KR100375086B1 - 초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

인장 강도가 약 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 충격 시험으로 측정한 인성이 약 120J(88ft-lb) 이상이고, 세립 저 베이나이트(low bainite)와 세립 래드 래드텐사이트(lath martensite)와의 혼합물(여기서, 당해 혼합물의 약 2/3 이상은 평균 입자 크기가 약 10μ 미만인 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진다) 약 90용적% 이상을 포함하는 미세구조를 가지며, 첨가제로서의 명시된 중량%의 탄소, 규소, 망간, 구리, 니켈, 나오븀, 티탄, 알루미늄, 칼슘, 희토류 금속 및 망간과 철을 포함하는 강판은, 강 슬랩을 적합한 온도로 가열하고, 당해 슬랩을 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과(10)로 압하하여 판을 형성한 다음, 당해 판을 오스테나이트가 재결정화하지 않는 제2 온도 범위에서 1회 이상 열간 압연 통과(10)로 추가로 압하시키고, 당해 판을 적합한 급냉 중지 온도(16)로 급냉(12)시킨 다음, 급냉을 중단하고 당해 판을 주위 온도로 공기 냉각(18)시킴으로써 제조한다.

Description

초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법{Ultra-high strength, weldable steel plate with excellent ultra-low temperature toughness and the method for preparing the same}
다양한 용어가 후술되는 명세서에서 정의된다. 편의상, 용어 해설은 본원에서 청구의 범위의 바로 앞 부분에 나타내었다.
현재, 최고 항복 강도(yield strength)의 상업용 라인파이프는 항복 강도가 약 550MPa(80ksi)이다. 이보다 강도가 높은, 예를 들면, 강도가 약 690MPa(100ksi) 이하인 라인파이프 강이 시판되고 있으나, 본 발명자들이 아는 바로는 이러한 강은 파이프라인의 제조에 상업적으로 사용된 적이 없다. 게다가, 쿠(Koo) 및 루톤(Luton)의 미국 특허 제5,545,269호, 제5,545,270호 및 제5,531,842호에 기재되어 있는 바와 같이, 항복 강도가 약 830MPa(120ksi) 이상이고 인장 강도가 약 900MPa(130ksi) 이상인 강도가 우수한 강을 라인파이프의 전구 물질로서 제조하는 것이 실용적인 것으로 밝혀졌다. 미국 특허 제5,545,269호에서 쿠 및 루톤에 의해 기재된 강의 강도는 강 화학과 가공 기술 사이의 균형에 의해 달성되어, 바나듐, 니오븀 및 몰리브덴의 특정한 탄화물, 질화물 또는 탄질화물과 ε-구리의 석출물에 의해 2차적으로 경화되는, 주로 템퍼링된 세립 마르텐사이트 및 베이나이트를 포함하는 사실상 균일한 미세구조가 제조된다.
미국 특허 제5,545,269호에서, 쿠 및 루톤은 강이 다듬질 열간 압연 온도(finish hot rolling temperature) 내지 400℃(752℉) 이하의 온도에서 20℃/sec(36℉/sec) 이상, 바람직하게는 약 30℃/sec(54℉/sec)의 속도로 급냉시켜, 주로 마르텐사이트와 베이나이트 미세구조를 제조하는 고강도 강의 제조방법을 기재하고 있다. 게다가, 목적하는 미세구조 및 특성을 획득하기 위해, 쿠 및 루톤에 의한 발명은 수 냉각된 판을 Ac1변태점, 즉 가열 동안 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도 이하의 온도에서 바나듐, 니오븀 및 몰리브덴의 특정 탄화물, 질화물 또는 탄질화물과 ε-구리의 석출을 야기시키기에 충분한 시간 동안 템퍼링시킴을 포함하는 추가의 가공 단계에 의해 강판을 2차적으로 경화시키는 공정을 필요로 한다. 급냉후 템퍼링하는 추가 가공 단계는 강판의 단가를 상당히 증가시킨다. 따라서, 목적하는 기계적 특성을 여전히 달성하면서 템퍼링 단계를 생략할 수 있는 강을 제조하는 새로운 가공방법을 제공하는 것이 바람직하다. 게다가, 템퍼링 단계는, 목적하는 미세구조 및 특성을 제조하는 데 요구되는 2차 경화를 필요로 하면서, 인장 강도에 대한 항복 강도의 비가 0.93을 초과하도록 한다. 바람직한 파이프라인 설계의 관점에서, 항복 강도와 인장 강도를 높은 수치로 유지시키면서, 인장 강도에 대한 항복 강도의 비를 약 0.93 미만으로 유지하는 것이 바람직하다.
장거리에 걸쳐 원유와 천연 가스를 운반하는 데 현재 사용가능한 파이프라인보다 강도가 높은 파이프라인이 요구된다. 이러한 요구는 (i) 더 높은 기체 압력을 사용함으로써 운송 효율을 증가시키고, (ii) 벽 두께와 외부 직경을 감소시킴으로써 재료와 설치 비용을 감소시키고자 하는 필요성에 의해 추진된다. 그 결과, 현재 입수가능한 어떠한 것보다도 더 강한 라인파이프에 대한 요구가 증폭되어 왔다.
결과적으로, 본 발명의 목적은 저가의 저합금 초고강도 강판을 제조하기 위한 강 조성물 및 대체 가공방법과 이로부터 제조되는 라인파이프를 제공하는 것이며, 여기서 고강도 특성은 2차 경화를 생성시키는 템퍼링 단계를 필요로 하지 않으면서 수득된다. 또한, 본 발명의 또 다른 목적은 인장 강도에 대한 항복 강도 의 비가 약 0.93 미만인 파이프라인 설계에 적합한 라인파이프용 고강도 강판을 제공하는 것이다.
대부분의 고강도 강, 즉 항복 강도가 약 550MPa(80ksi)를 초과하는 강과 관련된 문제는, 용접 후 HAZ가 연화되는 것이다. HAZ는 용접 유도된 열 순환 동안 국소적으로 상 변태되거나 어닐링(annealing)되어, HAZ를 비(卑) 금속에 비해 상당히, 즉 약 15% 이상까지 연화시킨다. 항복 강도가 830MPa(120ksi) 이상인 초고강도 강이 제조되었지만, 이러한 강은 일반적으로 라인파이프에 요구되는 인성이 결여되고 라인파이프에 요구되는 용접성 요건을 충족시키지 못하게 되는데, 그 이유는 이러한 재료가 비교적 높은 Pcm(용접성을 나타내는 데 사용되는 널리 공지된 산업 용어), 일반적으로 약 0.35 초과의 Pcm을 갖기 때문이다.
결과적으로, 본 발명의 또 다른 목적은, 라인파이프용 전구 물질로서, 항복 강도가 약 690MPa(100ksi) 이상이고 인장 강도가 약 900MPa(130ksi) 이상이며 저온, 즉 약 -40℃(-40℉)까지의 저온에서 적용하기에 충분한 인성을 갖는 한편, 지속적인 제품 품질이 유지되고 용접 유도된 열 순환 동안 HAZ에서 강도의 손실을 최소화시키는 저합금 초고강도 강판을 제조하는 것이다.
본 발명의 추가 목적은 라인파이프에 요구되는 인성 및 용접성을 갖고 Pcm이 약 0.35 미만인 초고강도 강을 제공하는 것이다. Pcm과, 용접성을 나타내는 데 사용되는 또 다른 널리 공지된 산업 용어인 Ceq(탄소 당량)는 둘 다 용접성과 관련하여 널리 사용되지만, 비 금속에 경질의 미세구조를 생성시키는 강의 경향에 대한 지침을 제공한다는 점에서 또한 강의 경화능(hardenability)도 반영한다. 본 명세서에서 사용된 바와 같이, Pcm과 Ceq는 다음과 같이 정의된다:
Pcm = C 중량% + Si 중량%/30 + (Mn 중량% + Cu 중량% + Cr 중량%)/20 + Ni 중량%/60 + Mo 중량%/15 + V 중량%/10 + 5(B 중량%);
Ceq = C 중량% + Mn 중량%/6 + (Cr 중량% + Mo 중량% + V 중량%)/5 + (Cu 중량% + Ni 중량%)/15.
발명의 요약
미국 특허 제5,545,269호에 기재되어 있는 바와 같이, 기술되는 조건하에서는 400℃(752℉) 이하의 온도(바람직하게는 주위 온도)로 수 급냉시킨 다음 초고강도 강을 다듬질 압연시키는 단계는 공기 냉각으로 대체시키지 않아야 하는 것으로 밝혀졌는데, 그 이유는 당해 조건하에서는 공기 냉각이 오스테나이트를 페라이트/펄라이트 응집물로 변태시켜 강의 강도를 악화시킬 수 있기 때문이다.
또한, 이러한 강을 400℃(752℉) 초과에서 수 냉각으로 종결시키면 냉각 동안 불충분한 변태 경화가 유발되어 강의 강도가 감소될 수 있다는 것이 측정되어 왔다.
미국 특허 제5,545,269호에 기재되어 있는 방법에 의해 제조된 강판에서는, 예를 들면, 소정의 시간 간격을 두고 약 400 내지 약 700℃(752 내지 1292℉)의 온도 범위로 재가열함으로써 수 냉각 후 템퍼링시키는 공정을 사용하여 강판 전체에 걸쳐서 균일하게 경화되게 하고 강의 인성을 개선시킨다. 샤르피 V-노치 충격 시험(Charpy V-notch impact test)은 강의 인성을 측정하기 위한 널리 공지된 시험이다. 샤르피 V-노치 충격 시험을 이용하여 수득할 수 있는 측정치 중의 하나는 소정의 온도에서 강 샘플의 파단시 흡수되는 에너지(충격 에너지), 예를 들면, -40℃(-40℉)에서의 충격 에너지(vE-40) 또는 -20℃(-4℉)에서의 충격 에너지(vE-20)이다. 또 다른 중요한 측정치는 샤르피 V-노치 충격 시험으로 측정되는 전이 온도(vTrs)이다. 예를 들면, 50% vTrs는 파단 표면이 면적 응력 파단(area shear fracture)을 기준으로 50%를 나타내는 최저온의 샤르피 V-노치 충격 시험으로부터의 실험적 측정치 및 외삽치를 나타낸다.
미국 특허 제5,545,269호에 기재되어 있는 개선법에 이어서, 인성이 높은 초고강도 강이 고가의 최종 템퍼링 단계를 수행할 필요 없이 제조될 수 있다는 사실이 밝혀졌다. 이러한 바람직한 결과는 강의 특정한 화학 조성에 따라 특정한 온도 범위에서 급냉을 중단시킴으로써 성취될 수 있는 것으로 밝혀졌으며, 이에 대하여 주로 세립 저 베이나이트(low bainite), 세립 래드 마르텐사이트(lath martensite) 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조가 중단된 냉각 온도에서 또는 주위 온도로의 후속적인 공기 냉각으로 전개된다. 또한, 이러한 새로운 일련의 가공 단계는 이전에 성취될 수 있던 것보다 더 높은 강도 및 인성을 갖는 강판까지도 수득하는 놀랍고도 예측치 못한 결과를 제공하는 것으로도 밝혀졌다.
본 발명의 상술한 목적과 일치하게, 중단된 직접 급냉(Interrupted Direct Quenching; IDQ)으로 본원에서 지칭되는 가공방법이 제공되는데, 여기서 목적하는 화학 조성의 저합금 강판은 열간 압연 말기에 물과 같은 적합한 유체를 사용하여 적합한 급냉 중지 온도(Quench Stop Temperature; QST)로 급냉시킴으로써 급속하게 냉각시킨 다음 주위 온도로 공기 냉각시켜, 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 생성한다. 본 발명을 기술하는 데 사용된 바와 같이, 급냉은 강을 주위 온도로 공기 냉각시키는 것에 반대되는 의미로서, 강의 냉각 속도를 증가시키는 이의 경향성에 대해 선택된 유체를 이용함으로써 임의의 수단에 의해 가속화된 냉각을 지칭한다.
본 발명은 냉각 속도와 QST 파라미터의 체제를 조절하는 능력을 강에 제공하여, IDQ로서 지칭되는 부분 급냉 공정을 위해 경화시킨 다음 공기 냉각시켜 다듬질된 판에서 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 제조하도록 하는 것이다.
약 5 내지 20ppm 정도의 소량의 붕소를 첨가함으로써 저탄소 저합금 강의 경화능에 상당한 영향을 미칠 수 있음은 당해 기술분야에 널리 공지되어 있다. 따라서, 강에 붕소를 첨가하는 것은 용접성이 우수한 저가의 고강도 강에 대해 희박 화학 조성, 즉 탄소 당량(Ceq)이 낮은 저합금 강에서 마르텐사이트와 같은 경질 상을 생성시키기 위해 과거에 유효하게 사용되었다. 그러나, 목적하는 소량의 붕소 첨가를 조절하는 것은 용이하게 성취되지 않는다. 기술적으로 개선된 강 제조 설비와 노하우(know how)가 요구된다. 본 발명은 붕소를 첨가하거나 첨가하지 않고 IDQ 방법에 의해 가공되어 목적하는 미세구조 및 특성을 제조할 수 있는 강 화학 조성의 범위를 제공한다.
본 발명에 따라, 강 화학 조성과 가공 기술 사이의 균형이 이루어지며, 이로써 항복 강도가 약 690MPa(100ksi) 이상, 보다 바람직하게는 약 760MPa(110ksi) 이상, 보다 더 바람직하게는 약 830MPa(120ksi) 이상이고, 바람직하게는 인장 강도에 대한 항복 강도의 비가 약 0.93 미만, 보다 바람직하게는 약 0.90 미만, 보다 더 바람직하게는 약 0.85 미만인 고강도 강판이 제조될 수 있으며, 이로부터 라인파이프가 제조될 수 있다. 이러한 강판에서, 라인파이프용으로 용접을 수행한 후, HAZ에서의 강도의 손실은 기재 강의 강도에 비해 약 10% 미만, 바람직하게는 약 5% 미만이다. 추가로, 라인파이프 제조에 적합한 이러한 초고강도 저합금 강판의 두께는 바람직하게는 약 10mm(0.39in) 이상, 보다 바람직하게는 약 15mm(0.59in) 이상, 보다 더 바람직하게는 약 20mm(0.79in) 이상이다. 추가로, 이러한 초고강도 저합금 강판은 첨가된 붕소를 함유하지 않거나, 특정한 목적을 위해, 첨가된 붕소를 약 5 내지 약 20ppm, 바람직하게는 약 8 내지 약 12ppm의 양으로 함유한다. 라인파이프 제품 품질은 실질적으로 일정하게 유지되며, 일반적으로 수소 조력 균열(hydrogen assisted cracking)이 쉽게 발생되지 않는다.
바람직한 강 제품은 바람직하게는 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 실질적으로 균일한 미세구조를 갖는다. 바람직하게는, 세립 래드 마르텐사이트는 자동-템퍼링된 세립 래드 마르텐사이트를 포함한다. 본 발명을 기술하는 데 사용되며 청구의 범위에서 사용되는 용어인 "주로"는 약 50용적% 이상을 의미한다. 미세구조의 나머지는 추가의 세립 저 베이나이트, 추가의 세립 래드 마르텐사이트, 고 베이나이트(upper bainite) 또는 페라이트를 포함할 수 있다. 보다 바람직하게는, 미세구조는 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 약 60 내지 약 80용적% 포함한다. 보다 더 바람직하게는, 미세구조는 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 약 90용적% 이상 포함한다.
저 베이나이트와 래드 마르텐사이트는 둘 다 바나듐, 니오븀 및 몰리브덴의 탄화물 또는 탄질화물의 석출물에 의해 추가로 경화될 수 있다. 이러한 석출물, 특히 바나듐을 함유하는 석출물은 Ac1변태점 이하의 온도로 가열되는 영역에서 전위 밀도의 실질적인 감소를 방지하거나 Ac1변태점 초과의 온도로 가열되는 영역에서 석출 경화를 유도하거나 이들 두 방법 모두에 의해 HAZ 연화를 최소화하는 데 조력할 수 있다.
본 발명의 강판은 통상적인 방식으로 강 슬랩을 제조함으로써 제조되며, 하나의 양태에 있어서, 철 및 다음 합금 원소,
탄소(C) 0.03 내지 0.10중량%, 바람직하게는 0.05 내지 0.09중량%,
규소(Si) 0 내지 0.6중량%,
망간(Mn) 1.6 내지 2.1중량%,
구리(Cu) 0 내지 1.0중량%,
니켈(Ni) 0 내지 1.0중량%, 바람직하게는 0.2 내지 1.0중량%,
니오븀(Nb) 0.01 내지 0.10중량%, 바람직하게는 0.03 내지 0.06중량%,
바나듐(V) 0.01 내지 0.10중량%, 바람직하게는 0.03 내지 0.08중량%,
몰리브덴(Mo) 0.3 내지 0.6중량%,
크롬(Cr) 0 내지 1.0중량%,
티탄(Ti) 0.005 내지 0.03중량%, 바람직하게는 0.015 내지 0.02중량%,
알루미늄(Al) 0 내지 0.06중량%, 바람직하게는 0.001 내지 0.06중량%,
칼슘(Ca) 0 내지 0.006중량%,
희토류 금속(REM) 0 내지 0.02중량% 및
마그네슘(Mg) 0 내지 0.006중량%를 포함하고, 추가로 Ceq가 0.7 이하이고,Pcm이 0.35 이하임을 특징으로 한다.
또 다른 방법으로, 상술한 화학 조성은 개질되어, 붕소(B) 0.0005 내지 0.0020중량%, 바람직하게는 0.0008 내지 0.0012중량%를 포함하고 Mo 함량은 0.2 내지 0.5중량%이다.
본 발명의 본질적으로 붕소 무함유 강에 대해서는, Ceq가 약 0.5 초과 약 0.7 미만인 것이 바람직하다. 본 발명의 붕소 함유 강에 대해서는, Ceq가 약 0.3 초과 약 0.7 미만인 것이 바람직하다.
또한, 결정립 성장 억제 질화티탄 입자를 제공하기 위해 후술되는 바와 같이 일부의 N이 필요하기도 하지만, 널리 공지된 불순물인 질소(N), 인(P) 및 황(S)은 강에서 최소화되는 것이 바람직하다. 바람직하게는, N 농도는 약 0.001 내지 약 0.006중량%이고, S 농도는 약 0.005중량% 이하, 보다 바람직하게는 약 0.002중량% 이하이며, P 농도는 약 0.015중량% 이하이다. 이러한 화학 조성에서, 강은 붕소를 첨가하지 않는다는 점에서 본질적으로 붕소 무함유 강이며, 붕소 농도는 바람직하게는 약 3ppm 미만, 보다 바람직하게는 약 1ppm 미만이거나, 강은 상술한 바와 같은 첨가된 붕소를 함유한다.
본 발명에 따라, 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 갖는 초고강도 강을 제조하기 위한 바람직한 방법은, 강 슬랩을 바나듐 및 니오븀의 탄화물 및 탄질화물을 실질적으로 모두 용해시키기에 충분한 온도로 가열하고; 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 슬랩을 압하(壓下)시켜 판을 형성시키고; 판을 Tnr온도 미만, 즉 오스테나이트가 재결정화하지 않는 온도 미만이고 Ar3변태점, 즉 오스테나이트가 냉각 동안 페라이트로 변태되기 시작하는 온도 초과의 제2 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시키고; 다듬질된 압연 판을 적어도 Ar1변태점, 즉 냉각 동안 오스테나이트에서 페라이트 또는 페라이트와 시멘타이트로의 변태가 완료되는 온도만큼 낮은 온도, 바람직하게는 약 550 내지 약 150℃(1022 내지 302℉)의 온도, 보다 바람직하게는 약 500 내지 약 150℃(932 내지 302℉)의 온도로 급냉시키고; 급냉을 중지하며; 급냉된 판을 주위 온도로 공기 냉각시킴을 포함한다.
Tnr온도, Ar1변태점 및 Ar3변태점은 각각 강 슬랩의 화학 조성에 좌우되고 실험하거나 적합한 모델을 사용하여 계산하여 용이하게 측정된다.
본 발명의 제1 바람직한 양태에 따르는 초고강도 저합금 강은 인장 강도가 바람직하게는 약 900MPa(130ksi) 이상, 보다 바람직하게는 약 930MPa(135ksi) 이상이고, 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 가지며, 추가로 시멘타이트의 미세한 석출물 및 임의로 바나듐, 니오븀 및 몰리브덴의 탄화물 또는 탄질화물의 보다 더 미분된 석출물을 포함한다. 바람직하게는, 세립 래드 마르텐사이트는 자동-템퍼링된 세립 래드 마르텐사이트를 포함한다.
본 발명의 제2 바람직한 양태에 따르는 초고강도 저합금 강은 인장 강도가 바람직하게는 약 900MPa(130ksi) 이상, 보다 바람직하게는 약 930MPa(135ksi) 이상이고, 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 미세구조를 가지며, 추가로 붕소 및 시멘타이트의 미세한 석출물, 및 임의로 바나듐, 니오븀 및 몰리브덴의 탄화물 또는 탄질화물의 보다 더 미분된 석출물을 포함한다. 바람직하게는, 세립 래드 마르텐사이트는 자동-템퍼링된 세립 래드 마르텐사이트를 포함한다.
본 발명은 인성이 우수한 초고강도 용접성 강판(steel plate)과 이로부터 제조되는 라인파이프(linepipe)에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 본 발명은 라인파이프의 나머지 부분에 비해 HAZ의 강도 손실이 최소화되는 초고강도 고인성 용접성 저합금 라인파이프 강과, 라인파이프용 전구 물질인 강판의 제조방법에 관한 것이다.
도 1은 경과된 가공 시간과 온도의 특정한 조합과 관련된 다양한 미세구조 성분의 금속 피복(overlay)을 갖는 본 발명의 가공 단계의 개략도이다.
도 2a 및 도 2b는 각각 약 295℃(563℉)의 급냉 중지 온도로 가공된 강의 주로 자동-템퍼링된 래드 마르텐사이트 미세구조를 나타내는 명암시야 투과 전자현미경 사진(bright and dark field transmission electron micrograph)이며, 여기서 도 2b는 마르텐사이트 래드내의 잘 전개된 시멘타이트 석출물을 나타낸다.
도 3은 약 385℃(725℉)의 급냉 중지 온도로 가공된 강의 주로 저 베이나이트 미세구조를 나타내는 명시야 투과 전자현미경 사진이다.
도 4a 및 도 4b는 각각 약 385℃(725℉)의 QST로 가공된 강의 명암시야 투과 전자현미경 사진이며, 도 4a는 주로 저 베이나이트 미세구조를 나타내고, 도 4b는 직경이 약 10nm 미만인 Mo, V 및 Nb 탄화물 입자의 존재를 나타낸다.
도 5는 모두 본 발명에 따르는, 본원의 표 II에서 "H" 및 "I"(원)로 나타낸 붕소 강, 및 본원의 표 II에서 "G"(정사각형)로 나타낸 희박 붕소 강의 특정한 화학적 제형에 대한 인성 및 인장 강도의 상대값에 대한 급냉 중지 온도의 효과를 나타내는 플롯과 투과 전자현미경 사진을 포함하는 복합 다이어그램이다. 줄(joule; J) 단위의 -40℃(-40℉)에서의 샤르피 충격 에너지(vE-40)는 종좌표상에 있고, MPa 단위의 인장 강도는 횡좌표상에 있다.
도 6은 모두 본 발명에 따르는, 본원의 표 II에서 "H" 및 "I"(원)로 나타낸 붕소 강, 및 본원의 표 II에서 "D"(정사각형)로 나타낸 본질적으로 붕소 무함유 강의 특정한 화학적 제형에 대한 인성 및 인장 강도의 상대값에 대한 급냉 중지 온도의 효과를 나타내는 플롯이다. J 단위의 -40℃(-40℉)에서의 샤르피 충격 에너지(vE-40)는 종좌표상에 있고, MPa 단위의 인장 강도는 횡좌표상에 있다.
도 7은 약 380℃(716℉)의 급냉 중지 온도로 IDQ 가공된, (본원의 표 II에 따르는) 샘플 강 "D"에서의 전위된 래드 마르텐사이트를 나타내는 명시야 투과 전자현미경 사진이다.
도 8은 약 428℃(802℉)의 급냉 중지 온도로 IDQ 가공된, (본원에서 표 II에 따르는) 샘플 강 "D"에서의 주로 저 베이나이트 미세구조의 영역을 나타내는 명시야 투과 전자현미경 사진이다. 저 베이나이트의 특성인 단일방향으로 배열된 시멘타이트 소판은 베이나이트 래드내에서 볼 수 있다.
도 9는 약 461℃(862℉)의 급냉 중지 온도로 IDQ 가공된, (본원에서 표 II에 따르는) 샘플 강 "D"에서의 고 베이나이트를 나타내는 명시야 투과 전자현미경 사진이다.
도 10a는 약 534℃(993℉)의 급냉 중지 온도로 IDQ 가공된, (본원에서 표 II에 따르는) 샘플 강 "D"에서의 페라이트로 둘러싸인 마르텐사이트(중앙)의 영역을 나타내는 명시야 투과 전자현미경 사진이다. 미세한 탄화물 석출물은 페라이트/마르텐사이트 경계에 인접한 영역의 페라이트내에서 볼 수 있다.
도 10b는 약 534℃(993℉)의 급냉 중지 온도로 IDQ 가공된, (본원에서 표 II에 따르는) 샘플 강 "D"에서의 고탄소 쌍정 마르텐사이트를 나타내는 명시야 투과 전자현미경 사진이다.
본 발명은 이의 바람직한 양태와 관련하여 기술될 것이나, 본 발명이 이에 한정되지 않는다는 것을 이해할 것이다. 반대로, 본 발명은 첨부한 청구의 범위에 정의한 바와 같이 본 발명의 취지 및 범주내에 포함될 수 있는 모든 대체방법, 변형 및 동등물을 포함하고자 한다.
본 발명의 하나의 양태에 따라, 강 슬랩은, 슬랩을 바나듐 및 니오븀의 탄화물 및 탄질화물을 실질적으로 모두 용해시키기에 충분한 실질적으로 균일한 온도, 바람직하게는 약 1000 내지 약 1250℃(1832 내지 2282℉), 보다 바람직하게는 약 1050 내지 약 1150℃(1922 내지 2102℉)의 범위에서 가열하고; 슬랩을 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위내에서 1회 이상의 통과로 두께가 바람직하게는 약 20 내지 약 60% 감소되도록 제1 열간 압연시켜 판을 형성시키고; 오스테나이트가 재결정화하지 않는, 제1 온도 범위보다 다소 낮고 Ar3변태점을 초과하는 제2 온도 범위내에서 1회 이상의 통과로 두께가 바람직하게는 약 40 내지 약 80% 감소되도록 제2 열간 압연시키며; 압연된 판을 Ar3변태점 이상 내지 적어도 Ar1변태점만큼 낮은 급냉 중지 온도(QST)에서, 바람직하게는 약 550 내지 약 150℃(1022 내지 302℉), 보다 바람직하게는 약 500 내지 약 150℃(932 내지 302℉)의 온도 범위에서 약 10℃/sec(18℉/sec) 이상, 바람직하게는 약 20℃/sec(36℉/sec) 이상, 보다 바람직하게는 약 30℃/sec(54℉/sec) 이상, 보다 더 바람직하게는 약 35℃/sec(63℉/sec) 이상의 속도로 급냉시켜 경화시키고, 급냉을 중지시키고 강판을 주위 온도로 공기 냉각시켜 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물로의 강의 변태 완료를 촉진하여 가공한다. 당해 기술분야의 숙련가가 이해할 수 있는 바와 같이, 본원에서 사용된 용어 "두께 감소율(%)"은 나타낸 압하 이전의 강 슬랩 또는 판의 두께의 감소율(%)을 나타낸다. 본 발명을 이로써 제한하지는 않고 오로지 예를 들기 위해서이지만, 약 25.4cm(10in)의 강 슬랩은 제1 온도 범위에서 약 12.7cm(5in)의 두께로 약 50% 감소시킨 다음(50% 압하), 제2 온도 범위에서 약 2.54cm(1in)의 두께로 약 80% 감소시킬 수 있다(80% 압하).
예를 들어, 도 1을 참조하면, 본 발명에 따라 가공된 강판을 지시된 온도 범위 내에서 조절 압연(10)시킨 다음(이하 보다 상세히 기술됨), 강을 출발 급냉점(14)으로부터 급냉 중지 온도(QST)(16)까지 급냉(12)시킨다. 급냉을 중단시킨 후, 강을 주위 온도로 공기 냉각(18)시켜 강판을 (저 베이나이트 영역(20)에서의) 주로 세립 저 베이나이트; (마르텐사이트 영역(22)에서의) 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물로 변태시키는 것을 촉진한다. 고 베이나이트 영역(24) 및 페라이트 영역(26)은 피한다.
초고강도 강은 다양한 특성을 필요로 하고 이들 특성은 합금 원소와 열기계적 처리의 조합에 의해 생성되며; 강의 화학 조성의 일반적인 작은 변화는 제품 특성상의 큰 변화를 유도할 수 있다. 본 발명에 대한 다양한 합금 원소의 역할 및 이들의 농도에 대한 바람직한 범위가 하기에 제공된다:
탄소는 어떠한 미세구조이든지 강 및 용접물의 매트릭스를 강화시키고, 주로 소량의 탄화철(시멘타이트), 니오븀의 탄질화물[Nb(C,N)], 바나듐의 탄질화물[V(C,N)] 및 Mo2C(탄화몰리브덴의 형태)의 입자 또는 석출물을, 이들이 충분히 미세하고 다수인 경우, 형성시킴으로써 석출을 강화시킨다. 또한, 열간 압연 동안, Nb(C,N) 석출은 일반적으로 오스테나이트 재결정화를 지연시키고 결정립 성장을 억제함으로써 오스테나이트 결정립 조질화의 수단을 제공하고, 항복 강도 및 인장 강도 둘 다와 저온 인성(예: 샤르피 시험에서의 충격 에너지)을 향상시킨다. 탄소는 또한 경화능, 즉 냉각 동안 강에서 보다 경질이고 강한 미세구조를 형성시키는 능력을 증가시킨다. 일반적으로 탄소 함량이 약 0.03중량% 미만인 경우, 이러한 강화 효과는 수득되지 않는다. 탄소 함량이 0.10중량% 초과인 경우, 강은 일반적으로 현장 용접 후에 냉각 균열되고 강판 및 이의 HAZ에서의 인성을 저하시키기 쉽다.
망간은 본 발명에 따라 요구되는 미세구조를 수득하는데 필수적이며, 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 함유하고, 강도와 저온 인성간의 양호한 균형을 발생시킨다. 이를 위하여, 하한선은 약 1.6중량%로 설정된다. 약 2.1중량%를 초과하는 망간 함량은 연속적으로 주조된 강의 중심선 세그리게이션(segregation)를 촉진시키는 경향이 있고 강 인성을 악화시킬 수 있기 때문에 상한선은 약 2.1중량%로 설정된다. 추가로, 높은 망간 함량은 강의 경화능을 과도하게 강화시켜 용접열 영향부의 인성을 저하시킴으로써 현장 용접성을 감소시킨다.
규소는 탈산(deoxidation) 및 강도의 향상을 위하여 첨가한다. 상한선은 약 0.6중량%로 설정하여 과도한 규소 함량으로부터 기인될 수 있는 현장 용접성 및 용접열 영향부(HAZ)의 인성의 현저한 악화를 피하도록 한다. 규소는 알루미늄 또는 티탄이 동일한 기능을 수행할 수 있으므로 탈산에 언제나 필요하지는 않다.
니오븀은 강의 압연된 미세구조의 결정립 조질화를 촉진하기 위하여 첨가하며, 강도 및 인성을 모두 향상시킨다. 열간 압연 동안의 탄질화니오븀의 석출은 재결정화를 지연시키고 결정립 성장을 억제시킴으로써 오스테나이트 결정립 조질화의 수단을 제공한다. 이는 또한 Nb(C,N) 석출물을 형성시킴으로써 최종 냉각 동안 추가의 강화를 제공할 수 있다. 몰리브덴의 존재하에서 니오븀은 조절 압연 동안에 오스테나이트 재결정화를 억제함으로써 미세구조를 효과적으로 조질화시키고, 석출 경화를 제공하고 경화능의 강화에 기여함으로써 강을 강화시킨다. 붕소의 존재하에 니오븀은 경화능을 상승적으로 향상시킨다. 이러한 효과를 수득하기 위하여, 약 0.01중량% 이상의 니오븀이 바람직하게 첨가된다. 그러나, 약 0.10중량%를 초과하는 니오븀은 일반적으로 용접성 및 HAZ 인성에 불리하므로, 최대 약 0.10중량%가 바람직하다. 보다 바람직하게는 약 0.03 내지 약 0.06중량%의 니오븀이 첨가된다.
티탄은 세립 질화티탄 입자를 형성하고 슬랩 재가열 동안 오스테나이트 결정립의 조립화를 억제함으로써 미세구조의 조질화에 기여한다. 또한 질화티탄 입자의 존재로 용접열 영항부에서의 결정립 조립화를 억제시킨다. 따라서, 티탄은 비 금속 및 용접열 영향부 둘 다의 저온 인성을 향상시키는 작용을 한다. 티탄은 질화티탄의 형태로 유리 질소를 고정시키므로, 질화붕소의 형성으로 인한 경화능에 대한 질소의 유해한 영향을 방지한다. 이를 위하여 첨가된 티탄의 양은 바람직하게는 질소의 양의 약 3.4배(중량 기준) 이상이다. 알루미늄 함량이 낮은(즉 약 0.005중량% 미만) 경우, 티탄은 용접열 영향부에서의 과립내 페라이트 형성에 대하여 핵으로서 작용하는 산화물을 형성하여 이러한 영역에서 미세구조를 조질화시킨다. 이러한 목적을 달성하기 위하여 티탄은 약 0.005중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 과량의 티탄 함량은 질화티탄을 조립화시켜 탄화티탄-유도된 석출 경화를 유도하며, 이는 둘다 저온 인성의 악화를 초래하므로, 상한선은 약 0.03중량%로 설정한다.
구리는 비 금속 및 HAZ의 강도를 증가시키지만, 구리를 과량으로 첨가하면 용접열 영향부의 인성 및 현장 용접성을 크게 악화시킨다. 따라서, 구리 첨가 상한선은 약 1.0중량%로 설정된다.
니켈은 현장 용접성 및 저온 인성을 손상하지 않으면서 본 발명에 따라 제조되는 저탄소 강의 특성을 향상시키기 위하여 첨가한다. 망간 및 몰리브덴과는 대조적으로, 니켈을 첨가하면 판의 저온 인성에 불리한 경화된 미세구조 성분이 덜 형성되는 경향이 있다. 0.2중량% 초과의 양으로 니켈을 첨가하면 용접열 영향부의 인성을 향상시키는 데 효과적인 것으로 증명되었다. 니켈은, 니켈 함량이 약 2중량% 초과인 경우, 특정한 환경에서 황화물 응력 균열을 촉진시키는 경향이 있다는 것을 제외하고는 일반적으로 유익한 원소이다. 본 발명에 따라 제조되는 강에 대하여, 니켈은 고가의 합금 원소인 경향이 있고 용접열 영향부의 인성을 악화시킬 수 있으므로, 상한선은 약 1.0중량%로 설정된다. 니켈을 첨가하면 연속적인 주조 및 열간 압연 동안 구리 유도된 표면 균열을 방지하는데 또한 효과적이다. 이러한 목적으로 첨가된 니켈은 바람직하게는 구리 함량의 약 1/3 초과이다.
알루미늄은 일반적으로 탈산을 위하여 이들 강에 첨가한다. 또한, 알루미늄은 강 미세구조의 조질화에 유효하다. 알루미늄은 또한 용접열이 TiN을 부분적으로 용해시킴으로써 질소를 유리시키는 조악한 결정립 HAZ 영역에서 유리 질소를 제거함으로써 HAZ 인성을 제공하는 데 중요한 역할을 할 수 있다. 알루미늄 함량이 너무 높은 경우, 즉 약 0.06중량% 초과인 경우, Al2O3(산화알루미늄)형 개재물을 형성하는 경향이 있으며, 이는 강 및 이의 HAZ의 인성에 불리할 수 있다. 탈산은 티탄 또는 규소 첨가에 의해 수행할 수 있으며, 알루미늄을 반드시 첨가할 필요는 없다.
바나듐은 니오븀과 유사하지만 이보다는 덜 명백한 효과를 갖는다. 그러나, 바나듐을 초고강도 강에 첨가하면 니오븀와 함께 첨가하는 경우, 현저한 효과를 생성한다. 니오븀와 바나듐을 함께 첨가하면 본 발명에 따르는 강의 탁월한 특성을 추가로 증강시킨다. 바람직한 상한선은 약 0.10중량%이지만, 용접열 영향부의 인성 및 이에 따른 현장 용접성의 관점에서 특히 바람직한 범위는 약 0.03 내지 약 0.08중량%이다.
몰리브덴은 강의 경화능을 향상시켜 이로써 목적하는 저 베이나이트 미세구조의 형성을 촉진시키기 위하여 첨가한다. 강의 경화능에 대한 몰리브덴의 영향은 특히 붕소 함유 강에서 명백하다. 몰리브덴을 니오븀와 함께 첨가하는 경우, 몰리브덴은 조절 압연 동안 오스테나이트 재결정화 억제를 증대시켜, 이로써 오스테나이트 미세구조의 조질화에 기여한다. 이러한 효과를 달성하기 위하여, 본질적으로 붕소 무함유 강 및 붕소 함유 강에 첨가되는 몰리브덴의 양은 각각 바람직하게는 약 0.3중량% 이상 및 약 0.2중량% 이상이다. 과량의 몰리브덴은 현장 용접 동안 생성된 용접열 영향부의 인성을 악화시켜 현장 용접성을 감소시키기 때문에, 본질적으로 붕소 무함유 강 및 붕소 함유 강에 대한 상한선은 각각 바람직하게는 약 0.6중량% 및 약 0.5중량%이다.
크롬은 일반적으로 직접 급냉시 강의 경화능을 증가시킨다. 또한, 이는 일반적으로 내부식성 및 내수소 조력 균열성을 향상시킨다. 몰리브덴에서와 마찬가지로, 과량의, 즉 약 1.0중량%를 초과하는 크롬은 현장 용접 후 냉각 균열을 초래하는 경향이 있고, 강 및 이의 HAZ의 인성을 악화시키는 경향이 있기 때문에, 바람직하게는 최대 약 1.0중량%를 사용한다.
질소는 질화티탄을 형성함으로써 슬랩 재가열 동안 및 용접열 영향부에서 오스테나이트 결정립의 조립화를 억제한다. 따라서, 질소는 비 금속과 용접열 영향부 둘 다의 저온 인성의 향상에 기여한다. 이러한 목적을 위하여 최소 질소 함량은 약 0.001중량%이다. 과량의 질소는 슬랩 표면 결함 가능성을 증가시키고 붕소의 효과적인 경화능을 감소시키기 때문에, 상한선은 바람직하게는 약 0.006중량%로 유지된다. 또한, 유리 질소의 존재는 용접열 영향부의 인성을 악화시킨다.
칼슘 및 희토류 금속(REM)은 일반적으로 황화망간(MnS) 개재물의 형상을 조절하고, 저온 인성(예: 샤르피 시험에서의 충격 에너지)을 향상시킨다. Ca 약 0.001중량% 이상 또는 REM 약 0.001중량% 이상이 황화물의 형상을 조절하는 데 바람직하다. 그러나, 칼슘 함량이 약 0.006중량%를 초과하거나 REM 함량이 약 0.02중량%를 초과하는 경우, 다량의 CaO-CaS(산화칼슘-황화칼슘 형태) 또는 REM-CaS(희토류 금속-황화칼슘 형태)가 형성되어 큰 클러스터와 큰 개재물로 전환될 수 있어서, 강의 청정성을 손상시킬 뿐만 아니라 현장 용접성에 악영향을 미치게 된다. 바람직하게는 칼슘 농도는 약 0.006중량%로 제한되고 REM 농도는 약 0.02중량%로 제한된다. 초고강도 라인파이프 강에 있어서, 황 함량을 약 0.001중량% 미만으로 감소시키고 산소 함량을 약 0.003중량% 미만, 바람직하게는 약 0.002중량% 미만으로 감소시키면서, ESSP 값[여기서, ESSP는 강에서 황화물 개재물의 형상 조절과 관련된 지수이고 ESSP = (Ca 중량%)[1 - 124(O 중량%)]/1.25(S 중량%)로 정의된다]을 바람직하게는 약 0.5 초과 약 10 미만으로 유지하는 것은 인성과 용접성을 둘 다 향상시키는 데 특히 유효할 수 있다.
마그네슘은 일반적으로 미세하게 분산된 산화물 입자를 형성하며, 이는 결정립의 조립화를 억제하고/하거나 HAZ에서 과립내 페라이트의 형성을 촉진함으로써 HAZ 인성을 향상시킬 수 있다. 약 0.0001중량% 이상의 Mg가 Mg의 유효 첨가량으로 바람직하다. 그러나, Mg 함량이 약 0.006중량%를 초과하는 경우, 조악한 산화물이 형성되고 HAZ의 인성이 악화된다.
붕소는 저탄소 강(탄소 함량 약 0.3중량% 미만)에 약 0.0005 내지 약 0.0020중량%(5 내지 20ppm)로 소량 첨가하여, 강력한 강화 성분인 베이나이트 또는 마르텐사이트의 형성을 촉진하면서 강을 고온에서부터 주위 온도로 냉각시키는 동안 보다 연질의 페라이트와 펄라이트 성분의 형성을 지연시킴으로써 이와 같은 강의 경화능을 극적으로 향상시킬 수 있다. 약 0.0020중량%를 초과하는 붕소는 Fe23(C,B)6(철 보로카바이드 형태)의 취성 입자의 형성을 촉진할 수 있다. 따라서, 약 0.0020중량%의 붕소 상한선이 바람직하다. 약 0.0005 내지 약 0.0020중량%(5 내지 20ppm)의 붕소 농도가 경화능에 대한 최대 효과를 수득하는 데 바람직하다. 전술한 관점에서, 붕소는 강판 두께 전체에 걸쳐 미세구조 균일성을 촉진하기 위한 고가의 합금 첨가물에 대한 대체물로서 사용할 수 있다. 또한, 붕소는 강의 경화능을 증가시킴에 있어서 몰리브덴과 니오븀 둘 다의 효과를 증대시킨다. 따라서, 붕소 첨가는 저 Ceq 강 조성을 사용하여 높은 기판 강도를 생성하도록 한다. 또한, 강에 첨가된 붕소는 고강도와 함께 탁월한 용접성 및 내냉각 균열성의 가능성을 제공한다. 또한, 붕소는 결정립 경계 강도를 증강시켜 내수소 조력 과립내 균열성을 증강시킬 수 있다.
본 발명의 열기계학적 처리의 제1 목적은, 도 1에 도식적으로 나타낸 바와 같이, 실질적으로 재결정화하지 않은 오스테나이트 결정립으로부터 변태된 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하고, 또한 바람직하게는 시멘타이트의 미세 분산물을 포함하는, 미세구조를 달성하는 것이다. 저 베이나이트 및 래드 마르텐사이트 성분은 Mo2C, V(C,N) 및 Nb(C,N) 또는 이들의 혼합물의 보다 더 미세하게 분산된 석출물에 의해 추가로 경화시킬 수 있으며, 일부 경우에는, 붕소를 함유할 수 있다. 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 및 이들의 혼합물의 미세-규모의 미세구조는 재료에 고강도와 양호한 저온 인성을 제공한다. 목적하는 미세구조를 수득하기 위해서, 강 슬랩 중의 가열된 오스테나이트 결정립을, 첫째, 미세한 크기로 제조하고, 둘째, 변태시켜 평평하게 하여 오스테나이트 결정립의 전체 두께 치수가 보다 작아지도록, 예를 들면, 바람직하게는 약 5 내지 20μ 미만이 되게 하고, 셋째, 이렇게 평평해진 오스테나이트 결정립을 고밀도의 전위 및 전단대로 충전시킨다. 이들 계면은 강판을 열간 압연 완료 후에 냉각시키는 경우 변태 상(즉, 저 베이나이트 및 래드 마르텐사이트)이 성장하는 것을 제한한다. 제2 목적은 실질적으로 고용체에서 충분한 Mo, V 및 Nb를 보유시켜 판을 급냉 중지 온도로 냉각시킨 후 Mo, V 및 Nb가 베이나이트 변태 동안 또는 용접 열 순환 동안 Mo2C, Nb(C,N) 및 V(C,N)로서 석출되기에 유용하도록 함으로써 강의 강도를 증강시키고 보존하는 것이다. 열간 압연 전의 강 슬랩에 대한 재가열 온도는 강의 연속적인 주조 동안 형성된 TiN 입자의 용해를 방지하면서 V, Nb 및 Mo의 용액을 최대화하고 열간 압연 전에 오스테나이트 결정립의 조립화를 방지하기에 충분히 높아야 한다. 본 발명의 강 조성물에 대한 이들 목적을 둘 다 달성하기 위해서, 열간 압연 전의 재가열 온도는 약 1000 내지 약 1250℃(1832 내지 2282℉)이어야 한다. 슬랩은 바람직하게는 실질적으로 전체 슬랩, 바람직하게는 전체 슬랩의 온도를 목적하는 재가열 온도로 상승시키는데 적합한 수단에 의해, 예를 들면, 슬랩을 일정 시간 동안 노에 넣어둠으로써 재가열한다. 본 발명의 범위내의 임의의 강 조성물에 사용되어야 하는 특정 재가열 온도는 당해 기술분야의 숙련가가 실험하여 또는 적합한 모델을 사용하여 계산하여 용이하게 결정할 수 있다. 추가로, 실질적으로 전체 슬랩, 바람직하게는 전체 슬랩의 온도를 목적하는 재가열 온도로 상승시키는 데 필요한 노 온도 및 재가열 시간은 표준 산업 문헌을 참조로 하여 당해 기술분야의 숙련가에 의해 용이하게 결정될 수 있다.
본 발명의 범위내의 임의의 강 조성물에 있어서, 재결정화 범위와 재결정화되지 않는 범위간의 경계를 정의하는 온도인, Tnr온도는 강의 화학 조성, 보다 구체적으로는 압연 전의 재가열 온도, 탄소 농도, 니오븀 농도 및 압연 통과로 제공되는 압하량에 좌우된다. 당해 기술분야의 숙련가는 실험하거나 모델 계산에 의해 각각의 강 조성물에 대한 이러한 온도를 결정할 수 있다.
실질적으로 전체 슬랩에 적용되는 재가열 온도를 제외하고는, 본 발명의 가공방법을 기술하는 데 참조된 후속적인 온도는 강의 표면에서 측정된 온도이다. 강의 표면 온도는, 예를 들면, 광학 고온계를 사용하여 또는 강의 표면 온도를 측정하는데 적합한 기타 장치를 사용하여 측정할 수 있다. 판의 중간 두께로부터 전달된 열로 인해, 본원에서 지칭된 급냉(냉각) 속도는 판 두께의 중앙 또는 실질적으로 중앙에서의 속도이고, 급냉 중지 온도(QST)는 급냉을 중지한 후 판의 표면에 도달된 최고의 또는 실질적으로 최고의 온도이다. 목적하는 가속화된 냉각 속도를 성취하는 데 요구되는 급냉 유체의 온도 및 유속은 표준 산업 문헌을 참조로 하여 당해 기술분야의 숙련가에 의해 결정될 수 있다.
본 발명의 열간 압연 조건은, 미세 크기의 오스테나이트 결정립을 제조하는 것 이외에, 오스테나이트 결정립에서 변태 대를 형성시켜 전위 밀도를 증가시키고, 이로써 변태 생성물, 즉 세립 저 베이나이트 및 세립 래드 마르텐사이트의 크기를 압연 완료 후 냉각 동안 제한시켜 미세구조를 추가로 조질화시키도록 한다. 재결정화되지 않는 온도 범위에서 압연 압하를 본원에 기재된 범위를 초과하여 증가시키면서 재결정화 온도 범위에서 압연 압하를 본원에 기재된 범위 미만으로 감소시키는 경우, 오스테나이트 결정립은 일반적으로 크기가 불충분하게 미세하게 되어 조악한 오스테나이트 결정립이 생성되고, 이로써 강의 강도 및 인성이 둘 다 감소되고 보다 높은 수소 조력 균열 감수성을 초래한다. 다른 한편으로, 재결정화되지 않은 온도 범위에서 압연 압하를 본원에 기재된 범위 미만으로 감소시키면서 재결정화 온도 범위에서 압연 압하를 본원에 기재된 범위를 초과하여 증가시키는 경우, 오스테나이트 결정립의 변태 대 및 전위 아구조가 형성되어 압연 완료 후 강을 냉각시키는 경우 변태 생성물을 충분히 조질화시키기에 부적합해질 수 있다.
다듬질 압연 작업 후, 강은 바람직하게는 대략 Ar3변태점 이상의 온도로부터 급냉시키고, Ar1변태점 이하의 온도, 즉 냉각 동안 오스테나이트에서 페라이트 또는 페라이트와 시멘타이트로의 변태가 완료되는 온도 이하의 온도, 바람직하게는 약 550℃(1022℉) 이하, 보다 바람직하게는 약 500℃(932℉) 이하의 온도에서 종결시킨다. 수 급냉을 일반적으로 이용하지만, 임의의 적합한 유체가 급냉을 수행하는데 사용될 수 있다. 압연과 급냉 사이에 연장된 공기 냉각은, 본 발명에 따라서 일반적으로 사용되지 않는데, 이는 이러한 냉각이 통상적인 강 밀(mill)에서의 압연 및 냉각 공정을 통해 재료의 정상적인 유동을 중단시키기 때문이다. 그러나, 적절한 온도 범위에서 급냉 순환을 중단한 다음, 급냉된 강을 이의 다듬질 조건에 대해 주위 온도에서 공기 냉각시킴으로써, 압연 공정을 중단시키지 않고 따라서, 압연 밀의 생산성에 거의 영향을 미치지 않으면서 특히 유리한 미세구조 성분을 수득하는 것이 결정된다.
열간 압연되고 급냉된 강판을 Ar1변태점 이하, 바람직하게는 약 550℃(1022℉) 이하, 보다 바람직하게는 약 500℃(932℉) 이하의 온도에서 개시되는 최종 공기 냉각 처리한다. 이러한 최종 냉각 처리는 미세하게 분산된 시멘타이트 입자의 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트 미세구조 전체에 걸쳐 실질적으로 균일하게 충분히 석출시킴으로써 강의 인성을 향상시키는 것을 목적으로 하여 수행한다. 추가로, 급냉 중지 온도 및 강 조성에 따라, 보다 더 미세하게 분산된 Mo2C, Nb(C,N) 및 V(C,N) 석출물을 형성시킬 수 있고, 이는 강도를 증가시킬 수 있다.
기술된 공정의 수단에 의해 제조된 강판은 탄소 농도가 비교적 낮음에도 불구하고, 판의 전체 두께 방향에 걸쳐 미세구조가 매우 균일하면서도 고강도 및 고인성을 나타낸다. 예를 들면, 이러한 강판은 일반적으로 약 830MPa(120ksi) 이상의 항복 강도, 약 900MPa(130ksi) 이상의 인장 강도 및 약 120J(90ft-lbs) 이상의 인성[-40℃(-40℉)에서 측정됨, 예: vE-40]을 나타내고, 이는 라인파이프용으로 적합한 특성이다. 또한, 용접열 영향부(HAZ) 연화 경향은 V(C,N) 및 Nb(C,N) 석출물의 존재에 의해서 그리고 용접 동안의 이의 추가 형성에 의해 감소된다. 게다가, 수소 조력 균열에 대한 강의 감도가 현저하게 감소된다.
강에서 HAZ는 용접 유도된 열 순환 동안 전개되고, 용접 융해 라인으로부터 약 2 내지 5mm(0.08 내지 0.2in)로 연장될 수 있다. HAZ에서 온도 구배[예: 약 1400 내지 약 700℃(2552 내지 1292℉)]가 형성되고, 이는 저온에서부터 고온까지, 고온 템퍼링 반응에 의한 연화, 및 오스테나이트화와 완만한 냉각에 의한 연화 현상이 일반적으로 발생하는 영역을 포함한다. 저온, 약 700℃(1292℉)에서는 바나듐 및 니오븀 및 이들의 탄화물 또는 탄질화물이 존재하여 고전위 밀도와 아구조를 보유함으로써 연화를 방지하거나 실질적으로 최소화하는 한편, 고온, 약 850 내지 950℃(1562 내지 1742℉)에서는 추가의 바나듐 및 니오븀의 탄화물 또는 탄질화물 석출물이 형성되어 연화를 최소화한다. 용접 유도된 열 순환 동안의 순 효과(net effect)는 HAZ에서의 강도 손실이 기재 강의 강도에 비해 약 10% 미만, 바람직하게는 약 5% 미만이다. 즉, HAZ의 강도는 비 금속의 강도의 약 90% 이상, 바람직하게는 약 95% 이상이다. HAZ에서의 강도 유지는 주로 약 0.06중량% 초과의 총 바나듐 및 니오븀 농도로 인한 것이고, 바람직하게는 각각의 바나듐 및 니오븀은 강중에 약 0.03중량% 초과의 농도로 존재한다.
당해 기술분야에 널리 공지된 바와 같이, 라인파이프는 널리 공지된 U-O-E 공정에 의해 판으로부터 형성시키며, 즉 판을 U형("U")으로 형성시킨 다음, O형("O")으로 형성시키고, 심(seam) 용접 후 O형을 약 1% 팽창시킨다("E"). 이의 수반되는 작업 경화 효과를 갖는 형성 및 팽창은 라인파이프의 강도를 증가시킨다.
다음 예는 앞에서 기술한 본 발명을 설명하기 위해서 제공한다.
IDQ 가공의 바람직한 양태:
본 발명에 따라, 바람직한 미세구조는 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물로 이루어진다. 구체적으로, 강도와 인성의 최고 조합과 HAZ 내연화성을 위하여, 보다 바람직한 미세구조는 시멘타이트 입자외에, Mo, V, Nb 또는 이들의 혼합물을 함유하는 미세하고 안정한 합금 탄화물로 강화된 주로 세립 저 베이나이트로 이루어진다. 이들 미세구조의 특정예를 아래에 제공한다.
미세구조에 대한 급냉 중지 온도의 효과:
1)경화능이 충분한 붕소 함유 강: 약 20 내지 약 35℃/sec(36 내지 63℉/sec)의 급냉 속도로 IDQ 가공된 강의 미세구조는 주로 탄소 당량(Ceq) 및 급냉 중지 온도(QST)와 같은 조성 파라미터로 결정되는 강의 경화능에 의해 좌우된다. 본 발명의 강판에 대해 바람직한 두께를 갖는 강판에 대한 경화능이 충분한, 즉 Ceq가 약 0.45 초과 약 0.7 미만인 붕소 강은 목적하는 미세구조(바람직하게는, 주로 세립 저 베이나이트) 및 기계적 특성의 형성을 위해 팽창된 가공 창을 제공함으로써 IDQ 가공에 특히 적합하다. 이러한 강에 대한 QST는 매우 넓은 범위, 바람직하게는 약 550 내지 약 150℃(1022 내지 302℉)일 수 있으나, 목적하는 미세구조 및 특성을 생성한다. 이러한 강이 낮은 QST, 즉 약 200℃(392℉)로 IDQ 가공되는 경우, 미세구조는 주로 자동-템퍼링된 래드 마르텐사이트가다. QST가 약 270℃(518℉)로 증가되는 경우, 미세구조는 자동-템퍼링된 시멘타이트 석출물의 약간의 조립화를 제외하고는 QST가 약 200℃(392℉)인 경우와 거의 변화가 없다. 약 295℃(563℉)의 QST로 가공된 샘플의 미세구조는 래드 마르텐사이트(주 분획물)와 저 베이나이트와의 혼합물을 나타낸다. 그러나, 래드 마르텐사이트는 잘 전개되고 자동-템퍼링된 시멘타이트 석출물을 나타내는, 현저한 자동-템퍼링을 나타낸다. 이제 도 5를 참조하면, 약 200℃(392℉), 약 270℃(518℉) 및 약 295℃(563℉)의 QST로 가공된 상기 강의 미세구조가 도 5의 현미경 사진(52)으로 나타나 있다. 다시 도 2a 및 도 2b를 참조하면, 도 2a 및 도 2b는 약 295℃(563℉)의 QST에서의 광범위한 시멘타이트 입자를 나타내는 명암시야 현미경 사진을 나타낸다. 래드 마르텐사이트에서의 이러한 특징은 항복 강도를 약간 저하시킬 수 있으나, 도 2a 및 도 2b에서 나타낸 강의 강도는 여전히 라인파이프 용으로 적합하다. 도 3 및 도 5를 참조하면, QST가 약 385℃(725℉)의 QST로 증가함에 따라 미세구조는 도 3 및 도 5의 현미경 사진(54)에 나타낸 바와 같이 주로 저 베이나이트를 포함한다. 명시야 투과 전자현미경 사진, 즉 도 3은 저 베이나이트 매트릭스에서 특징적인 시멘타이트 석출물을 나타낸다. 이러한 예의 합금에서, 저 베이나이트 미세구조는 세립화된 아임계 및 임계간 용접열 영향부(HAZ)에서도 내연화성을 갖는, 열 노출 동안 탁월한 안정성을 특징으로 한다. 이는 Mo, V 및 Nb를 함유하는 유형의 매우 미세한 합금 탄질화물의 존재에 의해 설명될 수 있다. 도 4a 및 도 4b는 각각 직경이 약 10nm 미만인 탄화물 입자의 존재를 나타내는 명암시야 투과 전자현미경 사진을 나타낸다. 이러한 미세한 탄화물 입자는 항복 강도를 현저하게 증가시킬 수 있다.
도 5는 바람직한 화학적 양태를 갖는 붕소 강들중 하나로 실시한 미세구조 및 특성 관찰의 요약을 제시한다. 각각의 데이터 점 아래의 숫자는 그 데이터 점에 사용된 ℃ 단위의 QST를 나타낸다. 이러한 특정 강에서, QST가 500℃(932℉) 초과로, 예를 들면, 약 515℃(959℉)로 증가함에 따라, 주요 미세구조 성분은 도 5의 현미경 사진(56)으로 예시되는 바와 같이 고 베이나이트로 된다. 약 515℃(959℉)의 QST에서, 도 5의 현미경 사진(56)으로도 예시되는 바와 같이, 소량이나 감지할 만한 양의 페라이트가 또한 생성된다. 최종 결과는 인성이 대응하여 향상되지 않으면서 강도가 실질적으로 저하된다는 것이다. 상당량의 고 베이나이트 및 특히 주로 고 베이나이트 미세구조가 양호한 강도 및 인성을 함께 갖기 위해 배제되어야 한다는 것이 당해 예에서 밝혀졌다.
2.희박 화학 조성을 갖는 붕소 함유 강: 희박 화학 조성(약 0.5 미만 약 0.3 초과의 Ceq)을 갖는 붕소 함유 강을 본 발명의 강판용으로 바람직한 두께를 갖는 강판으로 IDQ 가공하는 경우, 생성된 미세구조는 저 베이나이트 및 래드 마르텐사이트 미세구조보다 훨씬 더 연질 상인 다양한 양의 초석 및 공석 페라이트를 함유할 수 있다. 본 발명의 강도 목표를 충족시키기 위해, 연질 상의 총량은 약 40% 미만이어야 한다. 이러한 한도내에서, 페라이트 함유 IDQ 가공된 붕소 강은 QST가 약 200℃(392℉)인 보다 희박한 붕소 함유 강에 대해 도 5에서 나타낸 바와 같이 고강도 수준에서 약간 흥미로운 인성을 제공할 수 있다. 이러한 강은 페라이트와 자동-템퍼링된 래드 마르텐사이트의 혼합물을 특징으로 하며, 자동-템퍼링된 래드 마르텐사이트는, 도 5의 현미경 사진(58)으로 예시되는 바와 같이, 당해 샘플에서의 주요 상이다.
3.경화능이 충분한 본질적으로 붕소 무함유 강: 본 발명의 본질적으로 붕소 무함유 강은 동일한 수준의 경화능을 달성하기 위해 붕소 함유 강에 비해 보다 높은 함량의 기타 합금 원소를 필요로 한다. 따라서, 이러한 본질적으로 붕소 무함유 강은, 본 발명의 강판에 대해 바람직한 두께를 갖는 강판에 대한 허용가능한 미세구조 및 특성을 수득하기에 효과적으로 가공하기 위해 바람직하게는 약 0.5 초과 약 0.7 미만의 높은 Ceq를 특징으로 한다. 도 6은 바람직한 화학적 양태를 갖는 본질적으로 붕소 무함유 강에 대해 실시된 기계적 특성 측정치(정사각형)를 나타내며, 이는 본 발명의 붕소 함유 강에 대해 실시된 기계적 특성 측정치(원)와 비교되어 있다. 각각의 데이터 점 옆의 숫자는 그 데이터 점에 사용된 QST(℃)를 나타낸다. 미세구조 특성 관찰은 본질적으로 붕소 무함유 강에서 실시한다. 534℃의 QST에서, 미세구조는 주로 석출물과 고 베이나이트 및 쌍정 마르텐사이트를 갖는 페라이트이다. 461℃의 QST에서, 미세구조는 주로 고 베이라이트와 저 베이나이트이다. 428℃의 QST에서, 미세구조는 주로 석출물을 갖는 저 베이나이트이다. 380℃ 및 200℃의 QST에서, 미세구조는 주로 석출물을 갖는 래드 마르텐사이트가다. 상당량의 고 베이나이트 및 특히 주로 고 베이나이트 미세구조는 강도와 인성의 양호한 조합을 위해 배제되어야 하는 것으로 당해 예에서 밝혀졌다. 또한, 페라이트와 쌍정 마르텐사이트의 혼합 미세구조는 양호한 강도와 인성을 함께 제공하지 않으므로 매우 높은 QST도 배제되어야 한다. 본질적으로 붕소 무함유 강이 약 380℃(716℉)의 QST로 IDQ 가공되는 경우, 미세구조는 도 7에 나타나는 바와 같이 주로 래드 마르텐사이트가다. 이러한 명시야 투과 전자현미경 사진은 높은 전위 함량을 갖는 미세하고 평행한 래드 구조를 나타내며, 이로써 당해 구조에 대한 고강도가 유도된다. 당해 미세구조는 높은 강도 및 인성의 견지에서 바람직한 것으로 간주된다. 그러나, 당해 인성은 동등한 IDQ 급냉 중지 온도(QST) 또는, 실제로, 약 200℃(392℉)만큼 낮은 QST에서 본 발명의 붕소 함유 강에서 수득되는 주로 저 베이나이트 미세구조로 달성될 수 있는 것만큼 높지 않다는 점이 주목할 만하다. QST가 약 428℃(802℉)로 증가함에 따라, 미세구조는 주로 래드 마르텐사이트로 이루어진 것으로부터 주로 저 베이나이트로 이루어진 것으로 신속하게 변한다. 도 8, 즉 428℃(802℉)의 QST로 IDQ 가공된 (본원의 표 II에 따르는) 강 "D"의 투과 전자현미경 사진은 저 베이나이트 페라이트 매트릭스에서 특징적인 시멘타이트 석출물을 나타낸다. 당해 예의 합금에서, 저 베이나이트 미세구조는 세립화된 아임계 및 임계간 용접열 영향부(HAZ)에서도 내연화성을 갖는, 열 노출 동안 탁월한 안정성을 특징으로 한다. 이는 Mo, V 및 Nb를 함유하는 유형의 매우 미세한 합금 탄질화물의 존재에 의해 설명될 수 있다.
QST 온도가 약 460℃(860℉)로 상승되는 경우, 주로 저 베이나이트의 미세구조는 고 베이나이트와 저 베이나이트와의 혼합물로 이루어진 것으로 대체된다. 예상대로, QST가 높을수록 강도가 감소된다. 이러한 강도 감소는 상당한 용적의 고 베이나이트의 분획물이 존재함으로 인한 인성의 저하를 수반한다. 도 9에 나타낸 명시야 투과 전자현미경 사진은 약 461℃(862℉)의 QST로 IDQ 가공된 (본원의 표 II에 따르는) 예시 강 "D"의 영역을 나타낸다. 현미경 사진은 베이나이트 페라이트 래드의 경계에서의 시멘타이트 소판의 존재를 특징으로 하는 고 베이나이트 래드를 나타낸다.
훨씬 높은 QST, 예를 들면, 534℃(993℉)에서, 미세구조는 석출물 함유 페라이트와 쌍정 마르텐사이트와의 혼합물로 이루어진다. 도 10a 및 10b에 나타낸 명시야 투과 전자현미경 사진은 약 534℃(993℉)의 QST로 IDQ 가공된 (본원의 표 II에 따르는) 예시 강 "D"의 영역으로부터 찍힌 것이다. 당해 표본에서, 감지할 만한 양의 석출물 함유 페라이트가 취성의 쌍정 마르텐사이트와 함께 생성된다. 최종 결과는 인성이 대응하여 향상되지 않으면서 강도가 실질적으로 저하된다는 것이다.
본 발명의 허용가능한 특성에 대해, 본질적으로 붕소 무함유 강은 목적하는 구조 및 특성을 수득하는데 적합한 QST 범위, 바람직하게는 약 200 내지 약 450℃(392 내지 842℉)를 제공한다. 약 150℃(302℉) 미만에서 래드 마르텐사이트는 최적 인성에 대해 너무 강한 반면, 약 450℃(842℉) 초과에서 강은 우선 너무 많은 고 베이나이트를 생성하고, 점진적으로 유해한 석출물과 함께 보다 다량의 페라이트를 생성하며, 결과적으로 쌍정 마르텐사이트를 생성하여 이들 샘플의 인성을 저하시킨다.
이러한 본질적으로 붕소 무함유 강에서의 미세구조 특징은 이러한 강의 그다지 바람직하지 않은 연속 냉각 변태 특성에서 기인한다. 첨가된 붕소의 부재하에, 페라이트 핵형성은 붕소 함유 강의 경우에서처럼 유효하게 억제되지 않는다. 그 결과, 높은 QST에서, 상당량의 페라이트가 변태 동안 초기에 형성되어 탄소를 잔존하는 오스테나이트로 분배시키며, 이는 후속적으로 고탄소 쌍정 마르텐사이트로 변태된다. 두번째로, 강에 첨가된 붕소의 부재하에, 고 베이나이트로의 변태가 유사하게 억제되지 않아 부적합한 인성 특성을 갖는 바람직하지 않은 혼합 고 베이나이트와 저 베이나이트 미세구조가 생성된다. 그럼에도 불구하고, 강 밀이 붕소 함유 강을 일관되게 제조하는 전문성을 갖지 않는 예에 있어서, IDQ 가공은 예외적인 강도와 인성을 갖는 강을 제조하는 데 여전히 유효하게 사용될 수 있으며, 단 상기 언급된 제한선은 특히 QST와 관련하여 이들 강의 가공에 사용된다.
본 발명에 따라 가공된 강 슬랩은 바람직하게는 압연 전에 적합하게 재가열시켜 미세구조에 대한 목적하는 효과를 유도하도록 한다. 재가열은 실질적으로 오스테나이트에 Mo, Nb 및 V의 탄화물 및 탄질화물을 실질적으로 용해시킬 목적으로 제공되어, 이들 원소를 이후 강 가공 동안 보다 바람직한 형태로 재석출시키며, 즉 급냉 전 뿐만 아니라 냉각 및 용접시에 오스테나이트 또는 오스테나이트 변태 생성물로 미세 석출시키도록 할 수 있다. 본 발명에서, 재가열은 약 1000 내지 약 1250℃(1832 내지 2282℉), 바람직하게는 약 1050 내지 약 1150℃(1922 내지 2102℉)의 온도 범위에서 수행한다. 합금 설계 및 열기계적 가공은 강한 탄질화물 형성자, 구체적으로 니오븀 및 바나듐에 있어 다음의 균형을 이루도록 조정된다:
·이들 원소의 약 1/3은 바람직하게는 급냉 전에 오스테나이트로 석출시킴.
·이들 원소의 약 1/3은 바람직하게는 급냉에 이어 냉각시 오스테나이트 변태 생성물로 석출시킴.
·이들 원소의 약 1/3은 바람직하게는 550MPa(80ksi) 초과의 항복 강도를 갖는 강에서 관찰되는 일반적인 연화를 개선하기 위해 HAZ에서의 석출에 유용한 고용체에 보유됨.
당해 예시 강의 제조에 사용되는 압연 계획을 표 I에 나타내었다.
통과 통과 후의 두께-mm(in) 온도-℃(℉)
0 100(3.9) 1240(2264)
1 90(3.5) -
2 80(3.1) -
3 70(2.8) 1080(1976)
4 60(2.4) 930(1706)
5 45(1.8) -
6 30(1.2) -
7 20(0.8) 827(1521)
강은 다듬질 압연 온도 내지 급냉 중지 온도에서 35℃/sec(63℉/sec)의 냉각 속도로 급냉시킨 후에 주위 온도로 공기 냉각시킨다. 이러한 IDQ 가공으로 주로 세립 저 베이나이트, 세립 래드 마르텐사이트 또는 이들의 혼합물을 포함하는 목적하는 미세구조를 생성한다.
다시 도 6을 참조하면, 소정의 소량의 붕소를 함유하는 강 H 및 I(표 II)(평행선 사이의 데이터 점의 위쪽 세트) 뿐만 아니라, 본질적으로 붕소 무함유 강 D(표 II)(사선으로 연결된 데이터 점의 아래쪽 세트)도, 900MPa(135ksi)를 초과하는 인장 강도 및 -40℃(-40℉)에서 120J(90ft-lbs)을 초과하는 인성, 예를 들면, 120J(90ft-lbs)을 초과하는 vE-40을 생성하도록 배합하고 제조할 수 있음을 볼 수 있다. 각각의 경우에, 생성된 물질은 주로 세립 저 베이나이트 및/또는 세립 래드 마르텐사이트를 특징으로 한다. "534"로 표시된 데이터 점(상기 예에 사용된 급냉 중지 온도(℃)의 표시)에 지시된 바와 같이, 공정 파라미터가 본 발명의 방법의 한도를 벗어나는 경우, 생성된 미세구조(석출물에 더해서 고 베이나이트 및/또는 쌍정 마르텐사이트 또는 래드 마르텐사이트를 갖는 페라이트)는 본 발명의 강의 목적하는 미세구조가 아니며, 인장 강도 또는 인성, 또는 둘 다는 라인파이프용으로 목적하는 범위 미만에 속한다.
본 발명에 따라 배합된 강의 예를 표 II에 나타내었다. "A" 내지 "D"로 나타낸 강은 본질적으로 붕소 무함유 강인 반면, "E" 내지 "I"로 나타낸 강은 첨가된 붕소를 함유한다.
탁월한 초저온 인성(ULTT)에 대한 바람직한 양태
인장 강도가 약 930MPa(135ksi)를 초과하고 초저온 인성이 탁월한 본 발명에 따르는 강판을 수득하기 위하여, 강판의 미세구조는 바람직하게는 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트의 혼합물을 약 90용적% 이상 포함한다. 바람직하게는 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트의 혼합물의 약 2/3 이상, 더욱 바람직하게는 약 3/4 이상은 평균 입자 크기가 약 10μ 미만인 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트를 포함한다. 입자 내에서 미세하게 분산된 탄화물을 특징으로 하는 이러한 세립 저 베이나이트는 탁월한 초저온 인성을 나타낸다. 파단면상의 미세한 파셋(facet)을 특징으로 하는 이러한 세립 저 베이나이트의 우수한 저온 인성은 이러한 미세구조에서의 파단 통로의 비틀림성으로 인한 것일 수 있다. 자동-템퍼링된 세립 래드 마르텐사이트는 세립 저 베이나이트와 유사한 초저온 인성을 제공한다. 반대로, 마르텐사이트-오스테나이트(MA) 성분을 다량으로 함유하는 고 베이나이트는 저온 인성이 불량하다. 일반적으로, 미세구조가 페라이트 및/또는 고 베이나이트를 높은 비율로 함유하는 초고강도를 수득하는 것은 어렵다. 이러한 성분은 미세구조의 불균일성을 유도한다. 따라서, 미세구조의 잔존하는 용적%는 고 베이나이트, 쌍정 마르텐사이트 및 페라이트 또는 이들의 혼합물을 포함할 수 있는 한편, 고 베이나이트의 형성은 바람직하게 최소화된다. 바람직하게는, 강판의 미세구조는 마르텐사이트-오스테나이트 성분을 약 8용적% 미만 포함한다.
본 발명의 ULTT 양태에 따르는 초저온 인성이 탁월한 강판을 제조하기 위하여, 이전의 오스테나이트 미세구조, 즉 오스테나이트에서 페라이트로의 변태 온도, 즉 Ar3변태점 이상에서 존재하는 오스테나이트 미세구조를 최적화시켜 강의 최종 미세구조를 효과적으로 조질화시키는 것이 바람직하다. 이러한 목적을 달성하기 위하여, 이전의 오스테나이트는 재결정화되지 않은 오스테나이트로서 콘디셔닝하여 평균 약 10μ 미만의 입자 크기의 형성을 촉진한다. 재결정화되지 않은 오스테나이트의 이러한 결정립 조질화는 이러한 ULTT 양태에 따르는 강의 초저온 인성을 개선시키는 데 특히 유효하다. 목적하는 초저온 인성(예: 약 -60℃(-76℉) 미만, 바람직하게는 약 -85℃(-121℉) 미만의 50% vTrs 및 약 120J(88ft-lb) 초과, 바람직하게는 약 175J(129ft-lb) 초과의 vE-40)을 수득하기 위하여, 재결정화되지 않은 오스테나이트의 평균 입자 크기(d)는 약 10μ 미만인 것이 바람직하다. 변태 동안에 오스테나이트 결정립계와 유사하게 작용하는 변태 대 및 쌍정계는 오스테나이트 결정립계로서 처리되고 이를 정의한다. 구체적으로는, 선과 오스테나이트 결정립계 사이의 교차 수로 나눈 강판의 두께를 교차하여 연신된 직선의 전체 길이는 위에서 정의된 바와 같이, 평균 입자 크기(d)이다. 오스테나이트 입자 크기는 이와 같이 측정하여 예를 들면, 샤르피 V-노치 충격 시험으로 측정한 초저온 인성 특성과 매우 밀접한 상관성을 갖는 것으로 증명되었다.
이러한 ULTT 양태의 강에 대한 합금 조성 및 가공방법에 대한 다음 설명은 본 발명의 강에 대하여 위에서 기재한 합금 조성 및 가공방법을 추가로 정의한다.
이러한 ULTT 양태에 따르는 강에 대하여, 강 중의 특정 합금 원소의 조성에 좌우되는 P-값은 강의 경화능을 나타내고, 본원에서 정의되며, 바람직하게는 목적하는 강도와 초저온 인성 사이의 균형을 수득하기 위하여 하기에서 논의된 범위 내에서 달성된다. 더욱 구체적으로는, P-값 범위의 하한선은 약 930MPa(135ksi) 이상의 인장 강도 및 탁월한 초저온 인성을 수득하도록 설정한다. P-값의 상한선 범위는 용접열 영향부에서의 탁월한 현장 용접성 및 저온 인성을 수득하도록 설정한다. P-값은 하기 및 용어 해설에서 추가로 정의된다.
ULTT 양태에 따르는 본질적으로 붕소 무함유 강에 대하여, P-값은 바람직하게는 약 1.9 초과 약 2.8 미만이다. 본질적으로 붕소 무함유 강에 대하여 P-값은 다음과 같이 정의된다: P-값 = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo + V - 1(여기서, 합금 원소 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다).
이러한 ULTT 양태에 따르는 붕소 함유 강에 대하여, P-값은 바람직하게는 약 2.5 초과 약 3.5 미만이다. 붕소 함유 강에 대하여 P-값은 다음과 같이 정의된다: P-값 = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo + V(여기서, 합금 원소 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다).
이러한 ULTT 양태에 따르는 강의 합금 원소에 대한 추가의 정의에 관하여, 탄소 함량은 목적하는 강도 및 두께를 통한 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트 미세구조를 수득하기 위하여 바람직하게는 약 0.05중량% 이상이다.
추가로, 이러한 ULTT 양태를 위하여, 망간 함량의 하한선은 바람직하게는 약 1.7중량%이다. 망간은 강도와 저온 인성 사이의 우수한 균형을 발생시키는 이러한 ULTT 양태에 대한 목적하는 미세구조를 수득하는 데 필수적이다.
강의 경화능에 대한 몰리브덴의 영향은 이러한 ULTT 양태의 붕소 함유 강에서 특히 명백하다. P-값 정의를 참조하면, P-값에서의 몰리브덴에 대한 배수는 본질적으로 붕소 무함유 강에서 1의 값을 취하고 붕소 함유 강에서 2의 값을 취한다. 몰리브덴이 니오븀과 함께 첨가되는 경우, 몰리브덴은 조절 압연 동안에 오스테나이트 재결정화의 억제를 증대시킴으로써, 오스테나이트 미세 구조의 조질화에 기여한다. 이러한 ULTT 양태에 따르는 강에서의 목적하는 효과를 달성하기 위하여, 본질적으로 붕소 무함유 강에 첨가되는 몰리브덴의 양은 바람직하게는 약 0.35중량% 이상이고, 붕소 함유 강에 첨가되는 몰리브덴의 양은 바람직하게는 약 0.25중량% 이상이다.
매우 소량의 붕소는 고 베이나이트의 형성을 억제함으로써 강의 경화능을 크게 증가시키고 저 베이나이트 미세 구조의 형성을 촉진시킬 수 있다. 이러한 ULTT 양태에 따르는 강의 경화능을 증가시키기 위한 붕소의 양은 바람직하게는 약 0.0006중량%(6ppm) 이상이고, 본 발명의 모든 강에 따르면 바람직하게는 약 0.0020중량%(20ppm) 이하이다. 당해 범위로 존재하는 붕소는 매우 유효한 경화제이다. 이는 경화능 파라미터, P-값에 대한 붕소의 존재의 효과에 의해 설명된다. 유효 범위의 붕소는 P-값을 1만큼 증가시키며, 즉 경화능을 증가시킨다. 붕소는 또한 강의 경화능을 증가시키는데 있어서의 몰리브덴과 니오븀 둘 다의 유효성을 증대시킨다.
이러한 ULTT 양태의 강에서, 불순물로서 강 중에 일반적으로 존재하는 인 및 황의 함량은 바람직하게는 각각 약 0.015중량% 미만 및 약 0.003중량% 미만이다. 이러한 바람직한 범위는 비 금속 및 용접열 영향부의 저온 인성에서의 향상을 최대화시키기 위한 필요로 인한 것이다. 기술된 바와 같이 인 함량을 제한하면 연속적인 주조 슬랩에서의 중심선 세그리게이션을 감소시키고 과립계 파괴를 방지함으로써 저온 인성을 향상시킨다. 이와 같이 황 함량을 제한하면 열간 압연 동안 연신된 황화망간 개재물의 수 및 크기를 감소시킴으로써 강의 연성 및 인성을 향상시킨다.
바나듐, 구리 또는 크롬은 이러한 ULTT 양태의 강에 첨가할 수는 있지만, 필요하지는 않다. 바나듐, 구리 또는 크롬이 이러한 ULTT 양태의 강에 첨가되는 경우, 각각 약 0.01, 0.1 또는 0.1중량%의 하한선이 바람직하며, 이는 이러한 하한선이 강 특성에 대한 인식 가능한 영향을 제공하는데 필요한 개별적인 원소의 최소량이기 때문이다. 일반적으로 본 발명의 강에 관하여 논의된 바와 같이, 바나듐 함량에 대한 바람직한 상한선은 약 0.10중량%, 더욱 바람직하게는 약 0.08중량%이다. 약 0.8중량%의 상한선이 이러한 ULTT 양태에서 구리 및 크롬 모두에 대하여 바람직하며, 이는 과량의 구리 또는 크롬 함량이 현장 용접성 및 용접열 영향부의 인성을 현저히 악화시키는 경향이 있기 때문이다.
위에서 정의된 화학 조성을 갖는 강이라도 적합한 조건하에서 가공하여 이러한 ULTT 양태의 목적하는 미세 구조를 생성하지 않는 경우 목적하는 특성을 생성하지 않을 것이다.
본 발명의 ULTT 양태에 따르면, 목적하는 화학 조성의 강 슬랩 또는 잉곳(ingot)은 바람직하게는 약 1050 내지 약 1250℃(1922 내지 2282℉)의 온도로 재가열한다. 이어서, 이를 본 발명의 방법에 따라 열간 압연시킨다. 구체적으로, 이러한 ULTT 양태에 대하여, 열간 압연은 바람직하게는 약 700℃(1292℉)를 초과하는 다듬질 압연 온도로 수행하고; 중 압연(heavy rolling), 즉 약 50% 초과의 두께 감소가 바람직하게는 약 950 내지 약 700℃(1742 내지 1292℉)에서 발생한다. 더욱 구체적으로는 재가열된 슬랩 또는 잉곳은 열간 압연하여 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위 내에서 1회 이상의 통과로 바람직하게는 약 20% 이상 약 50% 미만(두께)으로 압하하여 판을 형성한 다음, 제1 온도 범위보다 다소 낮아서 오스테나이트가 재결정화하지 않고 Ar3변태점을 초과하는 제2 온도 범위[여기서, 제2 온도 범위는 바람직하게는 약 950 내지 약 700℃(1742 내지 1292℉)이다]내에서 1회 이상 통과로 바람직하게는 약 50% 초과(두께)의 압하로 열간 압연시킨다. 다듬질 압연 작업 후, 이러한 ULTT 양태에 따르는 붕소 함유 및 본질적으로 붕소 무함유 강 둘 다에 대하여, 강판을 약 10℃/sec(18℉/sec) 이상, 바람직하게는 약 20℃/sec(36℉/sec) 이상의 냉각 속도에서 약 450 내지 약 200℃(842 내지 392℉)의 목적하는 급냉 중지 온도로 급냉시킨다. 급냉을 중단하고 강판을 주위 온도로 공기 냉각시켜, 강판에서 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물(여기서, 당해 혼합물의 약 2/3 이상은 평균 입자 크기가 약 10μ 미만인 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진다)의 약 90용적% 이상으로의 변태의 완료를 용이하게 한다.
추가로 설명하자면, 강은 바람직하게는 약 1050℃(1922℉) 이상으로 재가열하여 사실상 각각의 모든 원소가 고용체로 흡수되도록 하고 강이 압연 동안에 목적하는 온도 범위 내에서 잔존하도록 한다. 강은 바람직하게는 약 1250℃(2282℉) 이하의 온도로 재가열하여 압연에 의한 후속적인 조질화가 충분히 유효하지 않은 정도로 오스테나이트 결정립이 조립화되는 것을 막는다. 강은, 예를 들면, 일정 기간 동안 강 슬랩 또는 잉곳을 노 안에 위치시킴으로써 목적하는 재가열 온도로 전체 강 슬랩 또는 잉곳의 온도를 상승시키기에 적합한 수단으로 재가열하는 것이 바람직하다. 재가열된 강은 바람직하게는 재가열로 조립화된 오스테나이트 결정립이 상기에서 논의된 바와 같은 더 높은 온도에서 압연하는 동안 더욱 미세한 결정립으로 재결정화하도록 하는 조건하에서 압연시킨다. 목적하는 전체적인 두께 방향의 오스테나이트 결정립 구조의 초조질화를 수득하기 위하여, 중 압연을 바람직하게는 오스테나이트가 재결정화하지 않는 제2 온도 범위 내에서 수행한다. 일반적으로, 니오븀 및 몰리브덴 모두를 약 0.01중량%를 초과하여 함유하는 이러한 ULTT 양태의 강에 대하여, 이러한 재결정화되지 않는 온도 범위, 즉 Tnr온도의 상한선은 약 950℃(1742℉)이다. 이러한 재결정화되지 않는 온도 범위 내에서 열간 압연 동안의 약 50% 초과의 강의 두께 감소는 목적하는 미세구조 조질화를 수득하는 데 바람직하다. 압연은 바람직하게는 냉각 동안 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도, 즉 Ar3변태점 초과에서 완료된다. 추가로, 이러한 ULTT 양태의 강에 대하여, 열간 압연은 바람직하게는 약 700℃(1292℉) 이상의 온도에서 완료된다. 저온에서의 더 높은 인성은 약 700℃(1292℉)와 Ar3변태점을 둘 다 초과하면서도 가능한 한 낮은 온도에서 압연을 완료함으로써 수득할 수 있다. 추가로, 이러한 ULTT 양태의 강에 대하여 열간 압연은 바람직하게는 약 850℃(1562℉) 미만의 온도에서 완료된다. 목적하는 세립 저 베이나이트 미세구조를 수득하기 위하여, 압연된 강을, 예를 들면, 수 급냉에 의해 바람직하게는 약 450 내지 약 200℃(842 내지 392℉)의 온도로 냉각시키며, 여기서 저 베이나이트 및 오스테나이트 변태는 약 10℃/sec(18℉/sec) 초과, 바람직하게는 약 20℃/sec(36℉/sec) 초과의 급냉(냉각) 속도에서 완료에 이르러 본질적으로 어떠한 페라이트도 형성되지 않도록 한다. 약 10℃/sec(18℉/sec) 초과, 바람직하게는 약 20℃/sec(36℉/sec) 초과의 냉각 속도는 페라이트/고 베이나이트의 형성을 사실상 배제하고 강을 주로 저합금 첨가물로 제조되고 이러한 ULTT 양태에 대해 명시된 범위의 하한선에 근접한 P-값을 갖는 강의 저 베이나이트/래드 마르텐사이트로 변태시키는 임계 냉각 속도에 상응한다. 더 높은 냉각 속도로는 인성의 약간의 개선이 가능하다. 냉각 속도의 상한선은 열 전도성에 의해 정의되므로, 어떠한 상한선도 명시되지 않는다. 급냉에 의한 냉각을 약 450℃(842℉) 초과에서 중단하는 경우 고 베이나이트가 형성되는 경향이 있으며, 이는 저온 인성에 결정적일 수 있다. 대조적으로, 이러한 냉각이 약 200℃(392℉) 미만으로 지속되는 경우, 열 불안정성 마르텐사이트 미세구조가 형성되는 경향이 있으며, 이는 저온 인성의 감소를 초래할 수 있다. 추가로, 열 불안정성 마르텐사이트의 존재는 용접열 영향부에서 연화도를 증가시키는 경향이 있다. 따라서, 급냉 중지 온도(QST)는 바람직하게는 약 450 내지 약 200℃(842 내지 392℉)로 제한된다.
이러한 ULTT 양태에 따라 제조되는 강의 예가 하기에 제시되어 있다. 다양한 조성물의 물질이 실험실 용융에 의하여 중량 약 50kg(110lb) 및 두께 약 100mm(3.94in)의 잉곳으로서 및 LD-전환기 및 공지된 강 제조의 연속 주조 방법의 조합에 의하여 두께 약 240mm(9.45in)의 슬랩으로서 제조된다. 잉곳 또는 슬랩은 본원에 기술된 방법에 따라 다양한 조건하에서 판으로 압연시킨다. 두께 약 15 내지 약 25mm(0.6 내지 1in) 범위의 판의 특성 및 미세구조가 조사되었다. 강 샘플의 기계적 특성, 즉 항복 강도(YS), 인장 강도(TS), -40℃(-40℉)에서의 충격 에너지(vE-40) 및 샤르피 V-노치 충격 시험에 의한 50% vTrs를 압연 방향에 수직 방향으로 측정한다. 용접열 영향부에서의 인성, -20℃(-4℉)에서의 충격 에너지(vE-20)를 약 1400℃(2552℉)의 최대 가열 온도 및 약 800 내지 약 500℃(1472 내지 932℉)의 온도에서 약 25초의 냉각 시간으로, 즉 약 12℃/sec(22℉/sec)의 냉각 속도로 용접 열 순환 시뮬레이터에 의해 재생되는 용접열 영향부를 사용하여 측정한다. 현장 용접성은 일본 산업 표준, JIS G 3158에 따라, Y-슬릿 용접 균열 시험(예열 온도를 측정하는 것으로 공지된 시험)에 의해 측정되는 바와 같이, 용접열 영향부의 냉각 균열의 방지에 필요한 최소 예열 온도를 기준으로 하여 측정한다. 용접은 약 1000MPa(145ksi)의 인장 강도, 약 0.3kJ/mm의 입열 및 금속 100g당 수소 3cc를 함유하는 용접 금속을 갖는 전극을 사용한 기체 금속 아크 용접 방법에 의해 수행한다.
표 IIII, 표 IV[미터법(S.I.) 단위] 및 표 V(영국 단위)는 본 발명의 이러한 ULTT 양태의 예에 대한 데이터와 함께, 비교를 목적으로 하여 제조된 이러한 ULTT 양태의 영역을 벗어나는 일부 강에 대한 데이터를 나타낸다. 이러한 ULTT 양태에 따르는 강판은 강도, 저온에서의 인성과 현장 용접성 사이의 균형이 탁월하다.
[미터법(S.I.) 단위]
(영국 단위)
본 발명의 이러한 ULTT 양태는 현장 용접성 및 저온 인성이 탁월한 (930MPa 이상의 인장 강도를 갖는 API X100 이상의) 초고강도 라인파이프용 강의 안정한 대량 생산을 가능하게 한다. 이는 파이프라인 설계 및 운송 및 설치 효율이 현저히 개선되도록 한다.
이러한 ULTT 양태의 조성을 갖고 본원에 기재한 방법에 따라 가공된 강은 천연 가스 또는 원유의 운송용 라인파이프, 다양한 유형의 용접된 가압 용기 및 공업 기계를 포함하는 광범위한 용도에 적합하다.
상기 발명을 하나 이상의 바람직한 양태에 관하여 기술하였지만, 발명의 영역으로부터 벗어나지 않고 달리 개질시킬 수 있음을 이해해야 하며, 이는 다음 청구의 범위에 기술되어 있다.
용어 해설
Ac 1 변태점: 가열 동안 오스테나이트가 형성되기 시작하는 온도;
Ar 1 변태점: 냉각 동안 오스테나이트에서 페라이트 또는 페라이트와 시멘타이트로의 변태가 완료되는 온도;
Ar 3 변태점: 냉각 동안 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도;
B+M: 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물;
시멘타이트: 탄화철;
Ceq(탄소 당량): 용접성을 나타내는 데 사용되는 익히 공지된 산업 용어; 또한, Ceq = (C 중량% + Mn 중량%/6 + (Cr 중량% + Mo 중량% + V 중량%)/5 + (Cu 중량% + Ni 중량%)/15);
ESSP: 강 중의 황화물 개재물의 형상 조절과 관련된 지수; 또한 ESSP = (Ca 중량%)[1 - 124(O 중량%)]/1.25(S 중량%);
Fe 23 (C,B) 6 : 철 보로카바이드 형태;
HAZ: 열 영향부;
중 압연: 약 50% 이상의 두께 감소;
IDQ: 중단된 직접 급냉;
희박 화학 조성: 약 0.50 미만의 Ceq;
MA: 마르텐사이트-오스테나이트 성분;
Mo 2 C: 탄화몰리브덴의 형태;
Nb(C,N): 니오븀의 탄질화물;
Pcm: 용접성을 나타내는 데 사용되는 익히 공지된 산업 용어; 또한 Pcm = (C 중량% + Si 중량%/30 + (Mn 중량% + Cu 중량% + Cr 중량%)/20 + Ni 중량%/60 + Mo 중량%/15 + V 중량%/10 + 5(B 중량%));
주로: 본 발명을 설명하는 데 사용된 바와 같이, 약 50용적% 이상을 의미함;
본질적으로 붕소 무함유 강에 대한 P-값: 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo + V - 1(여기서, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다);
붕소 함유 강에 대한 P-값: 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo + V(여기서, C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다);
급냉: 본 발명에서 기술하는 데 사용한 바와 같이, 공기 냉각의 반대로서, 강의 냉각 속도를 증가시키려는 경향성에 대해 선택된 유체가 사용됨으로써 임의의 수단에 의하여 가속화된 냉각;
급냉 (냉각) 속도: 판 두께의 중심 또는 실질적으로 중심에서의 냉각 속도;
급냉 중지 온도(QST): 판의 중간 두께로부터 전달된 열로 인해, 급냉이 중단된 후에 판 표면에 이른 최고 또는 실질적으로 최고 온도;
REM: 희토류 금속;
T nr 온도: 오스테나이트가 재결정화되지 않는 온도;
TS: 인장 강도;
V(C,N): 바나듐의 탄질화물;
vE -20 : -20℃(-4℉)에서 샤르피 V-노치 충격 시험에 의한 충격 에너지;
vE -40 : -40℃(-40℉)에서 샤르피 V-노치 충격 시험에 의한 충격 에너지;
vTrs: 샤르피 V-노치 충격 시험으로 측정한 전이 온도;
50% vTrs: 파단 표면이 면적 응력 파단 기준으로 50%를 나타내는 최저온의 샤르피 V-노치 충격 시험으로부터의 실험적인 측정치 및 외삽치;
YS: 항복 강도.

Claims (40)

  1. 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 120J(88ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -60℃(-76℉) 미만이고, 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트(low bainite)로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트(lath martensite)와의 혼합물을 90용적% 이상 포함하는 미세구조를 가지며, 철과 다음의 합금 원소
    C 0.05 내지 0.10중량%,
    Mn 1.7 내지 2.1중량%,
    P 0.015중량% 미만,
    S 0.003중량% 미만,
    Ni 0.2 내지 1.0중량%,
    Nb 0.01 내지 0.10중량%,
    Ti 0.005 내지 0.03중량% 및
    Mo 0.25 내지 0.6중량%를 포함하는 재가열된 강으로부터 제조되는 강판.
  2. 제1항에 있어서, Si(i) 0중량% 초과 0.6중량% 이하 및 Al(ii) 0중량% 초과 0.06중량% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  3. 제1항에 있어서, 붕소를 함유하지 않고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo + V - 1(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 1.9 내지 2.8이며, Mo 함량이 0.35중량% 이상인 강판.
  4. 제3항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  5. 제1항에 있어서, B 0.0006 내지 0.0020중량%를 추가로 포함하고 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo + V(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 2.5 내지 3.5인 강판.
  6. 제5항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  7. 제1항 내지 제6항 중의 어느 한 항에 있어서, 칼슘 0.001 내지 0.006중량%, REM 0.001 내지 0.02중량% 및 마그네슘 0.0001 내지 0.006중량%를 추가로 포함하는 강판.
  8. 강 슬랩을 1050 내지 1250℃(1922 내지 2282℉)의 온도 범위로 가열하는 단계(a),
    당해 슬랩을 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 압하시켜 판을 형성하는 단계(b),
    당해 판을 오스테나이트가 재결정화하지 않는 제2 온도 범위에서 700℃(1292℉) 및 Ar3변태점 둘 다를 초과하는 다듬질(finish) 압연 온도에서 완료되는 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시켜 50% 초과의 두께 감소가 제2 온도 범위에서 발생하는 단계(c),
    당해 판을 10℃/sec(18℉/sec) 이상의 속도에서 450 내지 200℃(842 내지 392℉)의 급냉 중지 온도 범위로 급냉시키는 단계(d) 및
    급냉을 중단하고 판을 주위 온도로 공기 냉각시켜 당해 강판을 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물 90용적% 이상으로 변태시키는 공정의 완료를 용이하게 하는 단계(e)를 포함하는, 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 120J(88ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -60℃(-76℉) 미만인 강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서, 단계(c)의 제2 온도 범위가 950℃(1742℉) 미만인 방법.
  10. 제8항에 있어서, 단계(c)의 다듬질 압연 온도가 850℃(1562℉) 미만인 방법.
  11. 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 120J(88ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -60℃(-76℉) 미만이고, 마르텐사이트-오스테나이트 성분 8용적% 미만과 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물 90용적% 이상을 포함하는 미세구조를 가지며, 철과 다음의 합금 원소
    C 0.05 내지 0.10중량%,
    Mn 1.7 내지 2.1중량%,
    P 0.015중량% 미만,
    S 0.003중량% 미만,
    Ni 0.2 내지 1.0중량%,
    Nb 0.01 내지 0.10중량%,
    Ti 0.005 내지 0.03중량% 및
    Mo 0.25 내지 0.6중량%를 포함하는 재가열된 강으로부터 제조되는 강판.
  12. 제11항에 있어서, Si(i) 0중량% 초과 0.6중량% 이하 및 Al(ii) 0중량% 초과 0.06중량% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  13. 제11항에 있어서, 붕소를 함유하지 않고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo + V - 1(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 1.9 내지 2.8이며, Mo 함량이 0.35중량% 이상인 강판.
  14. 제13항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  15. 제11항에 있어서, B 0.0006 내지 0.0020중량%를 추가로 포함하고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo + V(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 2.5 내지 3.5인 강판.
  16. 제15항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  17. 제11항 내지 제16항 중의 어느 한 항에 있어서, 칼슘 0.001 내지 0.006중량%, REM 0.001 내지 0.02중량% 및 마그네슘 0.0001 내지 0.006중량%를 추가로 포함하는 강판.
  18. 강 슬랩을 1050 내지 1250℃(1922 내지 2282℉)의 온도 범위로 가열하는 단계(a),
    당해 슬랩을 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 압하시켜 판을 형성하는 단계(b),
    당해 판을 오스테나이트가 재결정화하지 않는 제2 온도 범위에서 700℃(1292℉) 및 Ar3변태점 둘 다를 초과하는 다듬질 압연 온도에서 완료되는 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시켜 50% 초과의 두께 감소가 제2 온도 범위에서 발생하는 단계(c),
    당해 판을 10℃/sec(18℉/sec) 이상의 속도에서 450 내지 200℃(842 내지 392℉)의 급냉 중지 온도 범위로 급냉시키는 단계(d) 및
    급냉을 중단하고 판을 주위 온도로 공기 냉각시켜 당해 강판을 마르텐사이트-오스테나이트 성분 8용적% 미만과 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물 90용적% 이상으로 변태시키는 공정의 완료를 용이하게 하는 단계(e)를 포함하는, 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 120J(88ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -60℃(-76℉) 미만인 강판의 제조방법.
  19. 제18항에 있어서, 단계(c)의 제2 온도 범위가 950℃(1742℉) 미만인 방법.
  20. 제18항에 있어서, 단계(c)의 다듬질 압연 온도가 850℃(1562℉) 미만인 방법.
  21. 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 175J(129ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -60℃(-76℉) 미만이고, 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물을 90용적% 이상 포함하는 미세구조를 가지며, 철과 다음의 합금 원소
    C 0.05 내지 0.10중량%,
    Mn 1.7 내지 2.1중량%,
    P 0.015중량% 미만,
    S 0.003중량% 미만,
    Ni 0.2 내지 1.0중량%,
    Nb 0.01 내지 0.10중량%,
    Ti 0.005 내지 0.03중량% 및
    Mo 0.25 내지 0.6중량%를 포함하는 재가열된 강으로부터 제조되는 강판.
  22. 제21항에 있어서, Si(i) 0중량% 초과 0.6중량% 이하 및 Al(ii) 0중량% 초과 0.06중량% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  23. 제21항에 있어서, 붕소를 함유하지 않고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo + V - 1(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 1.9 내지 2.8이며, Mo 함량이 0.35중량% 이상인 강판.
  24. 제23항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  25. 제21항에 있어서, B 0.0006 내지 0.0020중량%를 추가로 포함하고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo + V(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 2.5 내지 3.5인 강판.
  26. 제25항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  27. 제21항 내지 제26항 중의 어느 한 항에 있어서, 칼슘 0.001 내지 0.006중량%, REM 0.001 내지 0.02중량% 및 마그네슘 0.0001 내지 0.006중량%를 추가로 포함하는 강판.
  28. 강 슬랩을 1050 내지 1250℃(1922 내지 2282℉)의 온도 범위로 가열하는 단계(a),
    당해 슬랩을 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 압하시켜 판을 형성하는 단계(b),
    당해 판을 오스테나이트가 재결정화하지 않는 제2 온도 범위에서 700℃(1292℉) 및 Ar3변태점 둘 다를 초과하는 다듬질 압연 온도에서 완료되는 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시켜 50% 초과의 두께 감소가 제2 온도 범위에서 발생하는 단계(c),
    당해 판을 10℃/sec(18℉/sec) 이상의 속도에서 450 내지 200℃(842 내지 392℉)의 급냉 중지 온도 범위로 급냉시키는 단계(d) 및
    급냉을 중단하고 판을 주위 온도로 공기 냉각시켜 당해 강판을 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물 90용적% 이상으로 변태시키는 공정의 완료를 용이하게 하는 단계(e)를 포함하는, 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 175J(129ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -60℃(-76℉) 미만인 강판의 제조방법.
  29. 제28항에 있어서, 단계(c)의 제2 온도 범위가 950℃(1742℉) 미만인 방법.
  30. 제28항에 있어서, 단계(c)의 다듬질 압연 온도가 850℃(1562℉) 미만인 방법.
  31. 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 175J(129ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -85℃(-121℉) 미만이고, 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물을 90용적% 이상 포함하는 미세구조를 가지며, 철과 다음의 합금 원소
    C 0.05 내지 0.10중량%,
    Mn 1.7 내지 2.1중량%,
    P 0.015중량% 미만,
    S 0.003중량% 미만,
    Ni 0.2 내지 1.0중량%,
    Nb 0.01 내지 0.10중량%,
    Ti 0.005 내지 0.03중량% 및
    Mo 0.25 내지 0.6중량%를 포함하는 재가열된 강으로부터 제조되는 강판.
  32. 제31항에 있어서, Si(i) 0중량% 초과 0.6중량% 이하 및 Al(ii) 0중량% 초과 0.06중량% 이하로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  33. 제31항에 있어서, 붕소를 함유하지 않고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + Mo + V - 1(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 1.9 내지 2.8이며, Mo 함량이 0.35중량% 이상인 강판.
  34. 제33항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  35. 제31항에 있어서, B 0.0006 내지 0.0020중량%를 추가로 포함하고, 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2Mo + V(여기서, 합금 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, Mo 및 V는 중량%로 나타낸다)로 정의되는 P-값이 2.5 내지 3.5인 강판.
  36. 제35항에 있어서, V(i) 0.01 내지 0.1중량%, Cu(ii) 0.1 내지 0.8중량% 및 Cr(iii) 0.1 내지 0.8중량%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 첨가제 하나 이상을 추가로 포함하는 강판.
  37. 제31항 내지 제36항 중의 어느 한 항에 있어서, 칼슘 0.001 내지 0.006중량%, REM 0.001 내지 0.02중량% 및 마그네슘 0.0001 내지 0.006중량%를 추가로 포함하는 강판.
  38. 강 슬랩을 1050 내지 1250℃(1922 내지 2282℉)의 온도 범위로 가열하는 단계(a),
    당해 슬랩을 오스테나이트가 재결정화하는 제1 온도 범위에서 1회 이상의 열간 압연 통과로 압하시켜 판을 형성하는 단계(b),
    당해 판을 오스테나이트가 재결정화하지 않는 제2 온도 범위에서 700℃(1292℉) 및 Ar3변태점 둘 다를 초과하는 다듬질 압연 온도에서 완료되는 1회 이상의 열간 압연 통과로 추가로 압하시켜 50% 초과의 두께 감소가 제2 온도 범위에서 발생하는 단계(c),
    당해 판을 10℃/sec(18℉/sec) 이상의 속도에서 450 내지 200℃(842 내지 392℉)의 급냉 중지 온도 범위로 급냉시키는 단계(d) 및
    급냉을 중단하고 판을 주위 온도로 공기 냉각시켜 당해 강판을 2/3 이상이 평균 입자 크기 10μ 미만의 재결정화되지 않은 오스테나이트로부터 변태된 세립 저 베이나이트로 이루어진, 세립 저 베이나이트와 세립 래드 마르텐사이트와의 혼합물 90용적% 이상으로 변태시키는 공정의 완료를 용이하게 하는 단계(e)를 포함하는, 인장 강도가 930MPa(135ksi) 이상이고, -40℃(-40℉)에서의 샤르피 V-노치 시험에 의한 충격 에너지가 175J(129ft-lb)을 초과하고, 50% vTrs가 -85℃(-121℉) 미만인 강판의 제조방법.
  39. 제38항에 있어서, 단계(c)의 제2 온도 범위가 950℃(1742℉) 미만인 방법.
  40. 제38항에 있어서, 단계(c)의 다듬질 압연 온도가 850℃(1562℉) 미만인 방법.
KR10-2000-7000916A 1997-07-28 1998-07-28 초저온 인성이 탁월한 초고강도 용접성 강판 및 이의 제조방법 KR100375086B1 (ko)

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Families Citing this family (89)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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.
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
US7481897B2 (en) * 2000-09-01 2009-01-27 Trw Automotive U.S. Llc Method of producing a cold temperature high toughness structural steel
WO2003006699A1 (fr) * 2001-07-13 2003-01-23 Nkk Corporation Tube d'acier a resistance elevee, superieure a celle de la norme api x6
US7048810B2 (en) * 2001-10-22 2006-05-23 Exxonmobil Upstream Research Company Method of manufacturing hot formed high strength steel
US6852175B2 (en) * 2001-11-27 2005-02-08 Exxonmobil Upstream Research Company High strength marine structures
US6709534B2 (en) * 2001-12-14 2004-03-23 Mmfx Technologies Corporation Nano-composite martensitic steels
CA2378934C (en) 2002-03-26 2005-11-15 Ipsco Inc. High-strength micro-alloy steel and process for making same
US7220325B2 (en) * 2002-04-03 2007-05-22 Ipsco Enterprises, Inc. High-strength micro-alloy steel
FR2849864B1 (fr) * 2003-01-15 2005-02-18 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et procede de fabrication de bandes
JP4564245B2 (ja) * 2003-07-25 2010-10-20 新日本製鐵株式会社 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法
JP4317499B2 (ja) * 2003-10-03 2009-08-19 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる引張強さ５７０ＭＰａ級以上の高張力鋼板およびその製造方法
JP4379085B2 (ja) * 2003-11-07 2009-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高靭性厚鋼板の製造方法
RU2331698C2 (ru) * 2003-12-19 2008-08-20 Ниппон Стил Корпорейшн Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления
CN100439541C (zh) † 2004-02-04 2008-12-03 住友金属工业株式会社 抗hic性优良的管线钢及用该钢材制造出的管线管
JP4547944B2 (ja) * 2004-03-10 2010-09-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高靭性厚鋼板の製造方法
CN100372962C (zh) * 2005-03-30 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法
JP4997805B2 (ja) * 2005-03-31 2012-08-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度厚鋼板およびその製造方法、ならびに高強度鋼管
EP1918397B1 (en) 2005-08-22 2016-07-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Seamless steel pipe for pipe line and method for producing same
CA2627171A1 (en) * 2005-10-24 2007-05-03 Narasimha-Rao V. Bangaru High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
JP4226626B2 (ja) 2005-11-09 2009-02-18 新日本製鐵株式会社 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力４５０ＭＰａ以上かつ引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法
CN101341263B (zh) * 2005-12-20 2011-05-04 鬼头股份有限公司 低温韧性优良的环链及其热处理方法
CN100379884C (zh) * 2006-08-29 2008-04-09 武汉大学 一种超高强度超低碳贝氏体钢的制备方法
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
JP5251089B2 (ja) 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP4356950B2 (ja) * 2006-12-15 2009-11-04 株式会社神戸製鋼所 耐応力除去焼鈍特性と溶接性に優れた高強度鋼板
JP5223375B2 (ja) * 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5223379B2 (ja) * 2007-03-08 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるスパイラルパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP2020451A1 (fr) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
EP2209926B1 (en) * 2007-10-10 2019-08-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
CN101418416B (zh) 2007-10-26 2010-12-01 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
KR101018131B1 (ko) 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
KR100957990B1 (ko) * 2007-12-24 2010-05-17 주식회사 포스코 항복강도와 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP4308312B1 (ja) * 2008-01-08 2009-08-05 新日本製鐵株式会社 線状加熱による曲げ加工性に優れた厚鋼板及びその製造方法
WO2009126954A2 (en) * 2008-04-11 2009-10-15 Questek Innovations Llc Martensitic stainless steel strengthened by copper-nucleated nitride precipitates
US10351922B2 (en) 2008-04-11 2019-07-16 Questek Innovations Llc Surface hardenable stainless steels
CN101619419B (zh) * 2008-06-30 2012-09-05 鞍钢股份有限公司 一种低碳高铌高强度焊接结构用钢板及其制造方法
US20110126944A1 (en) * 2008-07-31 2011-06-02 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and method for producing same
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
EP2484792B1 (en) * 2009-09-30 2016-07-13 JFE Steel Corporation Steel plate with low yield ratio, high strength, and high toughness and process for producing same
US8926766B2 (en) * 2009-09-30 2015-01-06 Jfe Steel Corporation Low yield ratio, high strength and high uniform elongation steel plate and method for manufacturing the same
FI122143B (fi) * 2009-10-23 2011-09-15 Rautaruukki Oyj Menetelmä korkealujuuksisen sinkityn muotovalmisteen valmistamiseksi sekä muotovalmiste
BR112012011685B1 (pt) * 2009-11-20 2021-11-16 Nippon Steel Corporation Chapa de aço para casco de navio
FI122313B (fi) * 2010-06-07 2011-11-30 Rautaruukki Oyj Menetelmä kuumavalssatun terästuotteen valmistamiseksi sekä kuumavalssattu teräs
CN101906588B (zh) * 2010-07-09 2011-12-28 清华大学 一种空冷下贝氏体/马氏体复相耐磨铸钢的制备方法
CN101880828B (zh) * 2010-07-09 2012-01-18 清华大学 一种低合金锰系回火马氏体耐磨铸钢的制备方法
CN101954376A (zh) * 2010-08-31 2011-01-26 南京钢铁股份有限公司 一种未再结晶区两阶段控制轧制中板的方法
US10974349B2 (en) * 2010-12-17 2021-04-13 Magna Powertrain, Inc. Method for gas metal arc welding (GMAW) of nitrided steel components using cored welding wire
KR20120075274A (ko) 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2012133636A1 (ja) * 2011-03-31 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 等方加工性に優れるベイナイト含有型高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5606985B2 (ja) * 2011-04-08 2014-10-15 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化感受性に優れた溶接金属
CN102181807B (zh) * 2011-05-09 2012-12-12 武汉钢铁(集团)公司 一种-50℃核电承压设备用钢及生产方法
WO2012153009A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
CN102226255B (zh) * 2011-06-08 2013-06-12 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 屈服强度690MPa高强韧钢板的制备工艺
CN105648311B (zh) * 2011-08-09 2018-03-30 新日铁住金株式会社 在低温下的冲击能吸收特性和耐haz软化特性优异的高屈服比热轧钢板
CN103014554B (zh) 2011-09-26 2014-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
CN103014539B (zh) 2011-09-26 2015-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度700MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
KR20140129081A (ko) * 2012-02-15 2014-11-06 Jfe 죠코 가부시키가이샤 연질화용 강 및 이 강을 소재로 하는 연질화 부품
CN102747280B (zh) * 2012-07-31 2014-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高韧性耐磨钢板及其制造方法
NO2891725T3 (ko) 2012-08-29 2018-06-16
DE102012221607A1 (de) * 2012-11-27 2014-05-28 Robert Bosch Gmbh Metallischer Werkstoff
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
BR112015011302B1 (pt) * 2013-02-26 2020-02-27 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente e seu processo para produção
EP2963138B1 (en) * 2013-02-28 2019-04-10 JFE Steel Corporation Production method for thick steel plate
MX2015014099A (es) * 2013-05-14 2015-12-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma.
CN103602894A (zh) * 2013-11-12 2014-02-26 内蒙古包钢钢联股份有限公司 高韧性高强度钢板及其制备方法
WO2015151519A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力鋼板およびその製造方法
JP6361278B2 (ja) * 2014-05-16 2018-07-25 新日鐵住金株式会社 圧延鋼材の製造方法
WO2016001706A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
WO2016001702A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
US20160010190A1 (en) * 2014-07-08 2016-01-14 Sundaresa Venkata Subramanian Processes for producing thicker gage products of niobium microalloyed steel
JP5935843B2 (ja) * 2014-08-08 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
KR101657827B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
CN104674119B (zh) * 2015-02-10 2017-08-11 广东坚宜佳五金制品有限公司 高强度钢的制备方法及高强度钢
JP6476058B2 (ja) * 2015-04-28 2019-02-27 株式会社神戸製鋼所 ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接方法
JP2017078221A (ja) * 2015-10-21 2017-04-27 株式会社神戸製鋼所 鋼板及び接合体
CA3007073C (en) * 2016-01-27 2020-08-25 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet for electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor
US20190032178A1 (en) * 2016-02-19 2019-01-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel
JP6762131B2 (ja) * 2016-04-28 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 フラックス入りワイヤ
EP3585916B1 (en) * 2017-02-27 2021-01-06 Nucor Corporation Thermal cycling for austenite grain refinement
JP6485563B2 (ja) * 2018-01-26 2019-03-20 新日鐵住金株式会社 圧延鋼材
CN111655873B (zh) 2018-01-30 2022-05-10 杰富意钢铁株式会社 管线管用钢材及其制造方法以及管线管的制造方法
KR102447054B1 (ko) * 2018-01-30 2022-09-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 라인 파이프용 강재 및 그 제조 방법 그리고 라인 파이프의 제조 방법
KR102164107B1 (ko) * 2018-11-30 2020-10-13 주식회사 포스코 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
DE102019217369A1 (de) 2019-11-11 2021-05-12 Robert Bosch Gmbh Umwandlungsträge Stahllegierung, Verfahren zur Herstellung der umwandlungsträgen Stahllegierung und Wasserstoffspeicher mit einer Komponente aus der umwandlungsträgen Stahllegierung
CN111270134A (zh) * 2020-02-17 2020-06-12 本钢板材股份有限公司 400MPa级耐候钢及其制备方法
CN111471839B (zh) * 2020-05-25 2022-03-18 宝武集团马钢轨交材料科技有限公司 一种提高s48c材质冲击性能的方法
CN112813354B (zh) * 2020-12-31 2022-03-29 钢铁研究总院 高层建筑用550MPa级高强度大线能量焊接用厚钢板及制备方法
CN113802046B (zh) * 2021-10-15 2022-03-11 山东钢铁股份有限公司 一种避免螺旋埋弧焊钢管焊缝出现气孔缺陷的方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57134514A (en) * 1981-02-12 1982-08-19 Kawasaki Steel Corp Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS605647B2 (ja) * 1981-09-21 1985-02-13 川崎製鉄株式会社 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法
JPH07292416A (ja) 1994-04-22 1995-11-07 Nippon Steel Corp 超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP3550726B2 (ja) 1994-06-03 2004-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法
JPH08104922A (ja) 1994-10-07 1996-04-23 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた高強度鋼管の製造方法
US5900075A (en) 1994-12-06 1999-05-04 Exxon Research And Engineering Co. Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
US5545269A (en) * 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method for producing ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability
US5545270A (en) 1994-12-06 1996-08-13 Exxon Research And Engineering Company Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability
US5531842A (en) * 1994-12-06 1996-07-02 Exxon Research And Engineering Company Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219)
JPH08176659A (ja) 1994-12-20 1996-07-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 低降伏比高張力鋼の製造方法
KR100206151B1 (ko) * 1995-01-26 1999-07-01 다나카 미노루 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강
EP0757113B1 (en) * 1995-02-03 2000-04-12 Nippon Steel Corporation High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness
JPH08311550A (ja) 1995-03-13 1996-11-26 Nippon Steel Corp 超高強度鋼管用鋼板の製造方法
JPH08311549A (ja) 1995-03-13 1996-11-26 Nippon Steel Corp 超高強度鋼管の製造方法
JPH08311548A (ja) 1995-03-13 1996-11-26 Nippon Steel Corp 溶接部靭性の優れた超高強度鋼管用鋼板の製造方法
JP3314295B2 (ja) 1995-04-26 2002-08-12 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法
JP3612115B2 (ja) 1995-07-17 2005-01-19 新日本製鐵株式会社 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法
JP3258207B2 (ja) 1995-07-31 2002-02-18 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れた超高張力鋼

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57134514A (en) * 1981-02-12 1982-08-19 Kawasaki Steel Corp Production of high-tensile steel of superior low- temperature toughness and weldability

Also Published As

Publication number Publication date
US6264760B1 (en) 2001-07-24
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CA2295582A1 (en) 1999-02-04
EP1025272A1 (en) 2000-08-09
RU2218443C2 (ru) 2003-12-10
ATE330040T1 (de) 2006-07-15
CN1204276C (zh) 2005-06-01
KR20010022337A (ko) 2001-03-15
CN1085258C (zh) 2002-05-22
WO1999005335A1 (en) 1999-02-04
JP4294854B2 (ja) 2009-07-15
CN1265709A (zh) 2000-09-06

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