KR100867800B1 - 고장력강판의 제조방법 - Google Patents

고장력강판의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100867800B1
KR100867800B1 KR1020067015832A KR20067015832A KR100867800B1 KR 100867800 B1 KR100867800 B1 KR 100867800B1 KR 1020067015832 A KR1020067015832 A KR 1020067015832A KR 20067015832 A KR20067015832 A KR 20067015832A KR 100867800 B1 KR100867800 B1 KR 100867800B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
tensile strength
steel sheet
tempering
temperature
Prior art date
Application number
KR1020067015832A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20060128999A (ko
Inventor
아키히데 나가오
켄지 오이
Original Assignee
제이에프이 스틸 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
Application filed by 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 filed Critical 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Publication of KR20060128999A publication Critical patent/KR20060128999A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100867800B1 publication Critical patent/KR100867800B1/ko

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium

Landscapes

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

Abstract

담금질 ·뜨임재의 뜨임처리시에서의 판두께중심부의 승온속도를 규정함으로써, 종래재보다 PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도와 인성밸런스에 뛰어난 570MPa(N/mm2) 이상의 인장강도를 갖는 고장력강판의 제조방법을 제공한다. 구체적으로는 질량%로, C:0.02∼0.18％、 Si:0.05∼0.5％、 Mn:0.5∼2.0％、A1:0.005∼0.1％、N:O.0005∼0.008％、P:0.03％ 이하, S:0.03％ 이하, 나머지:Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 주조한 후, Ar3 변태점 이하로 냉각하지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열하여, 소정의 판두께로 열간압연한 후, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 직접담금질, 혹은 가속냉각에 의해 400℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 압연기 및 직접담금질장치 혹은 가속냉각장치와 동일한 제조라인 위에 직결하여 설치된 가열장치를 이용하여, 460℃로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상으로 하여, 판두께중심부의 최고도달 온도를 520℃ 이상으로 뜨임한다.
Figure R1020067015832
담금질, 뜨임, 고장력강판, 강도,인성, 강도인성밸런스, 판두께중심부, 승온속도, 변태점

Description

고장력강판의 제조방법{Method for Producing High Tensile Steel Sheet}
이 발명은, 담금질(Quenching)·뜨임(Tempering)재(材)의 강도·인성(靭性)밸런스(Balance)에 뛰어난(고강도·고인성, 즉, 횡축을 강도, 종축을 파면천이온도(破面遷移溫度)로 했을 경우, 시계바늘로 3시부터 6시의 방향으로 시프트하는 것을 강도·인성 밸런스에 뛰어나다고 정의) 고장력(高張力)강판의 제조방법에 관한 것이다. 특히, 본 발명은, 용접후에 응력제거소둔처리(이하, PWHT(Post Welded Heat Treatment)라고 한다)가 이루어지는 고장력강판의 제조방법에 관한 것이며, 담금질·뜨임재의 뜨임처리시에서의 판두께중심부의 승온속도(昇溫速度)를 규정함으로써, 종래재(從來材)보다도 PWHT 전(前)과 PWHT 후(後)의 강도·인성 밸런스에 뛰어난 고장력강판의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 해양구조물 등의 강구조(剛構造)의 대형화나 라인파이프의 부설가격의 삭감 등의 요구에 대응하기 위해서, 더 강인한 강의 개발이 요청되고 있다. 인장강도가 약 570MPa(N/mm2)이상의 강은, 담금질에 의해 마르텐사이트 혹은 베이나이트 변태를 생성시켜, 그대로는 인성이 뒤지기 때문에, 그 후의 뜨임에 의해 과포화고용탄소(過飽和固溶炭素)의 탄화물로서의 석출 등을 생기게 함으로써, 주로 인성의 개선을 꾀하여 실용에 제공되는 예가 많다.
종래, 이러한 담금질·뜨임 강판은, 예를 들면, 일본 특허공개 소55-49131호 공보 등에 기재되어 있는 것 같이, 압연후 그대로 직접담금질을 행하고, 그 후, 뜨임에 의해 제조되어 왔다.
그러나, 이 기술에 있어서의 뜨임처리의 공정은, 가열 및 유지에 엄청난 시간을 필요로 하기 때문에, 담금질의 제조라인과는 다른 라인으로 행하지 않으면 안되고, 이 때문에, 별도 라인까지의 강판의 반송 등에 야금적(冶金的)으로는 반드시 필요하지 않은 시간을 소비해 버리는 것이어서 생산성·제조비용의 관점에서 개선의 여지가 있었다.
이러한 문제점을 해결하기 위해서, 일본 특허제3015923호공보, 특허제3015924호 공보 등에 기재되어 있는 것 같이, 뜨임처리를 급속 단시간에 함으로써 뜨임처리를 담금질처리와 동일한 제조라인 상에서 행하는 것을 가능하게 하여, 담금질·뜨임강판의 생산성을 현저하게 높이고, 생산성·제조비용을 개선함과 동시에, 더욱, 재질의 관점에서도 종래의 담금질·뜨임 강판보다 강인한 고강도강의 제조를 가능하게 하는 발명이 이루어졌다.
그러나, 상기 특허제3015923호 공보나 특허제3015924호 공보 등에 기재되어 있는 급속단시간뜨임재도, 한랭지(寒冷地)에서 사용되는 경우와 같은 대단히 엄격한 인성 요구에는 대응할 수 없는 문제가 있어, 더 강인한 고강도강의 제조방법이 요청되어 왔다.
더욱, 탱크(Tanks)·펜스독크(Penstocks) 등에 쓸 수 있는 고장력강판은, 구 조물 제작시에 시행되는 용접처리 후에 PWHT를 실시함으로써, 잔류응력의 완화·용접경화부(鎔接硬化 部)부의 연화(軟化)·수소일산(水素逸散) 등을 행해, 구조물의 변형이나 취성파괴(脆性破壞)의 발생의 방지가 도모되는 경우가 많다.
최근, 탱크·펜스독크 등의 강구조물의 대형화가 지향되어, 강재를 고강도화·후육화(厚肉化)의 필요가 높아지고 있다. 그러나 고강도화 후육화하면, PWHT 조건도 더 고온이면서 장시간의 엄격한 조건으로 되는 경향이 있고, 자주 처리후의 강도저하나 인성열화(靭性劣化)를 야기했다.
이 때문에, 예를 들면, 일본 특허공개 소제59-232234호 공보, 특허공개 소62-93312호 공보, 특허공개 평9-256037호 공보, 특허공개 평9-256038호 공보 등에, 합금원소의 최적화, 가공열처리기술의 적용, 또는 PWHT 전의 열처리의 활용 등에 의해, PWHT 후의 강도 및 인성이 좋은 강판의 제조방법이 개시되어 있다.
그러나, 일본 특허공개 소59-232234호 공보, 특허공개 소62-93312호 공보, 특허공개 평9-256037호 공보 및 특허공개 평9-256038호 공보 등에 개시되어 있는 방법에 의해도, 한랭지에서 사용되는 경우 등에 요청되는 PWHT 후의 엄격한 강도·인성 특성에는 대응할 수 없다는 문제가 있어, PWHT 후의 강도·인성 밸런스가 더욱뛰어난 고장력강판의 제조방법이 요청되어 있었다.
이 발명은, 종래 기술에 있어서의 상기 문제점을 극복하기 위해, 특히 담금질·뜨임재의 뜨임처리시에 있어서의 판두께중심부의 승온속도를 규정함으로써, 세멘타이트를 미세분산석출(微細分散析出)시켜, PWHT 전 및 PWHT 후의 강도·인성의 열화의 주요 요인으로 되는 열처리시의 세멘타이트의 응집(凝集)·조대화(粗大化)를 억제하여, PWHT 전 및 PWHT 후의 강도·인성 밸런스가 종래재보다 극히 뛰어난 고장력강판의 제조를 가능하게 하는 방법을 제공하는 것이며, 그 요지는 다음과 같다.
1. 질량％로, C:0.02∼0.18％、 Si:0.05∼0.5％、 Mn:0.5∼2.0％、A1:0.005∼0.1％、N:O.0005∼0.008％、P:0.03％ 이하, S:0.03％ 이하, 나머지:Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 주조한 후, Ar3 변태점 이하로 냉각하지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열하여, 소정의 판두께로 열간압연한 후, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 직접담금질, 혹은 가속냉각(加速冷却)에 의해 400℃ 이하의 온도까지 냉각한 후, 압연기 및 직접담금질장치 혹은 가속냉각장치와 동일한 제조라인 위에 직결하여 설치된 가열장치를 이용하여, 460℃로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상으로 하여, 판두께중심부의 최고도달 온도를 520℃ 이상으로 뜨임하는 것이다.
2. 질량％로, C:0.02∼0.18％、 Si:O.05∼0.5％、 Mn:0.5∼2.0％、A1:0.005∼0.1％、N:0.0005∼0.008％、P:0.03％ 이하, S:0.03％ 이하, 나머지:Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 주조한 후, Ar3변태점 이하로 냉각하지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열하여, 소정의 판두께로 열연한 후, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 직접담금질, 혹은 가속냉각에 의해 400℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 그 다음, 압연기 및 직접담금질장치 혹은 가속냉각장치와 동일한 제조라인 위로 직결하여 설치된 가열장치를 이용하여, 뜨임개시온도로부터 460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 미만으로, 또한 460℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상으로 하여, 판두께중심부의 최고도달 온도를 520℃ 이상으로 뜨임하는 것이다.
3. 상기 1 또는 2 기재의 발명에 있어서, 질량％로, Cu:2％ 이하, Ni:4％ 이하, Cr:2％ 이하, Mo:1％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 것이다.
4. 상기의 1 내지 3의 어느 것인가의 하나에 기재된 발명에 있어서, 질량％로, Nb:0.05％ 이하, V:0.5％ 이하, Ti:O.03％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 것이다.
5. 상기의 1 내지 4의 어느 것인가의 하나에 기재된 발명에 있어서, 질량％로, B:O.003％ 이하, Ca:0.01％ 이하, REM(Rare Earth Metal):0.02％ 이하, Mg:0.01％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 것이다.
6. 상기의 1 내지 5의 어느 것인가의 하나에 기재된 제조방법에 의해 제조된 강판은, 응력제거소둔용 고장력강판이다.
도 1은 본 발명의 압연설비 및 열처리설비의 일예이다.
발명을 실시하기 위한 최선의 형태
이 발명은, 종래기술에 있어서의 전술한 단점을 극복하는, 특히 담금질·뜨 임재의 뜨임처리시에서의 판두께중심부의 승온속도를 규정함으로써, 세멘타이트를 미세분산석출시켜, PWHT 전 및 PWHT 후의 강도 및 인성의 열화의 중심요인으로 되는 PWHT에 의한 세멘타이트의 응집·조대화를 억제하여, PWHT 전 및 PWHT 후의 강도·인성 밸런스가 종래재보다 극히 매우 뛰어난 고장력강판의 제조를 가능하게 하는 방법을 제공하는 것이다.
우선, 본 발명에서의 성분의 한정이유에 대해서 서술한다. 한편, 화학성분조성비율을 나타내는 ％은, 모두 질량％이다.
(C:0.02∼0.18％）
C는, 강도를 확보하기 위해서 함유하지만, 0.02％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, 0.18％를 넘으면 모재(母材) 및 용접열영향부의 인성이 열화(劣化)하는 동시에, 용접성이 현저하게 열화한다. 따라서, C함유량을 O.02∼0.18％의 범위 내로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.03∼0.17％의 범위이다.
(Si:0.05∼0.5％）
Si는, 제강단계의 탈산재 및 강도향상원소로서 함유하지만, 0.05％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, 0.5％를 넘으면, 세멘타이트의 생성을 억제하는 효과에 의해, 뜨임온도를 520℃ 이상으로 하여도 세멘타이트의 충분한 미세분산석출상태가 얻어지지 않고, PWHT 전 및 PWHT 후의 모재 및 용접열영향부의 인성이 열화한다. 따라서, Si함유량을 0.05∼0.5％의 범위 내로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.1∼0.45％의 범위이다.
(Mn:0.5∼2.0％）
Mn은, 강도를 확보하기 위해서 함유하지만, 0.5％ 미만에서는 그 효과가 불충분하다. 한편, 2.0％를 넘으면 용접열영향부의 인성이 열화하는 동시에, 용접성이 현저하게 열화한다. 따라서, Mn함유량을 0.5∼ 2.0％의 범위 내로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.9∼ 1.7％의 범위이다.
(A1:0.005∼ 0.1％）
A1은, 탈산재로서 첨가됨과 동시에, 결정입경(結晶粒徑)의 미세화에도 효과가 있지만, 0.005％ 미만의 경우에는 그 효과가 충분하지 않다. 한편, 0.1％를 넘게 함유하면, 강판의 표면하자가 발생하기 쉬워진다. 따라서, A1함유량을 0.005∼0.1％의 범위 내로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.01∼ 0.04％의 범위이다.
(N:0.0005∼0.008％）
N은, Ti 등과 질화물(窒化物)을 형성함으로써 조직을 미세화하고, 모재 및 용접열영향부의 인성을 향상시키는 효과를 갖기 위해서 첨가하지만, O.0005％ 미만에서는 조직의 미세화 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 0.008％을 초과하는 첨가는 고용(固溶) N양이 증가하기 때문에 모재 및 용접열영향부의 인성을 손상한다. 따라서, N함유량을 0.0005∼ 0.008％의 범위 내로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.001∼ 0.006％의 범위이다.
(P:0.03％ 이하, S:0.03％ 이하)
P, S는 모두 불순물원소로서, 0.03％을 넘으면 건전한 모재 및 용접 이음새를 얻을 수 없게 된다. 따라서, P, S함유량을 0.03％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, P, S는, 각각 0.02％ 이하, 0.006％ 이하의 범위이다.
이 발명에서는, 소망하는 특성에 따라 이하의 성분을 더 함유할 수 있다.
(Cu:2％ 이하)
Cu는, 고용강화 및 석출강화에 의해 강도를 향상하는 작용을 갖고 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, Cu 함유량이 2％를 초과하면, 강편(鋼片) 가열시나 용접시에 열간에서의 균열이 생기기 쉽게 한다. 따라서, Cu를 첨가할 경우에는, 그 함유량을 2％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.1∼ 1.8％의 범위이다.
(Ni:4％ 이하)
Ni는, 인성 및 담금질성을 향상하는 작용을 갖고 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.1％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, Ni 함유량이 4％를 초과하면, 경제성이 뒤떨어진다. 따라서, Ni를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 4％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.2∼3.5％의 범위이다.
(Cr:2％ 이하)
Cr은, 강도 및 인성을 향상하는 작용을 가지고 있으며 또한, 고온강도특성에 뛰어나다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.1％ 이상이 바람직하지만, Cr 함유량이 2％을 초과하면, 용접성이 열화한다. 따라서, Cr을 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 2％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.2∼ 1.8％의 범위이다.
(Mo:1％ 이하)
Mo은, 담금질성 및 강도를 향상하는 작용을 갖고 있으며, 또한 고온강도특성에 뛰어난다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.05％ 이상이 바람직하지만, Mo 함유량이 1％을 초과하면, 경제성이 떨어진다. 따라서, Mo를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 1％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.1∼ 0.9％의 범위이다.
(Nb:O.05％ 이하)
Nb는, 마이크로얼로잉(Micro-Alloying) 원소로서 강도를 향상시키기 위해서 첨가한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.005％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 0.05％을 넘으면 용접열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.01∼ 0.04％의 범위이다.
(V:0.5％ 이하)
V는 마이크로얼로잉(Micro-Alloying) 원소로서 강도를 향상시키기 위해서 첨가한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.01％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 0.5％를 넘으면 용접열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, V를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.5％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.02∼ 0.4％의 범위이다.
(Ti:0.03％ 이하)
Ti는, 압연 가열시 혹은 용접시에 TiN을 생성하고, 오스테나이트 입(粒)의 성장을 억제하여, 모재 및 용접열영향부의 인성을 향상시킨다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 그 함유량이 0.03％를 초과하면 용접열영향부의 인성을 열화시킨다. 따라서, Ti를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.03％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, O.002∼ 0.025％의 범위이다.
(B:0.OO3％ 이하)
B는, 담금질성을 향상하는 작용을 갖고 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0001％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 0.003％를 넘으면, 인성을 열화시킨다. 따라서, B을 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.003％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.OOO2∼0.0025％의 범위이다.
(Ca:0.01％ 이하)
Ca는, 황화물계 개재물의 형태제어에 불가결한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 0.01％을 초과하는 첨가는, 청정도의 저하를 초래한다. 따라서, Ca를 첨가하는 경우에는, 그 함유량을 0.01％ 이하로 한정한다.더욱, 바람직하게는, O.001∼O.009％의 범위이다.
(REM:0.02％ 이하)
REM(Rare Earth Metal ; 희토류 금속)은, 강중에 황화물을 생성함으로써 결정 알맹입계 고용S량을 저감하여 내(耐) SR 균열특성을 개선한다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.001％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 0.02％을 초과하는 첨가는, 청정도의 저하를 초래한다. 따라서, REM을 첨가하는 경우에는, 그 첨가량을 0.02％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.002∼0.019％의 범위이다.
(Mg:0.01％ 이하)
Mg는, 용선탈황재(溶銑脫硫材)로서 사용하는 경우가 있다. 그 효과를 얻기 위해서는, 0.0005％ 이상이 바람직하다. 그렇지만, 0.01％을 초과하는 첨가는, 청정도의 저하를 초래한다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우에는, 그 첨가량을 0.01％ 이하로 한정한다. 더욱, 바람직하게는, 0.001∼0.009％의 범위이다.
다음으로, 이 발명에서의 바람직한 조직에 대해서, 이하에 기술한다.
본 발명의 모재의 조직은, 인장강도가 570MPa(N/mm2)이상, 780MPa(N/mm2) 미만의 경우에는, 베이나이트의 체적율이 50 vo1％ 이상이고, 나머지가 마르텐사이트를 주체로 하는 조직으로 구성되며, 또한, 인장강도가 780MPa(N/mm2) 이상인 경우에는, 마르텐사이트의 체적율이 50vo1％ 이상, 나머지가 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 구성되는 것이 바람직하다. 한편, 베이나이트와 마르텐사이트 조직의 체적율은, 얻어진 강판으로부터 금속조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연방향으로 평행한 판두께단면을 시약으로 부식하여 광학현미경을 이용해서 마이크로 조직을 200배로 관찰하고, 각 5 시야(視野) 촬상하여, 조직을 동정(同定)하고, 또한 화상해석장치를 이용해서 베이나이트와 마르텐사이트의 면적율을 구해, 5 시야의 평균을 베이나이트와 마르텐사이트 조직의 체적율로 했다.
또한, 본 발명은, 급속가열뜨임에 의한 세멘타이트의 미세분산석출에 특징을 갖지만, 세멘타이트의 평균 입경이 70nm를 초과하면 강도·인성 밸런스에 뒤지기 때문에, 세멘타이트의 평균 입자경은 70nm 이하가 바람직하며, 또한, 바람직하게는, 65nm 이하인 방법이 좋다. 더욱, 바람직하게는, 입경이 350nm를 초과하는 세멘타이트는 5000nm 사방(四方)의 시야 중에서 3개 이하가 바람직하고, 더욱, 바람직하게는, 2개 이하인 것이 좋다.
한편, 세멘타이트의 관찰은, 예를 들면, 얇은 막 또는 추출 레플리카의 샘플을 사용하여, 투과형 전자현미경으로 행한다. 입경은, 화상해석에 의한 원 상당지 름으로 평가하고, 평균 입경은, 임의인 5시야 이상의 5000nm 사방의 시야 중에서 관찰되는 세멘타이트의 입경을 모두 측정하여, 그 단순평균값으로 한다.
다음으로, 이 발명에 있어서의 제조조건의 한정이유에 대하여 기술한다.
(주조조건)
이 발명은, 어떠한 주조조건으로 제조된 강에 대해서도 유효하므로, 특히 주조 조건을 한정할 필요는 없다.
(열간압연조건)
주조편을 Ar3 변태점 이하로 냉각하지 않고, 그대로 열간압연을 시작해도, 한 번 냉각한 주조편을 Ac3 변태점 이상으로 재가열한 후에 열간압연을 시작해도 좋다. 이것은, 이 온도영역에서 압연을 시작하면, 이 발명의 유효성을 잃지 않기 때문이다. 한편, 이 발명에 있어서는, Ar3 변태점 이상으로 압연을 종료하면, 그 밖의 압연조건에 관해서 특히 규정하는 것은 없다. 이것은, Ar3 변태점 이상의 온도의 압연이라면, 재결정영역에서 압연을 행하여도 미(未)결정영역에서 압연을 행하여도, 이 발명의 유효성이 발휘되기 때문이다.
(직접담금질 혹은 가속냉각)
열간압연 종료후, 모재강도 및 모재인성을 확보하기 위해서, Ar3 변태점 이상의 온도로부터 400℃ 이하까지 강제냉각을 실시하는 것이 필요하다. 강판의 온도가 400℃ 이하로 될 때까지 냉각하는 이유는, 오스테나이트로부터 마르텐사이트 혹 은 베이나이토로의 변태를 완료시켜, 모재를 강화하기 위해서이다. 이때의 냉각 속도는, 1℃／s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
(뜨임장치의 설치방법)
뜨임은, 압연기 및 직접담금질장치 혹은 가속냉각장치와 동일한 제조라인 위에 직결하여 설치된 가열장치를 채용해서 행하는 것으로 했다. 이것은, 직결화(直結化)에 의해 압연·담금질처리로부터 뜨임처리까지 필요로 하는 시간을 짧게 할 수 있는 것이며, 생산성의 향상이 초래되기 때문이다. 도 1에 본 발명의 설비열(列)의 일예를 제시한다.
(뜨임조건-1)
담금질시에는 자동뜨임(C양이 낮은 재료는 Ms(마르텐사이트 변태)점이 고온으로 되기 때문에, 냉각중에 일부의 과포화한 C가 세멘타이트를 형성한다. 이러한 냉각중에 보이는 뜨임현상을 자동뜨임이라 부른다)에 따라서 약간의 세멘타이트가 생성한다. 이 상태에 있는 담금질재를 460℃로부터 Ac1변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상, 바람직하게는 2℃／s 이상으로 고속으로 하여, 520℃ 이상으로 뜨임하면, 세멘타이트가 구(舊)오스테나이트 입계(粒界)나 라스경계뿐만 아니라 입(粒)내에도 석출함으로써, 세멘타이트가 미세분산석출하고, PWHT 전 및 PWHT 후의 강도·인성의 열화의 주요 요인으로 되는 세멘타이트의 응집·조대화가 억제되어, 이 결과, PWHT 전 및 PWHT 후의 강도·인성 밸런스가 종래재보다 향상하는 것이 본 발명자 등의 연구로부터 명확해졌다. 이상 에 의해, 460℃로부터 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상으로 하여, 판두께중심부의 최고도달 온도를 520℃ 이상으로 뜨임하는 것으로 했다.
(뜨임조건-2)
또한, 본 발명자 등은, 상기 뜨임조건-1에 의한 세멘타이트의 미세분산석출의 메커니즘을 상세히 조사한 결과, 자동뜨임에 의해 약간의 세멘타이트가 생성하고 있는 담금질재를 승온했을 경우, 강판의 온도가 460℃까지는 자동뜨임에 의해 생긴 세멘타이트가 용해하고, 460 ℃를 넘으면 구오스테나이트입계나 라스경계에서 세멘타이트의 핵생성·성장이 생기고, 더욱 강판의 온도가 520℃을 초과하면, 입내(粒內)에서 세멘타이트의 핵생성·성장이 생기게 된다는 지견을 얻었다. 이 지견을 기초로, 520℃ 이상의 뜨임처리를 행하는 경우에는, 뜨임개시온도로부터 460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s미만으로 저속으로 함므로써, 담금질시에 자동뜨임에 의해 생성한 세멘타이트를 충분히 용해시키는 시간을 주고, 더욱, 460℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상, 바람직하게는 2℃／s 이상으로 고속으로 함으로써, 구 오스테나이트 입계나 라스경계에서의 세멘타이트의 핵생성·성장을 될 수 있는 한 억제하고, 520 ℃ 이상에서 생기는 입내에서의 세멘타이트의 핵생성·성장을 촉진시키면, 상기 뜨임조건-1에 의해 뜨임처리를 실시했을 경우보다도, 더욱 미세한 세멘타이트의 분산석출상태를 얻을 수 있어, PWHT 후의 강도·인성 밸런스가, 뜨임조건-1 의 경우와 비교하여 향상하는(구체적으로는, 뜨임조건-1보다 뜨임조건-2 쪽이, PWHT 전후의 인성이 각각보다 좋아진다) 것이 실험적으로 검증되었다.
이상으로부터, 뜨임개시온도로부터 460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 미만으로, 또한 460℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상으로 하여, 판두께중심부의 최고도달 온도를 520℃ 이상으로 뜨임하는 것으로 했다.
한편, 이 발명에 있어서의 강판의 온도는, 판두께중심부 위치에서의 온도이며, 강판표면의 방사(放射)온도계 등에 의한 실측 온도로부터 계산에 의해 관리된다.
이 발명은, 전로법·전기로법 등에서 용제된 어떠한 강이나, 연속주조·조괴법(造塊法) 등으로 제조된 어떠한 슬래브에 대해서도 유효하므로, 특히 강의 용제 방법이나 슬래브의 제조방법을 특정할 필요는 없다.
뜨임 때의 가열 방식은, 유도가열, 전류가열, 적외선복사가열, 분위기가열 등, 소요의 승온속도가 달성되는 방식이면 좋다.
뜨임 때에 있어서의 평균 승온속도의 규정은, 판두께중심부에서 되었지만, 판두께중심부근방은 거의 같은 온도이력(溫度履歷)으로 되기 위해서, 판두께중심부만에 한정되는 것이 아니다.
또한, 뜨임 때의 승온과정은, 소정의 평균 승온속도만 얻을 수 있으면, 이 발명은 유효하므로, 직선적인 온도이력을 취하거나, 도중의 온도에서 체류하는 것 같은 온도이력을 취해도 상관없다. 따라서, 평균 승온속도는, 승온개시온도와 승온 종료온도와 온도차이를 승온에 걸린 시간으로 제산(除算)함으로써 구해질 수 있다.
뜨임온도에서의 유지는 특히 필요하지 않다. 만약에 유지하는 경우에는, 제조가격의 증가나 생산성의 저하나 석출물의 조대화에 기인하는 인성의 열화를 방지하기 위해, 60초 이하로 하는 것이 바람직하다.
뜨임 후의 냉각속도에 대해서는, 냉각중에서의 석출물의 조대화에 기인하는 인성의 열화, 또는 뜨임 부족에 의한 인성의 열화를 방지하기 위해, 뜨임온도∼200℃까지에 있어서의 판두께중심부의 평균 냉각속도를 0.05℃／s 이상으로 하는 것이 바람직하다.
한편, 승온속도를 변경하는 온도는 460℃가 바람직하지만, 장치의 정밀도나 조업상의 문제 등으로부터, 이 변경온도가 460℃±40℃인 420℃∼500℃의 범위이어도, 냉각개시온도∼460℃、460℃∼뜨임온도의 평균 승온속도가 본 발명의 소정의 범위를 만족하면 좋다.
실시예
그 다음에, 이 발명을 실시예에 따라 더 설명한다.
표 1에 가리키는 강A∼U를 용제하여 슬래브로 주조하고, 가열로로 가열한 후, 압연을 행했다. 압연후, 계속하여 직접담금질하고, 이어서, 직렬로 설치한 두 대의 솔레노이드형 유도가열장치를 채용하고, 뜨임시작으로부터 460℃까지는 한 대 째의 유도 가열장치에 의해, 460℃로부터 소정의 뜨임온도까지는 두 대째의 유도 가열장치로 연속적으로 뜨임처리했다(승온속도를 변경하는 온도:460℃). 또한, 판 두께중심부의 평균 승온속도는, 강판의 통판(通板)속도에 의해 관리했다. 한편, 뜨임온도에서 유지할 경우에는, 강판을 왕복시켜서 가열함으로써、±5℃의 범위내에서 유지했다. 또한, 가열후의 냉각은 공냉으로 했다.
더욱, 상기 담금질·뜨임재에 (580∼690℃）×（1h∼24hr)의 조건으로 PWHT를 실시했다. 가열·냉각 조건 등은, JIS-Z-3700에 준거했다.
표 1에 P㎝, Ac1 변태점, Ac3 변태점, Ar3 변태점의 값을 아울러 표시하고, 표외에 이들 산출식을 나타낸다.
이상의 강판제조 조건을 표 2에, 이들의 제조조건으로 제조한 강판의 인장강도 및 판두께중심부의 취성·연성파면천이온도(vTrs)을 표 3에 나타낸다. 인장강도는, 전두께(全厚)인장력시험편에 의해 측정하고, 인성은, 판두께중심부에서 채취한 시험편을 사용한 샤르피충격시험에 의해 얻을 수 있는 파면천이온도 vTrs로 평가했다.
재료특성의 목표는, 강 A∼F 및 M, N의 PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도:570MPa 이상, vTrs:―50℃이하, 강 G∼L 및 O∼U의 PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도:780MPa이상, vTrs:―40℃ 이하이고, 또한, 강 A∼U의 PWHT 전과 PWHT 후의 인장강도 차이:40MPa 이내, vTrs 차이 ; 20℃ 이내로 했다.
표 3로부터 명확하듯이, 이 발명법에 의해 제조한 강판 No. 1∼20(본 발명예)의 PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도와, vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 인장강도 차이와 vTrs 차이는, 모두, 목표값을 만족하고 있다.
한편, 본 발명예인 강판 No.9 과 10과를 비교하면, 뜨임시작∼460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도가 1℃미만인 강판 No.10은, 이것과 동일성분이고, 뜨임시작∼460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도가 1℃을 초과하는 강판 No. 9와 비교하여 PWHT 전 및 PWHT 후의 인성값이 향상하고 있고, 마찬가지로, 본 발명 예인 강판 No. 11 과 12과를 비교하면, 강판 No. 12는, 강판 No. 11과 비교하여 PWHT 전 및 PWHT 후의 인성값이 향상하고 있다. 뜨임시작∼460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도가 1℃ 미만으로 뜨임처리를 실시했을 경우는, 더욱 미세한 세멘타이트의 분산석출상태를 얻을 수 있고, PWHT 후에 있어서도 인장강도와 인성 밸런스가 더욱 향상하는 것이 확인되었다.
이것에 대하여, 비교예인 강판 No. 21∼35는, PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도, PWHT 전 및 PWHT 후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 인장강도 차이, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이 중, 적어도 두 개가 상기 목표범위를 벗어나고 있다. 이하, 이들 비교예를 개별로 설명한다.
화학성분이 본 발명 범위에서 벗어나고 있는 강판 No. 21, 22, 23은, PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도, PWHT 전 및 PWHT 후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 인장강도 차이, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이 중, 어느 것인가 두 개의 목표값을 달성할 수 없었다.
슬래브 가열온도가 본 발명 범위에서 벗어나 있는(Ac3 변태점 미만인 800℃）강판 No. 24는, PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도, PWHT 전 및 PWHT 후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이가 모두 목표값에 달하지 않고 있다.
직접담금질 시작온도가 본 발명 범위에서 벗어나 있는(Ar3 변태점 미만인 730 ℃） 강판 No. 25는, PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도, PWHT 전 및 PWHT 전후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이가 모두 목표값에 달하지 않고 있다.
직접담금질 정지온도가 본 발명 범위에서 벗어나 있는(400℃ 넘는 450℃）강판 No. 26은, PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도, PWHT 전 및 PWHT 후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이가 모두 목표값에 달하지 않고 있다.
뜨임시작∼460℃까지의 평균 승온속도 및 460℃∼뜨임온도까지의 평균 승온속도의 모두가 본 발명 범위에서 벗어나 있는 강판 No. 27, 28, 29, 30은, PWHT 후의 인장강도, PWHT 전 및 PWHT 후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 인장강도 차이, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이가 모두 목표값에 달하지 않고 있다.
460℃∼뜨임 온도까지의 평균 승온속도가 본 발명 범위에서 벗어나 있는 강판 No. 31, 32, 33, 34, 35는, PWHT 전 및 PWHT 후의 vTrs, PWHT 전과 PWHT 후의 인장강도 차이, PWHT 전과 PWHT 후의 vTrs 차이가 모두 목표값에 달하지 않고 있다.
본 발명에 의하면, PWHT 전 및 PWHT 후의 인장강도와 인성밸런스에 지극히 뛰어난 570MPa(N/mm2)이상의 인장강도를 갖는 고장력강판의 제조가 가능해 진다. 따라서, 본 발명의 고장력강판의 제조방법은, PWHT를 하는 고장력강판의 제조에 적용 할 수 있는 것은 물론이고, PWHT를 하지 않는 고장력강판의 제조에도 적용할 수 있다.
표 1(그의 1)
Figure 112008007096240-pct00008
표 1(그의 2)
Figure 112006056099245-pct00002
표 2 (그의 1)
Figure 112006056099245-pct00003
표2( 그의 2)
Figure 112006056099245-pct00004
표 3(그의 1)
Figure 112006056099245-pct00005
표 3 (그의 2)
Figure 112006056099245-pct00006

Claims (10)

  1. 삭제
  2. 질량％로, C:0.02∼0.18％、 Si:O.05∼0.5％、 Mn:0.5∼2.0％、A1:0.005∼0.1％、N:0.0005∼0.008％、P:0.03％ 이하, S:0.03％ 이하, 나머지:Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강을 주조한 후, Ar3 변태점 이하로 냉각하지 않고, 혹은 Ac3 변태점 이상으로 재가열하여, 소정의 판두께로 열간압연한 후, 계속해서 Ar3 변태점 이상으로부터 직접담금질, 혹은 가속냉각에 의해 400℃ 이하의 온도까지 냉각하고, 그 다음, 압연기 및 직접담금질장치 혹은 가속냉각장치와 동일한 제조라인 위 에 직결하여 설치된 가열장치를 이용하여, 뜨임개시온도로부터 460℃까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 미만으로, 또한, 460℃ 이상 Ac1 변태점 이하의 소정의 뜨임온도까지의 판두께중심부의 평균 승온속도를 1℃／s 이상으로 하여, 판두께중심부의 최고도달 온도를 520℃ 이상으로 뜨임하는 고장력강판의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서,
    질량％로, Cu:2％ 이하, Ni:4％ 이하, Cr:2％ 이하, Mo:1％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 고장력강판의 제조방법.
  4. 제2항 또는 제3항에 있어서,
    질량％로, Nb:0.05％ 이하, V:0.5％ 이하, Ti:O.03％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 고장력강판의 제조방법.
  5. 제2항 또는 제3항에 있어서,
    질량％로, B:O.003％ 이하, Ca:0.01％ 이하, REM(Rare Earth Metal):0.02％ 이하, Mg:0.01％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 고장력강판의 제조방법
  6. 제2항 또는 제3항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 응력제거소둔용 고장력강판.
  7. 제4항에 있어서,
    질량％로, B:O.003％ 이하, Ca:0.01％ 이하, REM:0.02％ 이하, Mg:0.01％ 이하의 일종 또는 이종 이상을 더 함유하는 고장력강판의 제조방법.
  8. 제4항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 응력제거소둔용 고장력강판.
  9. 제5항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 응력제거소둔용 고장력강판.
  10. 제7항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 응력제거소둔용 고장력강판.
KR1020067015832A 2004-07-07 2005-07-06 고장력강판의 제조방법 KR100867800B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004200514 2004-07-07
JPJP-P-2004-00200514 2004-07-07

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020080008624A Division KR20080023323A (ko) 2004-07-07 2008-01-28 고장력강판 및 고장력강판의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20060128999A KR20060128999A (ko) 2006-12-14
KR100867800B1 true KR100867800B1 (ko) 2008-11-10

Family

ID=35783015

Family Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020067015832A KR100867800B1 (ko) 2004-07-07 2005-07-06 고장력강판의 제조방법
KR1020080008624A KR20080023323A (ko) 2004-07-07 2008-01-28 고장력강판 및 고장력강판의 제조방법

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020080008624A KR20080023323A (ko) 2004-07-07 2008-01-28 고장력강판 및 고장력강판의 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7648597B2 (ko)
EP (1) EP1764423B1 (ko)
KR (2) KR100867800B1 (ko)
CN (1) CN100473731C (ko)
CA (1) CA2549867C (ko)
WO (1) WO2006004228A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101568523B1 (ko) * 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 소려 취화 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법

Families Citing this family (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
DE102007023306A1 (de) * 2007-05-16 2008-11-20 Benteler Stahl/Rohr Gmbh Verwendung einer Stahllegierung für Mantelrohre zur Perforation von Bohrlochverrohrungen sowie Mantelrohr
DE102008010062A1 (de) * 2007-06-22 2008-12-24 Sms Demag Ag Verfahren zum Warmwalzen und zur Wärmebehandlung eines Bandes aus Stahl
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
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP4326020B1 (ja) 2008-03-28 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板
KR101091306B1 (ko) * 2008-12-26 2011-12-07 주식회사 포스코 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5229823B2 (ja) * 2009-09-25 2013-07-03 株式会社日本製鋼所 高強度高靭性鋳鋼材およびその製造方法
FI122313B (fi) * 2010-06-07 2011-11-30 Rautaruukki Oyj Menetelmä kuumavalssatun terästuotteen valmistamiseksi sekä kuumavalssattu teräs
TWI537509B (zh) 2010-06-15 2016-06-11 拜歐菲樂Ｉｐ有限責任公司 從導熱金屬導管提取熱能的方法、裝置和系統
JP5609786B2 (ja) * 2010-06-25 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
RU2499059C2 (ru) * 2011-07-28 2013-11-20 Зуфар Гарифуллинович САЛИХОВ Способ производства толстолистовой стали
RU2471875C1 (ru) * 2011-08-09 2013-01-10 Зуфар Гарифуллинович САЛИХОВ Способ производства горячекатаной листовой стали
RU2480528C1 (ru) * 2011-10-31 2013-04-27 Зуфар Гарифуллинович САЛИХОВ Способ охлаждения движущейся стальной горячекатаной полосы
TWI525184B (zh) 2011-12-16 2016-03-11 拜歐菲樂Ｉｐ有限責任公司 低溫注射組成物，用於低溫調節導管中流量之系統及方法
JP5370503B2 (ja) * 2012-01-12 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 低合金鋼
CN102899590B (zh) * 2012-10-13 2014-02-05 山东理工大学 长寿命水力碎浆机叶轮及其制造方法
JP5870007B2 (ja) * 2012-11-09 2016-02-24 株式会社神戸製鋼所 鋼部材およびその製造方法
JP6007847B2 (ja) * 2013-03-28 2016-10-12 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性を有する耐磨耗厚鋼板およびその製造方法
EA201600243A1 (ru) 2013-09-13 2016-10-31 БАЙОФИЛМ АйПи, ЛЛЦ Магнитокриогенные затворы, системы и способы модулирования потока в канале
WO2016005780A1 (fr) * 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
WO2016157863A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度・高靭性鋼板およびその製造方法
CN105088075A (zh) * 2015-09-07 2015-11-25 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种高强钢筋及其控制混凝土结构构件裂缝宽度的方法
KR101728611B1 (ko) 2015-10-01 2017-05-02 주식회사 케이스 3차원 바람 유동 화학 수송 모델 시스템 및 이를 이용한 모델링 방법
KR101778398B1 (ko) 2015-12-17 2017-09-14 주식회사 포스코 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법
CN105671436B (zh) * 2016-02-05 2017-10-03 山东钢铁股份有限公司 抗高温pwht软化的低焊接裂纹敏感系数原油储罐用高强韧性钢板及其制造方法
KR101917444B1 (ko) * 2016-12-20 2018-11-09 주식회사 포스코 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법
KR101908804B1 (ko) * 2016-12-21 2018-10-16 주식회사 포스코 Pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
DE102017127470A1 (de) 2017-11-21 2019-05-23 Sms Group Gmbh Kühlbalken und Kühlprozess mit variabler Abkühlrate für Stahlbleche
KR102065276B1 (ko) * 2018-10-26 2020-02-17 주식회사 포스코 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
KR102131533B1 (ko) * 2018-11-29 2020-08-05 주식회사 포스코 고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0196042A (ja) * 1987-10-09 1989-04-14 Fujikura Ltd 光フアイバプリフォームの紡糸装置
JPH0315923B2 (ko) * 1983-06-13 1991-03-04 Dow Chemical Co
JPH0368715A (ja) * 1989-08-07 1991-03-25 Nippon Steel Corp 強度・靭性に優れた構造用鋼板の製造方法
JPH04297547A (ja) * 1991-03-27 1992-10-21 Nippon Steel Corp 応力除去焼鈍後の溶接熱影響部靱性の優れた極厚超大入熱用鋼
JP2005232562A (ja) * 2004-02-23 2005-09-02 Jfe Steel Kk 高張力鋼板の製造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5549131B2 (ko) 1973-08-06 1980-12-10
JPS59232234A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Nippon Steel Corp 応力除去焼鈍用５０キロ鋼材の製造方法
JPS6293312A (ja) 1985-10-21 1987-04-28 Kawasaki Steel Corp 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法
JP3015923B2 (ja) * 1991-06-04 2000-03-06 新日本製鐵株式会社 強靱鋼の製造方法
JP3015924B2 (ja) 1991-06-04 2000-03-06 新日本製鐵株式会社 強靱鋼の製造方法
JPH09256038A (ja) 1996-03-22 1997-09-30 Nippon Steel Corp 厚鋼板の応力除去焼鈍処理前の熱処理方法
JPH09256037A (ja) 1996-03-22 1997-09-30 Nippon Steel Corp 応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法
JPH1096042A (ja) * 1996-09-24 1998-04-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 表層部靭性の優れた高張力鋼板及びその製造方法
JP3719037B2 (ja) * 1999-03-10 2005-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法
JP2002241837A (ja) * 2001-02-14 2002-08-28 Nkk Corp 高靭性高張力鋼の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0315923B2 (ko) * 1983-06-13 1991-03-04 Dow Chemical Co
JPH0196042A (ja) * 1987-10-09 1989-04-14 Fujikura Ltd 光フアイバプリフォームの紡糸装置
JPH0368715A (ja) * 1989-08-07 1991-03-25 Nippon Steel Corp 強度・靭性に優れた構造用鋼板の製造方法
JPH04297547A (ja) * 1991-03-27 1992-10-21 Nippon Steel Corp 応力除去焼鈍後の溶接熱影響部靱性の優れた極厚超大入熱用鋼
JP2005232562A (ja) * 2004-02-23 2005-09-02 Jfe Steel Kk 高張力鋼板の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101568523B1 (ko) * 2013-12-24 2015-11-11 주식회사 포스코 소려 취화 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN1918308A (zh) 2007-02-21
WO2006004228A1 (ja) 2006-01-12
CN100473731C (zh) 2009-04-01
US20080283158A1 (en) 2008-11-20
EP1764423A1 (en) 2007-03-21
CA2549867A1 (en) 2006-01-12
US7648597B2 (en) 2010-01-19
CA2549867C (en) 2010-04-06
EP1764423A4 (en) 2010-03-03
KR20080023323A (ko) 2008-03-13
EP1764423B1 (en) 2015-11-04
KR20060128999A (ko) 2006-12-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100867800B1 (ko) 고장력강판의 제조방법
JP5028760B2 (ja) 高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板
JP5958666B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5532800B2 (ja) 耐歪時効特性に優れた低降伏比高強度高一様伸び鋼板及びその製造方法
JP5354164B2 (ja) 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
JP2008101242A (ja) 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
JP4167587B2 (ja) 耐水素脆化に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
KR20040075971A (ko) 고강도 강판 및 그 제조방법
JP4085826B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP5181775B2 (ja) 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
KR20220047363A (ko) 후강판 및 후강판의 제조 방법
JP2009242841A (ja) 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法
JP2008184638A (ja) 厚肉高張力鋼板およびその製造方法
JP5034290B2 (ja) 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法
JP2007009325A (ja) 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
JP5477089B2 (ja) 高強度高靭性鋼の製造方法
JP4547944B2 (ja) 高強度高靭性厚鋼板の製造方法
CN113330125A (zh) 厚钢板及其制造方法
JP6314921B2 (ja) 曲げ加工性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
CN115989327A (zh) 厚钢板及其制造方法
JP4096839B2 (ja) 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法
JP4419744B2 (ja) 耐ｈｉｃ特性ならびに溶接熱影響部靭性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
JP2004003015A (ja) 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法
JP2006265722A (ja) 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法
JP4273826B2 (ja) 耐ｈｉｃ特性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
A107 Divisional application of patent
E90F Notification of reason for final refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20121023

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20131022

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20141021

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20151016

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20161019

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20171018

Year of fee payment: 10

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20181018

Year of fee payment: 11