会发生焊接后焊珠(bead)形状变坏等问题。因此，Al的含量可以为0.001至0.035重量％，更具体地，Al的含量可以为0.005至0.033重量％。

N：0.0005至0.003重量％

氮(N)是在钢内部以固溶状态存在且有利于材质强化的元素。当N的含量过少时，很难确保目标刚性。但是，当N含量过高时，不仅时效性急剧变差，而且钢制造步骤中会增加脱氮引起的负担，从而导致制钢作业性变差。因此，N的含量可以为0.0005至0.003重量％，更具体地，N的含量可以为0.001至0.0027重量％。

Ni：0.3至1.7重量％

镍(Ni)是使奥氏体稳定化且通过提高延展性来改善拉拔加工性的过程中有效的元素，并且是通过在超低温下形成稳定组织来改善低温冲击特性的必要元素。当Ni的含量过少时，很难获得上述效果而且很难实现助焊剂组成的稳定运作。相反地，当Ni含量过多时，由于强度上升可能导致拉拔加工性变差，并且可能会引起表面缺陷。因此，Ni的含量可以为0.3至1.7重量％，更具体地，Ni的含量可以为0.5至1.5重量％。

Mo：0.05至0.5重量％

钼(Mo)是有利于通过提高淬火性来确保焊接接头的强度的元素。当Mo的含量过少时，很难获得上述效果。当Mo的含量过高时，钼碳化物的生产量增加会引发脆性，因此可能会产生使加工性劣化的问题。因此，Mo的含量可以为0.05至0.5重量％。更具体地，Mo的含量可以为0.1至0.45重量％。

本发明的余量成分是铁(Fe)。只是，在通常的制造过程中从原料或者周围环境中不可避免地会混入杂质，因此不能排除这些杂质。这些杂质是通常的制造过程中所有技术人员可预知的，因此本说明书中不特别说明其所有内容。

此外，根据本发明一实施例的冷轧钢板具有包括1至10面积％的渗碳体及残余的铁素体的微细组织。渗碳体的分数如果过少，则不能促进碳化物的析出。因此，基于钢中固溶元素成为显示应变时效缺陷的因素。相反地，当渗碳体分数过高时，不仅引起拉拔加工时龟裂，而且还存在耐腐蚀性变差的问题。因此，渗碳体的分数可在1至10面积％的范围。更具体地，渗碳体的分数可以为1.3至7.5面积％。残余成分为铁素体。

另外，本发明的冷轧钢板不仅满足前面所述的合金组分，而且以如下式1定义的W_A可以为0.30至1.80。

[式1]

W_A＝(35×[C]+0.8×[Mn]+34×[Al])×(1.1×[Ni])×(1.5×[Mo])

(式1中，[C]、[Mn]、[Al]、[Ni]及[Mo]分别表示C、Mn、Al、Ni及Mo的含量。)

W_A是考虑对焊接作业性及拉拔加工性产生影响的各元素的相互关系而设计的。当W_A过小时常温组织向硬质相的相变量较小，虽然有利于加工性，但为了确保强度及低温韧性而增加作为助焊剂内的成分添加的合金元素的添加量，会发生焊接作业性变差的问题。相反地，当W_A过大时，相变硬化组织的分数增加，从而成型及拉拔过程会发生焊接部件破裂的问题。因此，W_A可满足0.30至1.80的范围。更具体地，W_A可以为0.33至1.70。

根据本发明一实施例涉及的冷轧钢板具有优秀的延伸率。具体地，延伸率可以为40％以上。由于满足所述物理特性，因此可优选地用作药芯焊丝焊接棒用材料。当延伸率过低时，在焊丝的拉拔加工过程中断面减少率下降从而导致成型加工性变差,而且加工时会发生如撕裂等龟裂的问题。更具体地，延伸率可以为40至50％。

此外，根据本发明一实施例的冷轧钢板具有优秀的焊接部偏析指数。焊接部偏析指数是指使用通过本发明一实施例的冷轧钢板来制造的药芯焊丝进行焊接的焊接部的偏析指数。焊接部偏析指数可由焊接部的整个面积中通过添加元素使偏析部占有的面积的占比来表示。具体地，焊接部偏析指数可以为0.15％以下。更具体地，焊接部偏析指数可以为0.01至0.13％。

此外，根据本发明一实施例的冷轧钢板可具有优秀的-40℃下的低温冲击能量。具体地，40℃下的低温冲击能量可以为50J以下。在低温环境下，焊接部等由于低温冲击等原因产生龟裂，从而可引发焊接结构物的安全性问题。

此外，根据本发明一实施例的冷轧钢板具有优秀的焊接部屈服强度。焊接部屈服强度是指使用通过本发明一实施例的冷轧钢板制造的药芯焊丝进行焊接的焊接部的屈服强度。焊接部的屈服强度与母材无关且需要维持适当水准，当作为结构部件使用时，出于焊接部的稳定性考虑，高强度特性应确保在500MPa以上。

根据本发明一实施例的药芯焊丝用冷轧钢板的制造方法包括：制造板坯的步骤，该板坯以重量％计包括：0.005至0.08％的碳(C)、0.05至0.25％的锰(Mn)、0.05％以下(0％除外)的硅(Si)、0.0005至0.01％的磷(P)、0.008％以下(0％除外)的硫(S)、0.001至0.035％的铝(Al)、0.0005至0.003％的氮(N)、0.3至1.7％的镍(Ni)、0.05至0.5％的钼(Mo)；余量铁以及不可避免的杂质；对所述板坯进行加热的步骤；对加热后的板坯进行热轧并获得热轧钢板的步骤；对热轧钢板进行卷曲的步骤；对卷曲后的热轧钢板进行冷轧并获得冷轧钢板的步骤；以及对冷轧钢板进行退火的步骤。

下面按各步骤具体说明。

首先，制造板坯。在制钢步骤中，将C、Mn、Si、P、S、Al、N、Ni、Mo控制为适当的含量。在制钢步骤中，成分被调整的钢水通过连续铸造来制成板坯。

板坯的各组分已经在前面所述的药芯焊丝用冷轧钢板中进行详细说明，因此在此省略其重复说明。在板坯的合金成分中同样满足前面所述的式1。在药芯焊丝用冷轧钢板的制造工艺中，合金成分实质上不发生变化，板坯与最终制成的药芯焊丝用冷轧钢板可具有相同的合金成分。

其次，对板坯进行加热。这可使后续的热轧工艺顺利进行，并且对板坯进行均质化处理。具体地，可以在1100至1300℃温度下对板坯进行加热。如果板坯的加热温度过低，则存在后续的热轧过程中荷重急速增加的问题，相反，如果板坯的加热温度过高，则不仅使产能成本增加，而且因表面氧化皮的量增加引起材料的损失。更具体地，板坯的加热温度可以为1150至1250℃。

然后，对加热后的板坯进行热轧并制造热轧钢板。此时，热轧的精轧温度可以为800至900℃。当精轧温度过低时，在低温区域随着热轧的收尾，晶粒不均现象急速发生，从而可导致热轧性能及加工性能下降。相反地，当精轧温度过高时，表面氧化皮的剥离性能下降且热轧结果整体厚度不均匀，使得晶粒细微化不充分，从而会出现晶粒粗化引起的冲击韧性下降。更具体地，精轧温度可以为810至890℃。

然后，对热轧钢板进行卷曲。此时，卷曲温度可以为550至700℃。热轧后卷曲之前，热轧钢板的冷却可在输出台(ROT，Run-out-table)进行。当卷曲温度过低时，冷却及维持期间由于宽度方向温度的不均匀使低温析出物的生成行为呈现差异，从而引发材质偏差，以致对加工性能产生不良的影响。相反地，当卷曲温度过高时，随着最终产品的组织粗化，产生使表面材质软化及成型性能劣化的问题。更具体地，卷曲温度可以为610至690℃。

对热轧钢板进行卷曲后，还可包括在对卷曲后的热轧钢板进行冷轧之前对卷曲后的热轧钢板进行酸洗的步骤。

然后，对卷曲后的热轧钢板进行冷轧并制造冷轧钢板。此时，压下率可以为50至85％。当压下率过小时，因再结晶驱动力低导致产生局部性的组织成长等，不仅不利于获得均匀的材质，而且当考虑到最终产品的厚度时，作业时需要降低热轧钢板的厚度，因此存在使热轧作业性能明显下降的问题。相反地，当压下率过高时，材质硬化，其不仅成为拉拔时产生龟裂的原因，而且此时存在因轧制机的负荷导致冷轧作业性能下降的问题。因此压下率可以为50至85％。更具体地，可以为65至80％。

然后，对冷轧钢板进行退火。从冷轧过程中发生的变形所致的强度提高的状态开始进行退火，从而可确保目标强度及加工性能。此时，退火温度可以为700至850℃。当退火温度过低时，由于未充分地去除因冷轧产生的变形，因此存在加工性能显著下降的问题。相反地，当退火温度过高时，会发生如板破裂的退火通板性的问题。更具体地，退火温度可以为730至845℃。退火可在无冷轧钢板卷曲的情况下连续进行。

在对冷轧钢板进行退火的步骤之后，还可包括对退火后的冷轧钢板进行平整轧制的步骤。平整轧制可以10％以下的压下率进行轧制。

进行热轧板退火后，可将热轧板用于药芯焊丝的制造。

根据本发明一实施例的药芯焊丝包括由上述的冷轧钢板组成的表皮及表皮内填充的助焊剂。根据本发明一实施例的药芯焊丝的效果与填充的助焊剂无关，是基于冷轧钢板产生的效果。因此，助焊剂可不受限制地使用药芯焊丝领域中使用的常规的助焊剂。由于助焊剂广为熟知，因此在此省略其详细说明。

下面记载本发明的优选实施例及比较例。但是，以下实施例仅为本发明优选的一实施例，以下实施例并非用于限定本发明。

实施例

制造由下表1中整理的合金成分和余量Fe及不可避免的杂质组成的板坯。以1230℃对板坯进行加热后，以下表2中整理的制造条件进行热轧、卷曲、冷轧、退火工艺。

对冷轧钢板进行微细组织的种类和分数、延伸率、通板性以及拉拔加工性测试，并表示在下表3中。

当冷轧和热轧时无轧制荷重且连续退火时不发生热卷曲(Heat buckle)等缺陷时，通板性表示为“○”，当发生轧制荷重或者连续退火时发生板破裂等缺陷时，通板性表示为“X”。

当以61％的断面减少率对药芯焊丝进行拉拔加工并发生撕裂等加工缺陷时，拉拔加工性表示为“不良”，当无加工缺陷时，拉拔加工性表示为“良好”。

此外，使用已制得的冷轧钢板制造14mm宽的钢带之后，将该钢带加工成U字形，并填充助焊剂成分，然后制造3.1mm直径的O字形的焊接材料。将如此制造的焊接材料进行拉拔，并制造具有1.2mm直径的药芯焊丝，通过药芯焊丝进行低温冲击实验及拉伸实验之后，将其结果表示在下表3中。

对用药芯焊丝进行焊接的焊接部件进行焊接部偏析指数测试之后，将其结果表示在下表3中。此时，焊接部件拉拔成1.2mm直径的焊丝，并利用先导(Pilot)焊机以29伏特电压、150至180A电流、每分钟40cm的焊速为条件制造的焊接部件为对象进行了实验。

图1至图4分别是利用发明例2及比较例5的冷轧钢板制造的药芯焊丝的断面照片。

如图1和图2所示可知，发明例2的情况，其表皮为比较均质的状态，从而能够确保良好的拉拔加工性能。

相反地，从图3及图4可以确认比较例5的表皮为非均质，因此很难确保良好的拉拔加工性能。

【表1】

【表2】

【表3】

通过所述表1至表3可知，满足合金组分、微细组织特性及制造条件的发明例1至发明例9不仅具有良好的通板性，而且满足了作为药芯焊丝用冷轧钢板的目标材质基准的40％以上的延伸率。此外，由于用焊接部件制成的焊丝的偏析指数也不足0.15％，因此再次加工时焊接部不发生撕裂或者龟裂，从而能够确保优异的加工性能。另外，-40℃下的冲击能量为50J以上，焊接部件的屈服强度也为500MPa以上，因此能够确保优异的强度及低温韧性。

相反地，比较例1至比较例3虽然满足本发明提出的合金组分，但由于未能满足微细组织特征和制造条件，存在使轧制通板性(比较例1至比较例3)及退火通板性(比较例4)变差的问题，而且可以确认，延伸率低于目标，或者-40℃下的冲击能量值为-50J以下，或者焊接部件的屈服强度不足500MPa，或者拉拔加工性能不良，从而不能确保目标特性。

比较例4至比较例8为虽满足本发明提出的制造条件但未能满足合金组分及微细组织特性的情况，比较例9为合金组分及制造条件皆未能得到满足的情况。此外可以确认，比较例4至比较例9中大部分未能满足本发明的目标延伸率、焊接部偏析指数、冲击能量以及焊接部屈服强度等，而且通板性也不良。此外，拉拔加工过程中发生了撕裂和龟裂。特别是，比较例10中虽然其他合金组分及制造条件均得到满足，但是由于不包含Mo，焊接部偏析指数及屈服强度低，尤其低温冲击能量值低。

本发明并不限于上述实施例，可由不同的多种形式进行制造。本发明所属领域的普通技术人员可以理解在不变更本发明的技术思想或必要特征的情况下能够以其他具体方式实施本发明。因此，应该理解上述的实施例在所有方面是示例性的，而不是用来限定本发明。