KR100206151B1 - 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강 - Google Patents

저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강 Download PDF

Info

Publication number
KR100206151B1
KR100206151B1 KR1019960705330A KR19960705330A KR100206151B1 KR 100206151 B1 KR100206151 B1 KR 100206151B1 KR 1019960705330 A KR1019960705330 A KR 1019960705330A KR 19960705330 A KR19960705330 A KR 19960705330A KR 100206151 B1 KR100206151 B1 KR 100206151B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
fraction
martensite
less
austenite
Prior art date
Application number
KR1019960705330A
Other languages
English (en)
Other versions
KR970702384A (ko
Inventor
히로시 다메히로
히토시 아사히
다꾸야 하라
요시오 데라다
Original Assignee
다나카 미노루
신닛폰 세테쓰 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority claimed from JP01108195A external-priority patent/JP3244981B2/ja
Priority claimed from JP01730395A external-priority patent/JP3244985B2/ja
Priority claimed from JP01830795A external-priority patent/JP3244986B2/ja
Application filed by 다나카 미노루, 신닛폰 세테쓰 가부시키가이샤 filed Critical 다나카 미노루
Publication of KR970702384A publication Critical patent/KR970702384A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100206151B1 publication Critical patent/KR100206151B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling

Landscapes

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

Abstract

본 발명은, 저탄소-고Mn-Ni-Mo-미량 Ti 계의 강에 Cu, B, Cr, V 등의 원소를 첨거하고, 강에 미세 조직을 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하의 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 60% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하는 템퍼링된마르텐사이트와 베이나이트 혼합조직으로 하든가, 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 90%이상의 템퍼링된 마르텐사이트 조직으로 한다. 또 P 값을 1.9-4.0 범위로 함으로써 저온인성, HAZ 인성 및 냉한지등에서의 현지 용접성이 뛰어난 인장강도 950MPa 이상(API 규격 100 초과)의 초장력강이다.

Description

저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강
본 발명은 950MPa 이상의 인장강도(TS)를 가지는 저온인성 및 용접성이 뛰어난 초고강도강에 관한 것으로, 천연가스 및 원유 수송용 라인파이프를 비롯해 각종 압력용기, 산업기계 등의 용접용 강재로 널리 사용될 수 있다.
근래, 원유 및 천연가스를 장거리 수송하는 파이프라인에 사용하는 라인파이프는 (1) 고압화에 의해 수송효율을 (2) 라인파이프의 외경 및 중량을 저감시켜 현지 시공농물을 향상시키기 위해 점점 고강도화되는 경향에 있다. 지금까지 미국 석유협회(API)규격으로 X80(인장강도 620MPa이상)까지의 라인파이프가 사용되고 있으나 더욱 고강도의 라인파이프에 대한 필요성이 요구되고 있다.
종래부터 극저탄소-고Mn-Nb-(Mo)-(Ni)-미량 B-미량 Ti 강은 미세한 베이나이트를 그 주조직으로 가지는 라인파이프용 강으로 알려져 있으나 그 인장강도의 상한은 기껏해야 750MPa가 한계였다. 상기 기본성분계에서 미세한 마르텐사이트를 그 주조직으로 하는 초고강도강은 존재하지 않는다. 이것은 베이나이트가 그 주조직인 경우에는 950MPa이상의 인장강도는 도저히 불가능할 뿐만 아니라 마르텐사이트 조직이 증가하면 저온인성이 열화한다고 생각되기 때문이다.
현재 초고강도 라인파이프 제조법의 연구에서는 종래 X80 라인파이프의 제조기술(예를들면 NKK 기법 No 138(1992), pp24-31 및 The 7th Offshore Mechanics and Arctic Engineering (1988), Volume V, pp179-185)이 기본으로 검토되고 있으나 이것으로는 기껏해야 X100(인장강도 760MPa이상) 라인파이프의 제조가 한계로 여겨진다.
파이프라인의 초고강도화는 강도 및 저온인성 밸런스를 비롯해서 용접 열영향부(HAZ) 인성, 현지 용접성, 이음부연화등 많은 문제를 안고 있고, 이들을 극복한 획기적인 초고강도 라인파아프(X100를 초과하는)의 조기개발이 요구되고 있다.
본 발명은 상기 요구를 달성하고 강도와 저온인성의 밸런스가 뛰어나며 현지용접이 용이한 인장강도 950MPa 이상(API규격 X100를 초과하는)의 초고강도 용접용 강을 제공하는 것을 목적으로 한다.
제1도는 겉보기의 평균 오스테나이트 입경(dγ)의 정의를 나타내는 그림이다.
본 발명자들은 인장강도가 950MPa이상이고 저온인성 및 현지 용접성이 뛰어난 초고강도강을 얻기 위한 강재 화학성분(조성)과 그 미세조직에 대해 연구를 하고, 새로운 초고강도 용접용 강을 발명하기에 이르렀다.
본 발명의 제1목적은 Ni-Mo-Nb-미량 Ti를 복합첨가한 저탄소 및 고 Mn계 강에서 인장강도가 950MPa 이상이고, 저온인성 및 한냉지등에서의 현지 용접성이 뛰어난 새로운 초고강도 용접성 강을 제고함에 있다.
또, 본 발명의 제2목적은 상기 초고강도 용접성 강을 구성하는 화학성분(조성)에 있어, 다음 화학식으로 정의 되는 P값이 1.9-4.0의 범위에 있는 것이다. 물론, 상기 P값은 본 발명에 제공되는 여러 가지 초고강도 용접성 강에 의해 다소 변동한다.
본 발명에서 정의하는 값(Hardenability index)이란, 경화능 지수를 나타내는 것으로, 높은 값을 가졌을 때에 더욱 마르텐사이트 내지 베이나이트 조직으로 변태하기 쉬운 값을 말하고 강의 강도 추정식으로써 사용가능한 지수이며, 이래의 일반식으로 나타낼 수 있다.
P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β
β→B3ppm 일 경우 →0의 값을 가지고, 또 β→B≥3ppm 일 경우 →1의 값을 가진다.
또, 본 발명의 제3목적은, 상기 초고강도 용접성 강을 구성하는 화학성분(조성) 및 그 강의 미세조직이 특수한 조직을 가지고 있고, 그 미세조직이 상기 강을 구성하는 화학성분과의 적절한 조합에 있어 강의 미세조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하의 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적분율로 60% 이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율의 합이 90% 이상인 것, 혹은 강의 미세조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛ 이하의 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적분율로 60% 이상 함유하고, 또 마르텐사이트분율과 베이나이트 분율의 합이 90% 이상으로 한 저온인성이 뛰어난 고장력강을 제공함에 있다.
상기 목적을 위한 본 발명의 조온인성이 뛰어난 용접성 고장력강은 아래의 화학성분(조성)을 가지는 것이다. 중량%로,C : 0.05-0.10%, Si : ≤0.6%, Mn : 1.7-2.5%, P : ≤0.015%, S : ≤0.003%, Ni : 0.1-1.0%, Mo : 0.15-0.60%, Nb : 0.01-0.10% Ti : 0.005-0.030%, Al : ≤0.06%, N : 0.001-0.006%를 기본 성분으로 해서 요구되는 저온인성, 용접성을 확보하는 고장력강을 제공하는 것으로, 요구되는 모든 특성, 특히 경화능 향상을 꾀하기 위해 상기 기본성분에 B : 0.0003-0.0020%의 추가첨가, 또 강도, 저온인성향상을 꾀하기 위해 Cu : 0.1-1.2%를 추가 첨가하는 것이다. 또, 강조직을 미세화해서 강을 강인화하거나 용접 HAZ 특성 향상을 위해 V : 0.01-0.10%, Cr : 0.1-0.8%의 1 종 또는 2 종을 첨가한다.
또, 산화물 등의 개재물의 형태 제어를 행하고 저온인성을 확보하는 관점에서 Ca : 0.001-0.006%, REM : 0.001-0.02%, Mg : 0.001-0.006%의 1 종 또는 2 종 이상을 첨가한다.
즉, 여기서 말하는 마르텐사이트 및 베이나이트란 마르텐사이트 및 베이나이트 그 자체에 부가하여 그것들을 템퍼링한 소위 템퍼링된 마르텐사이트 및 템퍼링된 베이나이트를 나타낸다.
본 발명의 제1특징은 (1) Ni-Nb-Mo-미량Ti를 복합 첨가한 저탄소 및 고Mn계(1,7%이상)인 것, (2) 그 미세 조직이 평균 오스테나이트 입경(dγ)10㎛ 이하의 미재결정 오스테나이트에서 변태된 미세한 마르텐사이트 및 베이나이트로 된 것이다.
종래부터 저탄소-고Mn-Nb-Mo 강은 미세한 침상 페라이트 조직을 가지는 라인파이프용 강으로써 잘 알려져 있지만 그 인장강도의 상한은 기껏 750MPa이 한계였다. 상기 기본 성분계에서 미세한 템퍼링된 마르텐사이트 및 베이나이트 혼합조직을 가지는 초고장력강은 존재하지 않는다. 이것은 Nb-Mo강의 템퍼링된 마르텐사이트 및 베이나이트 혼합조직에서는 950MPa 이상의 인장강도는 도저히 불가능할 뿐 아니라 저온인성이나 현지 용접성도 불출분하다고 여겨지기 때문이다.
우선, 본 발명의 미세 조직에 대해 설명한다.
인장강도 950MPa 이상의 초고강도를 달성하기 위해서는 강재의 미세 조직을 일정량 이상 마르텐사이트로 할 필요가 있고, 그 분율은 60%이상이어야 한다. 마르텐사이트 분율이 60%이하이면 충분한 강도를 얻을 수 없을 뿐 아니라 양호한 저온인성을 확보하는 것이 곤란하게 된다(강도, 저온인성의 면에서는 보다 바람직한 마르텐사이트 분율이 70%-90%이다). 그러나 예를 들어 마르텐사이트 분율은 70-90%이상이더라도 남은 조적이 부적절하면 목적으로 하는 강도, 저온인성은 달성할 수 없다. 이 때문에 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율의 합을 90%이상으로 했다.
그러나, 미세 조직의 종류을 상술한 바와 같이 한정해도 반드시 양호한 저온인성을 얻을 수는 없다. 뛰어난 저온인성을 얻기 위해서는 1γ-1α태 전의 오스테나이트 조직 (구 오스테나이트 조직)을 최적화하고, 강재의 최종조직을 효과적으로 미세화할 필요가 있다. 이 때문에 구 오스테나이트 조직을 미재결정 오스테나이트로 하고, 또 그 평균입경(dγ)를 10㎛이사로 한정했다. 이것에 의해 종래 저온인성이 나쁘다고 여겨졌던 Nb-Mo강의 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합조직에서도 극히 뛰어난 강도 및 저온인성 밸런스가 얻어짐을 발견했다.
미재결정 오스테나이트 입경의 미세화는 Nb-Mo계에 의한 본 발명의 저온인성 개선에 특히 유효하다. 목적으로 하는 저온인성(예를들면 V 노치 샤르피 충격시험의 천이 온도에서 -80℃이하)을 얻으려면 평균입경을 10㎛ 이하로 해야한다. 여기서 겉보기 평균 오스테나이트 입경은 도 1과 같이 정의되고, 오스테나이트 입경의 측정에서는 오스테나이트 입계와 같은 작용을 가지는 변형대나 쌍정 경계도 포함했다. 구체적으로는 강판 두께 방향으로 그은 직선의 전길이를 상기 직선상에 존재하는 오스테나이트 입계와의 교점의 수로 나누어 dγ를 구했다.이렇게 해서 구한 오스테나이트 평균입경은 저온인서(샤르피 충격시험의 천이온도)과 극히 좋은 상관관계가 있음이 발견되었다.
또 강재의 화학성분(고Mn-Nb-고Mo 첨가), 미세 조직(오스테나이트의 미재결정화)의 형태를 상술한 바와 같이 엄밀하게 제어함으로써 샤르프 충격시험 등의 파면에 박리가 발생하고, 파면천이온도가 보다 한층 향상하는 것도 확실하게 되었다. 박리는 샤르피 충격시험 등의 파면에 발생한 판면에 평행인 층형 박리현상으로, 취약한 균열 선단에서의 3 축 응력도를 저하시키고, 취성균열 전파 정지특성을 개선한다고 여겨지고 있다.
본 발명의 제2특징은, (1) Ni-Mo-미량B-미량Ti를 복합 첨가한 저탄소 및 고Mn계인 것, (2) 그 미세 조직은 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛ 이하의 미재결정 오스테나이트에서 변태한 미세한 마르텐사이트 조직을 주체로 하는 것이다.
본 발명의 제3특징은 (1) 0.8-1.2% Cu를 함유한 Ni-Nb-Cu-Mo-미량Ti를 복합첨가한 저탄소 및 고Mn계(1.7% 이상)의 Cu 석출경화형 강인 것, (2) 그 미세조직은 평균 오스테나이트 입경 10㎛이하의 미재결정 오스테나이트에서 변태된 미세한 마르텐사이트 및 베이나이트로 된 것이다.
종래부터 Cu 석출경화형 강은 압력용기용 고장력강(인장강도 : 784MPa급)등에 이용되고 있지만 X100이상의 초고강도 라인파이프에서의 개발예는 볼 수 없다. 이것은 Cu 석출경화강은 강도는 얻기 쉽지만 저온인성이 라인파이프로서는 불충분하기 때문이다.
저온인성은 파이프라인으로는 취성 파괴의 발생특성과 함께 전파정지특성이 극히 중요하다. 종래 Cu 석출경화강은 샤르피특성으로 대표되는 취성 파괴의 발생특성은 그런대로 괜찮지만 취성 파괴의 정지 특성은 충분치 않다. 이것은 (1) 미세 조직의 미세화가 불충분한 것, (2) 모든 샤르피 충격치마다 시험편파면에 발생한 박리의 이용이 이루어지지 않았음에 의한다(박리는 샤르피 충격시험 등의 파면에 발생한 판면에 평행인 충형 박리현상이고, 취성 균열선단에서의 3 축 응력도를 저하시키고 취성균열 전파 정지특성을 개선한다고 여겨진다).
그러나, 미세 조직의 종류를 상술한 바와 같이 한정해도 반드시 양호한 저온인성은 얻을 수는 -없다. 뛰어난 저온인성을 얻기 위해서는 1γ-1α변태전의 오스테나이트 조직(구 오스테나이트 조직)을 최적화하고, 강재의 최종조직을 효과적으로 미세화할 필요가 있다. 이 때문에 구 오스테나이트 조직을 미재결정 오스테나이트로 하고, 또 그 평균입경(dγ)을 10㎛이하로 한정했다. 이것에 의해 종래 저온인성이 나쁘다고 여겨졌던 Nb-Cu강의 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합조직에서도 극히 뛰어난 강도 및 저온인성 밸런스가 얻어짐을 발견했다.
미재결정 오스테나이트 입경의 미세화는 Nb-Cu계의 본 발명의 저온인성 개선에 특히 유효하다. 목적으로 하는 저온인성(예를들면 V 노치 샤르피 시험의 천이온도로 -80℃ 이하)를 얻으려면 평균입경 10㎛ 이하로 해야한다. 여기서 겉보기 평균 오스테나이트 입경은 도1과 같이 정의하고, 오스테나이트 입경의 측정으로는 오스테나이트 입계와 같은 작용을 가지는 변형대나 쌍정경계도 포함했다. 구체적으로는 강판 두께 방향으로 그은 직선의 전길이를 상기 직선상에 존재하는 오스테나이트 입계와의 교점수로 나누어 dγ를 구했다. 이렇게 해서 구한 평균 오스테나이트 입경은 저온인성(샤르피 충격시험의 천이온도)과 극히 좋은 상관관계가 있음이 발견되었다.
또, 강재의 화학성분(고Mn-Nb-Mo-Cu 첨가), 미세 조직(오스테나이트의 미재결정화)의 형태를 상술한 바와 같이 엄밀하게 제어함으로써 샤르피 충격 시험 등의 파면에 박리가 발생하고, 파면천이온도는 보다 한층 향상하는 것도 확실하게 되었다.
인장강도 950MPa 이상의 초고강도를 달성하기 위해서는 강의 미세 조직을 일정 이상의 마르텐사이트로 할 필요가 있고, 그 분율은 90% 이상이어야 한다. 마르텐사이트 분율이 90% 이하이면 충분한 강도를 얻을 수 없고, 양호한 저온인성을 확보하는 것이 곤란하게 된다.
그러나, 상술한 바와 같이 강의 미세 조직을 엄밀하게 제어만 해서는 목적으로 하는 특성을 가지는 강재는 얻을 수 없다. 이 때문에는 미세 조직과 동시에 화학성분을 한정할 필요가 있다.
이하에서 성분 원소의 한정이유에 대해 설명한다.
C량은 0.05-0.10%로 한정한다. 탄소는 강의 강도 향상에 극히 유효하고, 마르텐사이트 조직에서 목적으로 하는 강도를 얻기 위해서는 최저 0.05%는 필요하다, 그러나, C량이 너무 많으면 모재, HAZ의 저온인성이나 현지 용접성의 현저한 열화를 초래하므로 그 상한을 0.10%로 했다. 그러나, 바람직하게는 상한치는 0.08%로 한정하는 편이 좋다.
Si는 탈산이나 강도향상을 위해서 첨가하는 원소이지만 많이 첨가하면 HAZ 인성, 현지 용접성을 현저하게 열화시키므로 상한을 0.6%로 했다. 강의 탈산은 Al로도 Ti로도 충분 가능하고, Si는 반드시 첨가할 필요는 없다.
Mn은 본발명의 미세 조직을 마르텐사이트 주체의 조직으로 하고, 뛰어난 강도, 저온인성의 밸런스를 확보하는 차원에서 불가결한 원소이고, 그 하한은 1.7%이다. 그러나 Mn이 너무 많으면 강의 경화능이 커져 HAZ인성, 현지 용접성을 열화시킬 뿐 아니라 연속주조강편의 중심편석을 조장하고, 모재의 저온인성도 열화시키므로 상한을 2.5%로 했다.
Ni을 첨가하는 목적은 저탄소의 본 발명 강을 저온인성이나 현지 용접성을 열화시키지 않고 향상시키기 때문이다. Ni 첨가는 Mn 이나 Cr, Mo 첨가에 비교해서 압연조직(특히 연속주조강편의 중심편석대)중에 저온인성에 유해한 경화조직을 형성하는 것이 적을 뿐 아니라, 0.1% 이상의 미량의 Ni 첨가가 HAZ 인성의 개선에도 유효함이 판명되었다(HAZ 인성의 측면에서 특히 유효한 Ni 첨가량은 0.3% 이상이다). 그러나, 첨가량이 너무 많으면 경제성 뿐만 아니라 HAZ 인성이나 현지 용접성을 열화시키므로 그 상한을 1.0%로 했다. 또 Ni 첨가는 연속주조시, 열간 압연시의 Cu 균열 방지에도 유효하다. 이 경우 Ni 는 Cu량의 1/3이상 첨가할 필요가 있다.
Mo을 첨가하는 이유는 강의 경화능을 향상시키고, 목적으로 하는 마르텐사이트 주체의 조직을 얻기 위함이다. B 첨가강에서는 Mo 의 경화능 향상 효과가 높아지고, 후술의 P값에서의 Mo의 배수가 비(非)B강의 1 에 대해 B 강에서는 2가 되므로 B 첨가강에서는 Mo 첨가가 특히 유효하다. 또, Mo는 Nb과 공존해서 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 오스테나이트 조직의 미세화에도 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해 Mo은 최소 0.15% 필요하다. 그러나, 과잉된 Mo 첨가는 HAZ 인성, 현지 용접성을 열화시키고, 또, B의 담금질성 향상 효과를 소실시킬 수 있으므로 그 상한을 0.6%로 했다.
또, 본 발명 강에서는 필수 원소로써 Nb : 0.01-0.10%, Ti : 0.005-0.030%룰 함유한다. Nb은 Mo과 공존해서 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정을 억제해서 조직을 미세화할 뿐 아니라 석출경화나 담금질성 증대에도 기여하고, 강을 강인화한다. 특히 Nb과 B이 공존하면 경화능 향상효과가 상승적으로 높아진다. 그러나, Nb 첨가량이 너무 많으면 HAZ 인성이나 현지 용접성에 악영향을 끼치므로 그 상한을 0.10%로 했다. 한편 Ti 첨가는 미세한 TiN을 형성하고, 슬래브 재가열시 및 HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 억제해서 미세조직을 미세화하고, 모재 및 HAZ의 저온인성을 개선한다. 또, B의 경화능 향상 효과에 유해한 고용 N을 TiN으로 고정하는 역할도 가진다. 이 목적을 위해 Ti량은 3.4N(각각 중량%)이상 첨가하는 것이 바람직하다, 또 Al량이 적을 경우(예를들면 0.005% 이하), Ti는 산화물을 형성하고, HAZ에서 입자내 페라이트 생성핵으로 작용하며 HAZ 조직을 미세화하는 효과도 가진다. 이런 TiN의 효과를 발현시키기 위해서는 최저 0.005%의 Ti 첨가가 필요하다, 그러나, Ti량이 너무 많으면 TiN 조대화나 TiC에 의한 석출경화가 발생하고 저온인성을 열화시키므로 그 상한을 0.03%로 한정했다.
Al은 통상 탈산재로써 강에 포함되는 원소이고, 조직의 미세화에도 효과를 가진다. 그러나 Al량이 0.06%를 넘으면 Al계 비금속 개재물이 증가해서 강의 청정도를 손상시키므로 상한을 0.06%로 했다. 탈산은 Ti 혹은 Si라도 가능하고, Al은 반드시 첨가할 필요는 없다.
N은 TiN을 형성하고 슬래브 재가열시 및 HAZ에서 오스테나이트 입자의 조대화를 억제해서 모재, HAZ의 저온인성을 향상시킨다. 이 때문에 필요한 최소량은 0.001%이다. 그러나 N량이 너무 많으면 슬라브 표현홈이나 고용 N에 의한 HAZ 인성의 열화, B의 경화능 향상 효과 저하의 원인이 되므로 그 상한은 0.006%로 억제할 필요가 있다.
또, 본 발명에서는 불순물 원소인 P,S 량을 각각 0.015%, 0.003% 이하로 한다. 이 주된 이유는 모재 및 HAZ의 저온인성을 보다 한층 향상시키기 위함이다. P량의 저감은 연속주조 슬래브의 중심편석을 경감함과 함께, 입계 파괴를 방지해서 저온인성을 향상시킨다. 또, S량의 저감은 열간압연으로 압연화하는 MnS를 저감해서 연성, 인성을 향상시키는 효과가 있다.
이어 B, Cu, Cr, V를 첨가하는 목적에 대해 설명한다.
기본이 되는 성분에 이들의 원소를 첨가하는 주된 목적은, 본 발명의 뛰어난 특징을 손상시키는 일 없이 강도, 인성의 향상이나 제조가능한 강재 사이즈의 확대를 꾀하기 위함이다. 따라서, 그 첨가량은 스스로 제한되야 할 성질의 것이다.
B은 극미량으로 강의 경화능을 비약적으로 향상시키고, 목적으로 하는 마르텐사이트 주체의 주직을 얻기 위해 본 발명 강의 있어서 필수불가결한 원소이다. 후술의 P 값에서 1에 상당하는, 즉 1%Mn 에 상당하는 효과가 있다. 또, B은 Mo의 경화능 향상 효과를 높힘과 함께 Nb과 공존해서 상승적으로 경화능을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 B는 최소 0.0003% 필요하다. 한편, 과잉되게 첨가하면, 저온인성을 열화시킬 뿐 아니라 오히려 B의 경화능 향상 효과를 소실시킬 수 있으므로 그 상한을 0.0020%FH 했다.
Cu를 첨가하는 목적은, 저온인성을 열화시키는 일 없이 저탄소인 본 발명 강의 강도를 향상시키기 위함이다. Cu 첨가는 Mn이나 Cr, Mo 첨가에 비교해서 압연조직(특히 슬래브의 중심편석대)중에 저온인성에 유해한 경화조직을 형성하는 것이 적고, 겅도를 증가시킴이 판명되었다. Cu 첨가량은 최소 0.1%필요하다. 그러나 많이 첨가하면 현지 용접성이나 HAZ 인성을 열화시키므로 그 상한을 1.2%로 했다.
Cr은 모재, 용접부의 강도를 증가시키지만 너무 많으면 HAZ 인성이나 현지 용접성을 현저히 열화시킨다. 이 때문에 Cr량의 상한은 0.8%이다.
V은 Nb과 거의 같은 효과를 갖지만 그 효과는 Nb에 비교해 약하다. 그러나, 초고강도강에서의 V 첨가의 효과는 크고, Nb과 V의 복합첨가는 본 발명 강의 뛰어난 특징을 더욱 현저하게 한다. 상한은 HAZ 인성, 현지용접성의 점에서 0.10%까지 허용할 수 있지만, 특히 0.03-0.08%의 첨가가 바람직한 범위이다.
또, Ca, REM, Mg를 첨가하는 목적에 대해 설명한다.
Ca 및 REM은 화화물(MnS)의 형태를 제어하고, 저온인성을 향상(샤르피 시험의 급수 에너지의 증가 등)시킨다. 그러나 Ca량 혹은 REM량이 0.001%이하에서는 실용상 효과는 없고, 또 Ca량이 0.006% 혹은 REM이 0.02%를 넘게 첨가되면 CaO-CaS 혹은 REM-CaS가 대량으로 생성되어 대형 균열, 대형 개재물이 되고, 강의 청정도를 손상시키는 일 없이 현지 용접성에도 악영향을 미친다. 이 때문에 Ca 첨가량의 상한을 0.006% 혹은 REM 첨가량의 상한을 0.02%로 제한했다, 초고강도 라인파이프에서는 S, O량을 각각 0.001%, 0.002%이하로 저감하고, 또 ESSP=(Ca)[1-124(0)]/1.25S를 0.5≤ESSP≤10.0으로 하는 것이 특히 유효하다.
Mg : 미세분산된 산화물을 형성하고, 용접 열영향부의 입자 조대화를 억눌러 인성을 향상시킨다. 0.001% 미만에서는 인성향상을 기대할 수 없고, 0.006% 이상에서는 조대 산화물이 생성되어 역으로 인성을 열화시킨다.
이상 개개의 첨가원소의 한정에 덧붙여 본 발명에서는 전술한 P값으로 P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β를 1.9≤P≤4로제한한다. 즉, β는 β3ppm일 경우 0의 값을 가지고, B≥3ppm일 경우 1의 값을 가진다. 이것은 목적으로 하는 강도 및 저온인성 밸런스를 달성하기 위함이다. P값의 하한을 1.9로 한 것은 950MPa 이상의 강도와 뛰어난 저온인성을 얻기 위함이다. 또, P값의 상한을 4.0으로 한 것은 뛰어난 HAZ 인성, 현지 용접성을 유지하기 위함이다.
본 발명에 의한 저온 인성의 뛰어난 고장력강을 제조할 때 후술하는 바와 같은 제조방법을 채용하는 것이 바람직하다.
본 발명 성분의 강편을 950-1300℃의 온도로 재가열 후, 950℃ 이하의 누적압하량이 50%이상. 압연종료온도가 800℃ 이상이 되도록 압연을 행하고, 이어 10℃/sec 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 임의의 온도까지 냉각한다. 또, 필요한 경우 AC1점 이하의 온도로 템퍼링 처리를 행한다.
강편의 재가열 온도는 원소의 고용을 충분히 하도록 하한이 결정되고 결정립의 조대화가 현저히 되지 않는 조건으로 결정한다. 950℃ 이하에서는 미재결정 온도역을 나타내고, 미세한 목표로 하는 입경을 얻기 위해서는 50%이상의 누적압하량이 필요하다. 또, 압연종료 온도는 페라이트가 생성되지 않는 800℃이상으로 한다. 그후, 마르텐사이트, 베이나이트로 하기 위해 10℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각한다. 500℃에서 변태는 거의 종료하므로 500℃ 이하까지 냉각한다.
또, 본 발명강에 있어서는 AC1점 이하의 온도에서 템퍼링처리를 할 수 있다. 템퍼링처리에 의해 연성, 인성은 적절히 회복된다. 템퍼링 처리는 미세 조직분율 그 자체를 바꾸지 않고, 본 발명의 특징을 손상시키는 일 없이 용접 열영향부의 연화폭을 좁히는 효과도 가진다.
이어, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다.
[실시예 1]
실험실 용해(50㎏, 120mm 두께 강괴) 또는 전로-연속주조법(240mm 두께)으로 여러 강성분의 강편을 제조했다. 이들의 강편을 여러 조건에서 두께가 15-28mm의 강판으로 압연했다. 이렇게 압연된 강판의 모든 기계적 성질 및 미세 조직을 조사했다.
강판의 기계적 성질(항복강도 : YS, 인장강도 : TS, 샤르피 충격시험인 -40℃에서의 흡수에너지 : vE-40 및 천이온도 : vTrs)은 압연과 직각 방향에서 조사되었다. HAZ 인성(샤르피 충격시험인 -20℃에서의 흡수 에너지 : vE-20)은 재현 열사이클 장치로 재현한 HAZ로 평가했다. (최고가열온도 : 1400℃, 800-500℃의 냉각시간[4t800-500]; 25초). 또, 현지 용접성은 Y-슬릿 용접균열 시험(JIS G3158)에 있어 HAZ의 저온균열 방지에 필요한 최저예열온도로 평가했다(용접방법 : 가스메탈아크 용접, 용접봉 : 인장강도 100MPa, 입열 : 0.5kJ/mm, 용착금속의 수소량 : 3cc/100g).
살시예를 표 1 및 표 2에 나타낸다. 본 발명에 따라 제조한 강판은 뛰어난 강도 및 저온인성 밸런스, HAZ 인성 및 현지용접성을 가진다. 이것에 대해 비교강은 화학성분 또는 미세 조직이 부적절하므로 어느 한편의 특성이 현저히 떨어진다.
강 9는 C량이 너무 많으므로 모재 및 HAZ의 샤르피 흡수에너지가 낮고, 또 용접시에 예열온도도 높다. 강 10은 Ni이 첨가되어 있지 않으므로, 모재 및 HAZ의 저온인성이 떨어진다. 강 11은 Mn 첨가량, P값이 너무 높으므로 모재 및 HAZ의 저온인성이 나쁘고, 또 용접시의 예열 온도도 현저히 높다.
강 12는 Nb이 첨가되어 있지 않으므로 강도가 부족하고, 오스테나이트 입경이 크고 모재의 인성이 나쁘다.
[실시예 2]
실험실 용해(50㎏, 100mm 두께 강괴) 또는 전로-연속주조법으로 여러 강성분의 강편(240mm 두께)을 제조했다. 이들의 강편을 여러 조건에서 두께가 15-25mm의 강판으로 압연했다. 이렇게 해서 압연된 강판의 모든 성질, 미세조직을 조사했다. 강판의 기계적 성절 (항복강도 : YS, 인장강도 : TS, 샤르피 시험인 -40℃에서의 흡수 에너지 : vE-40 및 50%하면천이온도 : vTrs)은 압연과 직각방향으로 조사되었다. HAZ 인성(샤르피 시험인 -40℃에서 흡수 에너지 : Ve -40)은 재현 열사이클 장치로 재현한 HAZ로 평가했다(최고가열온도 : 1400℃, 800-500℃의 냉각시간 [4t] : 25초). 또 현지 용접성은 Y 슬릿 용접균열시험(JIS G3158)에 있어 HAZ의 저온균열방지에 필요한 최저예열온도로 평가했다(용접방법 : 가스메탈아크 용접, 용접봉 : 인장강도100MPa, 입열 : 0.3kJ/mm, 용착금속의 수소량 : 3cc/100g 금속).
실시예를 표 3 및 4에 나타내었다. 본 발명법에 따라 제조된 강판은 뛰어난 강도 및 저온인성 밸런스, HAZ 인성 및 현지 용접성을 나타낸다. 이것에 대해 비교강은 화학성분 또는 미세 조직이 부적절하므로 어느 한편의 특성이 현저히 열화함이 확실하다.
[실시예 3]
실험실 용해(50㎏, 120mm 두께 강괴) 또는 전로-연속주조법(두께 : 240mm)으로 여러 강성분의 강편을 제조했다. 이들의 강편을 여러 조건에서 두께가 15-30mm의 강판으로 압연했다. 이렇게 해서 압연된 강판의 모든 성질, 미세조직을 조사했다.
강판의 기계적 성질(항복강도 : YS, 인장강도 : TS, 샤르피 충격시험인 -40℃에서의 흡수 에너지 : vE-40 및 천이온도 : vTrs)은 압연과 직각방향으로 조사했다.
HAZ 인성(샤르피 충격시험인 -20℃에서의 흡수 에너지 : vE-20)은 재현 열사이클 장치로 재현한 HAZ로 평가했다(최고가열온도 : 1400℃,800-500℃의 냉각시간 [4t] : 25초).
또, 현지 용접성은 Y-슬릿 용접균열시험(JIS G3158)에 있어 HAZ의 저온 균열방지에 필요한 최저예열온도로 평가했다(용접방법 : 가스메탈아크용접, 용접봉 : 인장강도 100MPa, 입열 : 0.5kJ/mm, 용접금속의 수소량 : 3cc/100g).
실시예를 표 5 및 6에 나타내었다. 본 발명에 따라 제조된 강판은 뛰어난 강도인성 밸런스, HAZ 인성 및 현지 용접성을 가진다. 이것에 대해 비교강은 화학성분 또는 미세 조직이 부적절하므로 어느 한편의 특성이 현저히 떨어진다.
강 9는 C량이 너무 많으므로 모재 및 HAZ의 샤르피 흡수 에너지가 낮아지고 또 용접시의 예열온도도 높다. 강은 Mn, P량이 너무 많으므로 모재 및 HAZ의 저온인성이 나쁘고, 또 용접시의 예열온도도 현저히 나쁘다.
강 11은 S량이 너무 많으므로 모재 및 HAZ의 흡수에너지가 낮다.
본 발명에 의해 저온인성, 현지 용접성이 뛰어난 초고강도 라인파이프(인장강도 950MPa 이상. API 규격 X100 초과)용 강이 안정적으로 대량 제조할 수 있게 되었다. 그 결과, 파이프라인의 안정성이 현저희 향상됨과 함께, 파이프라인의 수송효율, 시공능률의 비약적 향상이 가능하게 되었다.

Claims (11)

  1. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06%
    N : 0.001-0.006%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 하기 식으로 정의되는 P값이 1.9-4.0의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하의 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β
    β→B3ppm 일 경우 →0의 값을 가지고, 또 β→B≥3ppm 일 경우 →1의 값을 가진다.
  2. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : O.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06% 및
    N : 0.001-0.006%를 함유하고, 추가적으로, B : 0.0003-0.0020%
    Cu : 0.1-1.2%
    Cr : 0.1-0.8% 및
    V : 0.01-0.10%의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 하기 식으로 정의되는 P값이 1.9-4.0의 범위에 있고, 또, 강의 미세 조직으로서 겉보가 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛ 이하의 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이 상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β
    β→B3ppm 일 경우 →0의 값을 가지고, 또 β→B≥3ppm 일 경우 →1의 값을 가진다.
  3. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06% 및
    N : 0.001-0.006%를 함유하고, 추가적으로, Ca : 0.001-0.006%
    REM : 0.001-0.02% 및
    Mg : 0.001-0.006%의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 하기 식으로 정의되는 P값이 1.9-4.0의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛ 이하의 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90% 이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo+V-1+β
    β→B3ppm 일 경우 →0의 값을 가지고, 또 β→B≥3ppm 일 경우 →1의 값을 가진다.
  4. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06%
    N : 0.001-0.006% 및 B : 0.0003-0.0020%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 하기 식에서 정의되는 P 값이 2.5-4.0의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
  5. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06%
    N : 0.001-0.006% 및 B : 0.0003-0.0020%를 함유하고, 추가적으로, V : 0.01-0.10%
    Cu : 0.1-1.2% 및 Cr : 0.1-0.8%의 1 종 또는 2 종 이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 , 하기 식에서 정의되는 P 값이 2.5-4.0의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
  6. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.0%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.3-1.0%
    Cu : 0.8-1.2%
    Mo : 0.35-0.50%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06% 및 N : 0.001-0.006%를 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 되고, 하기 식에서 정의되는 P 값이 1.9-2.8의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
  7. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.0%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.3-1.0%
    Cu : 0.8-1.2%
    Mo : 0.35-0.50%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06% 및 N : 0.001-0.006%를 함유하고, 추가적으로, V : 0.01-0.10% 및 Cr : 0.1-0.8%의 1종 또는 2 종을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 되고, 하기 식에서 정의되는 P 값이 1.9-2.8의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
  8. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06%
    N : 0.001-0.006% 및 B : 0.0003-0.0020%를 함유하고,추가적으로 Ca : 0.001-0.006%
    REM : 0.001-0.2%
    Mg : 0.001-0.006%의 1종 또는 2 종 이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는, 하기 식에서 정의되는 P 값이 2.5-4.0의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
  9. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.1-1.0%
    Mo : 0.15-0.60%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06%
    N : 0.001-0.006% 및 B : 0.0003-0.0020%를 함유하고, 추가적으로, V : 0.01-0.10%
    Cu : 0.1-1.2% 및 Cr : 0.1-0.8%의 1종 또는 2종 이상을 함유하고, 추가적으로, Ca : 0.001-0.006%
    REM : 0.001-0.02%
    Mg : 0.001-0.006%의 1종 또는 2종이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 , 하기 식에서 정의되는 P 값이 2.5-4.0의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo
  10. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.5%
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.3-1.0%
    Cu : 0.8-1.2%
    Mo : 0.35-0.50%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06%
    N : 0.001-0.006% 를 함유하고 추가적으로, Ca : 0.001-0.06%
    REM : 0.001-0.02%
    Mg : 0.001-0.006%의 1종 또는 2종이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 되고 , 하기 식에서 정의되는 P 값이 1.9-2.8의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo+V-1
  11. 중량 %로, C : 0.05-0.10%
    Si : ≤0.6%
    Mn : 1.7-2.0
    P : ≤0.015%
    S : ≤0.003%
    Ni : 0.3-1.0%
    Cu : 0.8-1.2%
    Mo : 0.35-0.50%
    Nb : 0.01-0.10%
    Ti : 0.005-0.030%
    Al : ≤0.06% 및 N : 0.001-0.006%를 함유하고, 추가적으로, V : 0.01-0.10% 및 Cr : 0.1-0.8%의 1 종 또는 2 종을 함유하고, 추가적으로, Ca : 0.001-0.006% REM : 0.001-0.02%
    Mg : 0.001-0.006%의 1종 또는 2종이상을 함유하고, 나머지가 Fe 및 불가피한 불순물로 되고, 하기 식에서 정의되는 P 값이 1.9-2.8의 범위에 있고, 또 강의 미세 조직으로서 겉보기 평균 오스테나이트 입경(dγ)이 10㎛이하인 미재결정 오스테나이트로부터 변태된 마르텐사이트를 체적 분율로 60%이상 함유하고, 또 마르텐사이트 분율과 베이나이트 분율과의 합이 90%이상인 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강.
    P=2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo +V-1
KR1019960705330A 1995-01-26 1996-01-26 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강 KR100206151B1 (ko)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP11081/1995 1995-01-26
JP01108195A JP3244981B2 (ja) 1995-01-26 1995-01-26 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼
JP01730395A JP3244985B2 (ja) 1995-02-03 1995-02-03 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
JP17303/1995 1995-02-03
JP18307/1995 1995-02-06
JP01830795A JP3244986B2 (ja) 1995-02-06 1995-02-06 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
PCT/JP1996/000155 WO1996023083A1 (fr) 1995-01-26 1996-01-26 Acier soudable de haute resistance ayant une durete excellente a basse temperature

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR970702384A KR970702384A (ko) 1997-05-13
KR100206151B1 true KR100206151B1 (ko) 1999-07-01

Family

ID=27279259

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019960705330A KR100206151B1 (ko) 1995-01-26 1996-01-26 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강

Country Status (9)

Country Link
US (1) US5798004A (ko)
EP (1) EP0753596B1 (ko)
KR (1) KR100206151B1 (ko)
CN (1) CN1146784A (ko)
AU (1) AU680590B2 (ko)
CA (1) CA2186476C (ko)
DE (1) DE69608179T2 (ko)
NO (1) NO964034L (ko)
WO (1) WO1996023083A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101271974B1 (ko) * 2010-11-19 2013-06-07 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Families Citing this family (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5900075A (en) * 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
ATE278811T1 (de) 1996-07-12 2004-10-15 Thyssenkrupp Stahl Ag Warmband aus stahl und verfahren zu seiner herstellung
JPH10237583A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力鋼およびその製造方法
CA2231985C (en) * 1997-03-26 2004-05-25 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same
DZ2528A1 (fr) * 1997-06-20 2003-02-01 Exxon Production Research Co Conteneur pour le stockage de gaz natural liquéfiesous pression navire et procédé pour le transport de gaz natural liquéfié sous pression et système de traitement de gaz natural pour produire du gaz naturel liquéfié sous pression.
TW359736B (en) * 1997-06-20 1999-06-01 Exxon Production Research Co Systems for vehicular, land-based distribution of liquefied natural gas
TW396254B (en) * 1997-06-20 2000-07-01 Exxon Production Research Co Pipeline distribution network systems for transportation of liquefied natural gas
TW444109B (en) * 1997-06-20 2001-07-01 Exxon Production Research Co LNG fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles
KR100386767B1 (ko) * 1997-07-28 2003-06-09 닛폰 스틸 가부시키가이샤 인성이 우수한 초고강도 용접성 강의 제조방법
WO1999005336A1 (en) 1997-07-28 1999-02-04 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness
AU736035B2 (en) 1997-07-28 2001-07-26 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness
US6224689B1 (en) 1997-07-28 2001-05-01 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness
US20010047988A1 (en) * 1997-10-20 2001-12-06 Kazuo Hiraoka Welding method and welded joint structure
DZ2527A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Pièces conteneurs et canalisations de traitement aptes à contenir et transporter des fluides à des températures cryogéniques.
DZ2531A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-08 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier double phase cette tôle et procédé pour renforcer la résistance à la propagation des fissures.
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
DZ2530A1 (fr) * 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier cette tôle d'acier et procédé pour renforcer la resistanceà la propagation des fissures d'une tôle d'acier.
US6254698B1 (en) * 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
TNSN99233A1 (fr) * 1998-12-19 2001-12-31 Exxon Production Research Co Aciers de haute resistance avec excellente tenacite de temperature cryogenique
JP3519966B2 (ja) 1999-01-07 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
AU2000254082A1 (en) * 2000-06-26 2002-01-08 Aceralia Corporacion Siderurgica, S.A. Composition and method for the production of multiphase steels
DE10042990A1 (de) * 2000-09-01 2002-03-28 Kennametal Inc Rundlauf-Schneidwerkzeug, z. B. Bohrer
CA2468163A1 (en) 2001-11-27 2003-06-05 Exxonmobil Upstream Research Company Cng fuel storage and delivery systems for natural gas powered vehicles
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
FR2847592B1 (fr) * 2002-11-27 2007-05-25 Ispat Unimetal Acier pour deformation a froid ou a chaud, piece mecanique prete a l'emploi realisable avec cet acier et son procede de fabrication
US6953508B2 (en) 2003-01-02 2005-10-11 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High strength steel weld having improved resistance to cold cracking and a welding method
US7736447B2 (en) 2003-12-19 2010-06-15 Nippon Steel Corporation Steel plates for ultra-high-strength linepipes and ultra-high-strength linepipes having excellent low-temperature toughness and manufacturing methods thereof
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP4976905B2 (ja) * 2007-04-09 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 Ｈａｚ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板
ES2367713T3 (es) * 2007-08-15 2011-11-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de fase dual, producto plano de un acero de fase dual tal y procedimiento para la fabricación de un producto plano.
US20090301613A1 (en) * 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
JP5139015B2 (ja) * 2007-09-18 2013-02-06 株式会社神戸製鋼所 母材低温靭性のばらつきが少なく熱影響部の靭性に優れた大入熱溶接用厚肉高強度鋼板およびその製造方法
CN101748344B (zh) * 2008-12-09 2011-11-23 山东远大模具材料有限公司 铁路轨道焊接钢及制造工艺
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN102433501B (zh) * 2011-12-02 2013-08-28 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种高强韧带钢及其制造方法
KR101353838B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-20 주식회사 포스코 인성 및 용접성이 우수한 내마모강
KR101709432B1 (ko) * 2013-05-14 2017-03-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6048580B2 (ja) 2013-05-21 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
CN103555896B (zh) * 2013-10-28 2015-11-11 武汉科技大学 一种超高强度高韧性多步等温贝氏体钢及其制备方法
JP6256652B2 (ja) 2015-03-26 2018-01-10 Ｊｆｅスチール株式会社 構造管用厚肉鋼板、構造管用厚肉鋼板の製造方法、および構造管
AU2017259782A1 (en) * 2016-05-02 2018-10-25 Exxonmobil Research And Engineering Company Field dissimilar metal welding technology for enhanced wear resistant high manganese steel
DE102016108633A1 (de) * 2016-05-10 2017-11-30 Benteler Steel/Tube Gmbh Kraftstoffeinspritzleitung und rohrförmiger Leitungskanal
CN108103410B (zh) * 2018-03-05 2020-05-26 嘉兴德基机械设计有限公司 一种屈服强度≥910MPa的管线钢及其制备方法
KR102599376B1 (ko) * 2019-02-06 2023-11-09 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN113832387B (zh) * 2020-06-23 2022-11-15 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法
CN113444975B (zh) * 2021-07-02 2022-05-17 东北大学 一种可焊前免预热低碳当量600MPa级高强水电钢及其制造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS602364B2 (ja) * 1977-11-10 1985-01-21 川崎製鉄株式会社 低温靭性にすぐれた非調質高張力鋼板の製造法
US4578124A (en) * 1984-01-20 1986-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels
JPS6123715A (ja) * 1984-07-10 1986-02-01 Nippon Steel Corp 高張力高靭性鋼板の製造法
JPS637328A (ja) * 1986-06-27 1988-01-13 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐硫化物腐食割れ性に優れた鋼の製造方法
DE3883051T2 (de) * 1987-04-24 1993-12-02 Nippon Steel Corp Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guter Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen.
JPH02250941A (ja) * 1989-03-24 1990-10-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 低炭素クロムモリブデン鋼及びその製造方法
JP2579841B2 (ja) * 1991-03-08 1997-02-12 新日本製鐵株式会社 圧延ままで耐火性及び靱性の優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法
US5213634A (en) * 1991-04-08 1993-05-25 Deardo Anthony J Multiphase microalloyed steel and method thereof
JPH05148582A (ja) * 1991-11-28 1993-06-15 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接用高張力鋼板
US5454883A (en) * 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101271974B1 (ko) * 2010-11-19 2013-06-07 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CA2186476C (en) 2001-01-16
CA2186476A1 (en) 1996-08-01
KR970702384A (ko) 1997-05-13
AU680590B2 (en) 1997-07-31
NO964034D0 (no) 1996-09-25
US5798004A (en) 1998-08-25
AU4496496A (en) 1996-08-14
EP0753596B1 (en) 2000-05-10
WO1996023083A1 (fr) 1996-08-01
CN1146784A (zh) 1997-04-02
NO964034L (no) 1996-11-25
DE69608179T2 (de) 2001-01-18
EP0753596A4 (en) 1998-05-20
DE69608179D1 (de) 2000-06-15
EP0753596A1 (en) 1997-01-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100206151B1 (ko) 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강
KR100222302B1 (ko) 저항복비를 가지는 저온인성이 우수한 고강도 라인파이프강재
JP3968011B2 (ja) 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
KR100558429B1 (ko) 변형 성능이 우수한 고강도 강판, 고강도 강관 및 제조 방법
JP4969915B2 (ja) 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
JP4268317B2 (ja) 溶接部の低温靱性に優れた超高強度鋼管及びその製造方法
JP4071906B2 (ja) 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
JP3244984B2 (ja) 低降伏比を有する低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼
JP3258207B2 (ja) 低温靭性の優れた超高張力鋼
JP3612115B2 (ja) 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法
JP4477707B2 (ja) 低温靱性に優れた超高強度鋼管およびその製造方法
JP3262972B2 (ja) 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼
RU2136776C1 (ru) Высокопрочная сталь для магистральных трубопроводов, имеющая низкий коэффициент текучести и повышенную низкотемпературную вязкость
JP3244981B2 (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼
JP3244986B2 (ja) 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
JPH03211230A (ja) 高耐食性低合金ラインパイプ用鋼の製造法
JP3244987B2 (ja) 低降伏比を有する高強度ラインパイプ用鋼
JPH08311550A (ja) 超高強度鋼管用鋼板の製造方法
RU2136775C1 (ru) Высокопрочная свариваемая сталь и ее варианты
JPH08311548A (ja) 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法
JP3244985B2 (ja) 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
JP5020691B2 (ja) 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプならびにこれらの製造方法
JPH09316534A (ja) 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法
JPS6334205B2 (ko)
JPH08269544A (ja) 溶接部靭性の優れたｂ添加超高強度鋼管用鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130321

Year of fee payment: 15

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140319

Year of fee payment: 16

EXPY Expiration of term