KR100868571B1 - 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 고장력 강판 및 그제조 방법 - Google Patents

음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 고장력 강판 및 그제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100868571B1
KR100868571B1 KR1020077001678A KR20077001678A KR100868571B1 KR 100868571 B1 KR100868571 B1 KR 100868571B1 KR 1020077001678 A KR1020077001678 A KR 1020077001678A KR 20077001678 A KR20077001678 A KR 20077001678A KR 100868571 B1 KR100868571 B1 KR 100868571B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel
cooling
rolling
precipitation
Prior art date
Application number
KR1020077001678A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20070027733A (ko
Inventor
다쓰야 구마가이
마사키 후지오카
Original Assignee
신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
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 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 filed Critical 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Publication of KR20070027733A publication Critical patent/KR20070027733A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100868571B1 publication Critical patent/KR100868571B1/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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite

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)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

본 발명은 음향 이방성이 작고, 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa급 이상의 고장력 강판과, 생산성이 높은 가속 냉각-도중 정지 프로세스를 전제로 한 강판의 제조방법을 전제로 한 것으로, 이 강판은 0.055%≤Nb+2Ti≤0.105%, A= ([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)의 값이 0.0025 내지 0.0055를 만족하는 범위로 하고, 베이나이트 30 vol% 이상, 펄라이트 + 섬 모양 마르텐사이트가 30 vol% 미만인 강 조직을 가지는 고장력 강판이다. 강을 1200℃ 이상으로 가열하고, 1020℃ 이상에서 조압연 후, 920℃ 초과 1020℃ 미만의 누적 압하율을 15% 이하, 860 내지 920℃의 누적 압하율을 20 내지 50%로 하는 압연에 이어서, 냉각 속도가 20 내지 30℃/sec로 하는 가속 냉각을 800℃ 이상에서부터 개시하고, 600 내지 700℃에서 가속 냉각을 정지하여, 그 후 0.4℃/sec 이하로 냉각한다.
인장 강도 570 MPa, 음향 이방성, 인성, 용접성

Description

음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법{HIGH TENSILE STEEL SHEET OF LOW ACOUSTICAL ANISOTROPY EXCELLING IN WELDABILITY, AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME}
본 발명은 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa급 이상의 고장력 강판을, 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않는 높은 생산성으로 제조하는 방법에 관한 것이다. 본 발명강은 교량, 선박, 건축 구조물, 해양 구조물, 압력 용기, 수압관(penstock), 라인 파이프 등의 용접 구조물의 구조 부재로서 후판, 강관 내지는 형강의 형태로 사용되는 것이다.
교량, 선박, 건축 구조물, 해양 구조물, 압력 용기, 수압관, 라인 파이프 등의 용접 구조 부재로서 사용되는 인장 강도 570 MPa급 이상의 고장력 강판에는 강도 이외에 인성이나 용접성이 요구되고, 근래에는 특히 대입열에서의 용접성이 요구되는 경우도 많아, 특성 향상에 대한 검토가 종래부터 다수 이루어져 왔다. 강판의 조성 및 제조 조건은, 예를 들면 일본 공개 특허 공보 소53-119219호, 일본 공개 특허 공보 평01-149923호 등이 개시되어 있다. 이들은 강판을 압연한 후, 오프라인에서 재가열 퀀칭하고, 다시 재가열 템퍼링 열처리하는 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소52-081014호, 일본 공개 특허 공보 소63-033521호, 일본 공개 특허 공보 평02-205627호 등에는 강판의 압연 후에 온라인으로 퀀칭을 실시하는, 이른바 직접 퀀칭에 의한 제조에 관한 기술이 개시되어 있다. 이들 재가열 퀀칭, 직접 퀀칭의 두 경우 모두 오프 라인에서의 템퍼링 열처리를 필요로 하고 있다. 그러나, 오프 라인에서의 열처리 공정을 필요로 하게 되면 아무래도 생산성이 저해되기 때문에 생산성을 높이려면 템퍼링 열처리도 생략하여 오프라인에서의 열처리를 필요로 하지 않는 이른바 비조질(非調質) 제조 방법이 좋다.
비조질 제조 방법에 관한 기술도 몇 가지 개시되어 있는데, 예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소54-021917호, 일본 공개 특허 공보 소54-071714호, 일본 공개 특허 공보 2001-064723호, 일본 공개 특허 공보 2001-064728호 등이 있다. 이들은 강판의 압연 후의 가속 냉각을 도중에 정지하는 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 관한 것이다. 이것은 가속 냉각에 의하여 변태 온도 이하까지 급랭하여 퀀칭 조직을 얻으면서, 변태 후 비교적 온도가 높은 상태에서 수냉을 정지함으로써 서냉 과정으로 이행시키고, 이 서냉 과정에서 템퍼링 효과를 얻어 재가열 템퍼링을 생략하고자 하는 것이다. 그러나, 이들 제조 기술은 모두 인성이나 강도를 얻기 위하여 비교적 저온에서의 제어 압연을 필요로 하고 있고, 압연을 종료하는 온도가 800℃ 전후가 되므로 냉각 대기 시간을 필요로 하여 생산성이 높다고 할 수 없다. 한편, 특히 교량, 건축 등의 용도에서는 용접부의 초음파 사각탐상(斜角探傷) 시험의 정밀도에 영향을 주기 때문에 음향 이방성이 작은 것이 요구되지만, 800℃ 정도의 온도에서 압연을 종료하는 제어 압연에서는 집합 조직이 형성되기 때문에 강판의 음향 이방성이 커지게 되어, 이러한 용도에 반드시 합치된다고는 할 수 없다.
또한, 상기 일본 공개 특허 공보 2001-064728호에서는 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 의한 인장 강도 570 MPa급 이상의 고장력 강판의 제조 기술이 개시되어 있다. 그러나, 이 특허에서는 V가 도중 수냉 정지 후의 서냉 단계에서도 석출 강화에 기여하는 것으로 되어 있지만, 발명자들의 검토에 따르면, 후술하는 바와 같이 V는 도중 수냉 정지 후의 서냉 단계에서의 석출 속도가 Nb, Ti에 비하여 느리고 강화에는 그다지 유효하지 않다는 지견을 얻었는데, 이 성분 조성으로는 반드시 안정적인 강도가 얻어지는 것은 아니라고 생각된다.
또한, 일본 공개 특허 공보 2002-053912호에는 압연 후의 수냉도 실시하지 않는 비조질 프로세스가 개시되어 있고, 이것은 저온에서의 제어 압연을 실시하지 않기 때문에 음향 이방성은 커지지 않지만, 그 대신에 강도를 얻기 위하여 Cu, Ni, Mn 등 합금 첨가량이 많아져 경제성에 문제가 있다.
이에 본 발명에 있어서는 음향 이방성이 작고, 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa급 이상의 고장력 강판을, 합금 첨가량이 적은 경제적인 성분 조성과 생산성이 높은 가속 냉각-도중 정지 프로세스를 전제로 한 제조 방법에 의하여 얻는 것을 과제로 하였다. 대상으로 하는 강판의 판 두께는 10O ㎜ 까지로 한다.
고장력 강의 강화 수단은 몇 가지가 있는데, Nb, V, Ti, Mo, Cr의 탄화물 또는 질화물 등의 석출 강화를 이용하는 방법은 비교적 적은 합금 성분으로 강화를 가능하게 할 수 있다. 이 때, 큰 석출 강화량을 얻기 위하여는 소지(素地)와 정합성이 있는 석출물을 형성시키는 것이 중요하다.
가속 냉각-도중 정지 프로세스에서, 압연 중의 단계에서는 강 조직은 오스테나이트이고, 압연 종료 후의 가속 냉각에 의하여 변태하고, 베이나이트나 페라이트 등의 페라이트 소지의 조직이 된다. 압연 중에 오스테나이트 중에서 석출된 석출물은 변태 후에는 페라이트 소지와의 정합성을 잃어 강화 효과는 작아진다. 또한, 압연 초기 단계에 석출된 석출물은 조대화하여 인성을 저하시키는 요인이 되기도 한다. 따라서, 압연 중에는 압연 석출물의 석출은 억제하고, 수냉 정지 후의 서냉 단계에서 베이나이트 또는 페라이트 조직 중에 가능한 한 석출시키는 것이 중요하다. 수냉 후에 재가열하여 템퍼링 열처리를 실시하는 프로세스이면, 석출을 위한 온도와 시간을 충분히 취할 수 있으므로, 큰 석출 강화를 용이하게 얻을 수 있다. 이것에 대하여 재가열 템퍼링을 실시하지 않는 가속 냉각-도중 정지 프로세스의 경우에는 수냉 정지 후의 서냉 중에 석출을 기대하는 것이지만, 퀀칭 조직을 얻기 위하여 수냉 정지 온도는 어느 정도 저온으로 하지 않을 수 없기 때문에, 석출을 위한 온도, 시간 모두 제약되어 석출 강화에는 일반적으로 불리하다. 이러한 것으로부터 전술한 바와 같이 비조질 프로세스는 생산성이 높은 반면, 조질 프로세스와 동일한 강도를 얻으려면 합금 원소를 많이 필요로 하거나, 저온에서의 제어 압연을 실시하지 않을 수 없었다.
이에 본 발명자들은 생산성이 높은 가속 냉각-도중 정지 프로세스를 전제로 하면서, 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이나 저온에서의 제어 압연에 의하지 않고 고강도를 얻기 위하여, 특히 석출 강화를 최대한 살리는 방법에 대하여 예의 검토를 거듭하였다.
먼저, 수냉 정지 후 서냉 과정에 있어서 석출 거동을 밝히기 위하여, 베이나이트 또는 페라이트 조직 중에서의 각 합금 원소의 탄화물, 질화물, 탄질화물의 석출 속도 및 석출 강화량과 온도 및 유지 시간과의 관계에 대하여 상세하게 검토하였다. 그 결과, 베이나이트 또는 페라이트 조직 내지는 그러한 혼합 조직 중에서는 Nb 탄질화물, Ti 탄화물의 석출 속도가 V 등 다른 원소에 비하여 빠르고, 또한, 이들은 소지와 정합하는 석출물이 되기 때문에 강화량이 크다. 특히 600℃ 내지 700 ℃의 온도 영역에서의 석출 속도가 빠르고 강화량이 크다. 또한 Nb와 Ti 또는 Nb와 Ti와 Mo를 병용하여 복합 석출시켰을 경우에는 상승 효과에 의하여 단시간 유지하여도 소지와 정합하는 석출물이 미세 분산되어 큰 석출 강화를 얻을 수 있다.
그러나 Nb, Ti의 첨가량이 너무 많으면, 생성되는 석출물이 조대하게 되는 경향이 있고, 석출물의 개수는 오히려 적어지기 때문에 석출 강화량이 저하된다. Nb, Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 오스테나이트 중 및 페라이트 중에서의 석출 속도나 석출물의 형태는 Nb, Ti 첨가량과 C, N량에 따라서 크게 영향을 받는다. 본 발명자들은 여러 가지 실험 및 해석에 의하여 Nb, Ti의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 석출 속도, 석출 형태는 파라미터 A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)로 잘 정리되고, 이 값을 일정 범위 내로 함으로써 압연 중의 석출을 억제하면서 수냉 도중 정지 후의 서냉 중의 석출을 충분히 얻을 수 있다고 하는 지견을 얻었다. 즉, Nb, Ti 첨가량이 많을수록 C, N의 첨가량을 줄일 필요가 있다. A의 값이 너무 작으면 페라이트 중의 석출 속도가 느려져서 충분한 석출 강화를 얻을 수 없다. 반대로 A의 값이 너무 크면 오스테나이트 중의 탄화물, 질화물 및 탄질화물의 석출 속도가 너무 빨라져서 석출물이 조대화하고, 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 정합 석출량도 부족하기 때문에 역시 석출 강화량이 저하된다. 또한, Si도 탄화물의 생성 속도에 영향을 주기 때문에 일정한 범위의 첨가량으로 할 필요가 있다.
이들 석출 강화 효과에는 조직의 영향도 크다. 베이나이트 조직은 페라이트에 비하여 전위(轉位) 밀도 등 가공 조직을 유지하기 쉽다. 미세 정합 석출을 촉진시키려면 가공 조직에 포함되는 전위나 변형대 등의 석출 사이트가 충분히 존재하는 것이 매우 유효하게 작용한다. 발명자들의 검토에 의하면 충분한 강화를 얻으려면 베이나이트 단상을 베이나이트의 체적율 30% 이상의 베이나이트와 페라이트의 혼합 조직으로 할 필요가 있다. 또한 펄라이트나 섬 모양 마르텐사이트 등은 상 계면에 석출되어 강화 효과가 작아지고, 인성 등도 저하시키기 때문에 펄라이트 및 섬 모양 마르텐사이트의 체적율의 합을 3% 이하로 할 필요가 있다.
본 발명자들은, 또한 최대한의 석출 강화 효과를 얻기 위한 구체적인 제조 조건에 대하여 검토를 실시하고, 아래와 같은 지견을 얻었다.
압연 단계에서의 Nb, Ti의 석출은 압연 변형에 의하여 촉진되므로, 오스테나이트의 고온역에서의 압연 조건, 이른 바 조압연의 조건이 최종적인 석출 강화 효과에 크게 영향을 미친다. 구체적으로, 조압연은 1020℃ 이상의 온도 영역에서 완료되고, 1020℃ 내지 920℃의 온도 영역에서는 극도로 압연을 하지 않는 것이 압연 중의 석출을 억제하기 위한 요건이다. 그러나, 모든 압연을 1020℃ 이상의 온도 영역에서 완료하게 되면, 회복, 재결정에 의하여 가속 냉각-도중 정지 후에는 가공 조직은 거의 남지 않기 때문에, 전위나 변형대 등의 석출 사이트가 충분히 존재하지 않고, 충분한 석출 강화는 얻을 수 없다. 따라서, 미재결정 온도 영역에서의 필요 충분한 압연을 실시하고, 압연 후 신속하게 가속 냉각을 실시하는 것이 필수 조건이 된다. 구체적으로는, 920℃ 내지 860℃의 범위에서의 누적 압하율 20% 내지 50%의 비교적 가벼운 압연을 실시한다. 이 조건이면 불필요한 Nb, Ti의 석출은 억제하면서, 수냉 정지 후에도 적당한 석출 사이트를 잔존시키는 것이 가능하다. 또한, 이 조건이면 강한 집합 조직을 형성하지는 않기 때문에 음향 이방성도 커지지 않는다.
가속 냉각-도중 정지 프로세스의 수냉 정지 온도는 Nb, Ti의 석출에 유리하도록 판 두께 중심부의 온도는 600℃ 내지 700℃로 하지만, 이 정지 온도에서도 베이나이트의 체적율이 30% 이상인 강 조직을 얻으려면, 강의 성분 조성을 후술하는 특정 범위로 한정하는 동시에, 가속 냉각에 있어서는 2℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도가 필요하다. 또한, Nb, Ti를 고용시키기 위하여 강편 또는 주편을 고온 가열하는 것은 필수이며, 1200℃ 이상의 가열 온도가 필요하다.
여기서 얻은 지견은 Nb, Ti의 탄화물 또는 탄질화물의 석출을 고온역을 포함하는 압연 중에, 가속 냉각 중 및 냉각 정지 후의 서냉 과정에 이르기까지 온라인으로 제어하는 새로운 방식이며, 종래의 조질 프로세스 수준 이상의 석출 강화를 오프 라인 열처리를 필요로 하지 않는 가속 냉각-도중 정지 프로세스로 실현할 수 있다.
또한, 이 제조 프로세스에 의하면 강재 조성의 용접 균열 감수성 지수 Pcm (Pcm=[C]+[Si]/30+[Mn]/20+[Cu]/20+[Ni]/60+[Cr]/20+[Mo]/15+[V]/10+5[B]:[C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], [B]는 각각 C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, B의 질량%를 의미한다)를 낮게 억제할 수 있고, 대입열에서도 용접열 영향부 인성이 높은, 용접성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.
본 발명의 요지는 다음과 같다.
(1) 질량%로,
C: 0.03% 이상, 0.07% 이하,
Si: 0.1 내지 0.6%,
Mn: 0.8 내지 2.0%,
Al: 0.003% 이상, 0.1% 이하,
Nb: 0.025 내지 0.1%,
Ti: 0.005 내지 0.1%,
[Nb]+2×[Ti]: 0.045 내지 0.105%
N: 0.0025% 초과, 0.008% 이하
를 함유하고, 또한, Nb, Ti, C, N을 아래와 같은 (1)식의 A로 나타내는 값 A가 0.0022 이상, 0.0055 이하가 되는 관계를 만족하는 범위로 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 조성을 가지고, 또한 강 조직이 베이나이트의 체적율이 30% 이상, 펄라이트 및 섬 모양 마르텐사이트의 체적율의 합이 5% 미만인 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa 이상의 고장력 강판.
A= ([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)… (1) 식
여기에서, [Nb], [Ti], [C], [N]은 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%를 의미한다.
(2) 상기 강판에 있어서, 또한 질량%로,
Mo: 0.05% 이상, 0.3% 이하,
Cu: 0.1% 이상, 0.8% 이하,
Ni: 0.1% 이상, 1% 이하,
Cr: 0.1% 이상, 0.8% 이하,
V: 0.01% 이상, 0.03% 이하,
W: 0.1% 이상, 3% 이하,
B: 0.0005% 이상, 0.005% 이하,
Mg: 0.O005% 이상, 0.01% 이하,
Ca: 0.0005% 이상, 0.01% 이하
의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa 이상의 고장력 강판.
(3) (1) 또는 (2)에 기재된 성분 조성을 가지는 강편 또는 주편을, 1200℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하고, 1020℃ 이상의 온도 범위에서 조압연한 후, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 온도 범위에서의 누적 압하율 15% 이하, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에서의 누적 압하율 20% 이상으로 하는 열간 압연 후, 2℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 가속 냉각을 800℃ 이상의 온도로부터 개시하고, 판 두께 중심부 온도가 700℃ 이하, 600℃ 이상에서 상기 가속 냉각을 정지하고, 그 후, 0.4℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa 이상의 고장력 강판.
[발명을 실시하기 위한 최선의 실시 형태]
이하에, 본 발명에 있어서의 각 성분 및 제조 방법의 한정 이유를 설명한다.
C는 Nb, Ti와의 탄화물, 탄질화물을 형성하고 본 발명강의 강화 기구의 주 요소가 되는 중요한 원소이다. C 양이 부족하면 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 석출량이 부족하여 강도를 얻을 수 없다. 반대로 과잉이어도 압연 중의 오스테나이트 영역에 있어서의 석출 속도가 빨라져, 결과적으로 가속 냉각 정지 후의 서냉 중의 정합 석출량이 부족하여 강도를 얻을 수 없다. 그 때문에 C 양은 0.03% 이상, 0.07% 이하의 범위로 한정한다.
Si는 제강상 탈산 원소로서 필요한 원소인 동시에, 탄화물의 석출 속도에도 영향을 미친다. Si를 적당량 첨가함으로써 압연 중의 오스테나이트 영역에 있어서의 탄화물 석출을 억제하는 효과가 있다. 이 목적을 위하여는 Si는 0.1% 이상, 바람직하게는 0.3% 이상 첨가한다. 그러나, 0.6%를 초과하여 첨가하면 석출 속도가 너무 느려지고 또한 용접열 영향부의 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, 0.6%를 상한으로 한다.
Mn은 퀀칭성을 높여 베이나이트 단상이나, 베이나이트 분율 30% 이상의 베이나이트와 페라이트의 혼합 조직을 얻는 데 필요한 원소이다. 이 목적을 위하여는 0.8% 이상은 필요하지만, 2.0%를 넘어 첨가하면 모재 인성의 저하를 가져오는 경우가 있으므로, 상한을 2.0%로 한다.
Al은 통상 탈산 원소로서 첨가되는 범위인 0.003% 이상, 0.1% 이하로 한다.
Nb 및 Ti는 NbC, Nb(CN), TiC, TiN, Ti(CN) 또는 복합 석출물과 또한 이들과 Mo의 복합 석출물을 형성하고, 본 발명강의 강화 기구의 주 요소가 되는 중요한 원소이다. 가속 냉각-도중 정지 프로세스에 있어서 충분한 복합 석출물을 얻기 위하여는 석출 속도를 고려한 적절한 첨가가 필요하다. 즉, Nb가 0.025% 이상, 바람직하게는 0.035% 이상이고, Ti가 0.005% 이상이며, 또한 0.045%≤([Nb]+2×[Ti])≤0.105%이고, 또한 A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)로 할 때에 A의 값이 0.0022 이상, 0.0055 이하인 것이 조건이 된다 (여기서, [Nb], [Ti], [C], [N]은 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%를 의미한다). 또한, Nb, Ti의 상한치는 각각 0.1%로 하는 것이 좋다.
Mo는 퀀칭성을 향상시키고, 또한 Nb, Ti와의 복합 석출물을 형성하여 강화에 크게 기여하므로 0.05% 이상 첨가한다. 그러나, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성을 저해하기 때문에 0.3% 이하로 첨가한다.
N은 Ti와 결합되어 TiN을 형성한다. TiN은 미세하게 분산되어 있는 경우에는 피닝 효과에 의하여 용접열 영향부 조직의 조대화를 억제하여 용접열 영향부 인성을 향상시키지만, N이 부족하면 TiN은 조대하게 되어 피닝 효과를 얻을 수 없다. TiN을 미세하게 분산시키려면 N은 0.0025% 초과, 바람직하게는 0.004% 초과를 첨가한다. 또한, N을 과잉으로 함유하면 오히려 모재의 인성을 저하시키는 경우가 있기 때문에 상한은 0.008%로 한다.
Cu는 강화 원소로서 첨가하는 경우, 그 효과를 발휘하려면 0.1% 이상을 첨가할 필요가 있지만, 0.8%를 초과하여 첨가하여도 첨가량에 비하여 그 효과는 크지 않고, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성을 저해하는 경우가 있으므로, 0.8% 이하로 한다.
Ni는 모재 인성을 높이기 위하여 첨가하는 경우는 0.1% 이상을 필요로 하지만, 과잉으로 첨가하면 용접성을 저해하는 경우가 있고, 고가의 원소이기도 하므로 첨가의 상한은 1%로 한다.
Cr은 Mn과 같이 퀀칭성을 높이고 베이나이트 조직을 얻기 쉽게 하는 효과가 있다. 그 목적을 위하여는 0.1% 이상 첨가하지만, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성을 저해하므로, 상한을 0.8%로 한다.
V는 Nb, Ti에 비하여 강화 효과는 적지만 어느 정도의 석출 강화와 퀀칭성을 높이는 효과가 있다. 이 효과를 얻으려면 0.01% 이상의 첨가가 필요하지만, 과잉으로 첨가하면 용접열 영향부 인성의 저하를 가져오므로 첨가하는 경우에도 0.03% 미만으로 한다.
B는 퀀칭성을 높이고, 강도를 얻기 위하여 첨가하는 경우에는 0.0005% 이상의 첨가를 필요로 하지만, 0.005%를 넘어 첨가하여도 그 효과는 변하지 않기 때문에, 첨가량은 0.0005% 이상, 0.005% 이하로 한다
Mg 및 Ca의 1종 또는 2종을 첨가함으로써, 황화물이나 산화물을 형성하여 모재 인성 및 용접열 영향부 인성을 높일 수 있다. 이 효과를 얻으려면 Mg 또는 Ca는 각각 0.0005% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.01%를 넘어 과잉으로 첨가하면 조대한 황화물이나 산화물이 생성되기 때문에 오히려 인성을 저하시키는 경우가 있다. 따라서 첨가량을 각각 0.0005% 이상, 0.01% 이하로 한다.
상기 성분 외에 불가피한 불순물로서 P, S는 모재 인성을 저하시키는 유해한 원소이므로, 그 양은 적은 것이 좋다. 바람직하게는 P는 0.02% 이하, S는 0.02% 이하로 한다.
다음으로, 제조 방법에 대하여 설명한다.
Nb, Ti를 충분하게 고용시키기 위하여, 압연시의 강편 또는 주편의 가열 온도는 1200℃ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, 1300℃를 초과하는 가열 온도라고 하여도 고용시키는 효과는 그다지 변하지 않고, 에너지 비용이 올라가므로, 압연시의 강편 또는 주편의 가열 온도는 1200℃ 이상, 1300℃ 이하로 한다.
압연은 가능한 한 압연 중의 Nb, Ti의 석출을 억제하기 위하여, 1020℃ 이상의 온도 범위에서 적당한 압하율로 조압연을 실시한 후, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 범위에서는 압연은 누적 압하율 15% 이하로 한다. 또한 석출 사이트로서 필요 충분한 가공 조직을 얻기 위하여, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 범위에서 누적 압하율20% 이상 50% 이하의 압연을 실시한다. 이 압연 조건이면 집합 조직의 형성이 제어되므로 음향 이방성이 커지지 않는다.
가공 조직의 회복, 가공 후의 석출을 억제하기 위하여, 압연 종료 후 신속하게 가속 냉각을 실시한다. 냉각은 800℃ 이상에서부터, 판 두께 중심부에 있어서 냉각 속도가 2℃/sec 이상, 30℃/sec 이하가 되는 조건으로 수냉을 실시한다. 베이나이트의 체적율을 30% 이상으로 하기 위하여 2℃/sec 이상의 냉각 속도가 필요하고, 또한 펄라이트 및 섬 모양 마르텐사이트의 체적율의 합을 3% 미만으로 하기 위하여 냉각 속도를 30℃/sec 이하로 한다. 판 두께 중심부 온도가 700℃ 이하, 600℃ 이상이 될때 수냉을 도중 정지하고, 그 후 방랭 등에 의하여 냉각 속도를 0.4℃/sec 이하로 한다. 이 목적은 Nb, Ti 및 이들의 복합 석출 그리고 Mo와의 복합 석출에 충분한 온도, 시간을 확보하는 것에 있다. 수냉 정지 온도가 너무 고온이면 베이나이트 조직을 얻기 어렵고, 저온에서는 석출이 늦어져 충분한 강화를 얻을 수 없다.
본 발명강은 교량, 선박, 건축 구조물, 해양구조물, 압력 용기, 수압관, 라인 파이프 등의 용접 구조물의 구조 부재로서 후판, 강관 내지는 형강의 형태로 사용되는 것이다.
표 1에 나타내는 성분 조성의 강을 용제하여 얻은 강편을, 표 2, 표 3에 나타내는 제조 조건으로 20 내지 100 ㎜ 두께의 강판으로 하였다. 이들 중 1-A 내지 14-N은 본 발명강이며, 15-O 내지 43-A는 비교예이다. 표 중, 밑줄을 그은 숫자는 성분 또는 제조 조건이 특허 범위를 일탈하고 있거나 또는 특성이 아래와 같은 목표값을 만족하지 않는 것이다.
이들 강판에 대한 인장 강도와 용접열 영향부 인성 및 음향 이방성의 측정 결과를 표 2에 나타낸다. 인장 강도는 JIS Z2201에 규정하는 10호 환봉 인장 시험편을 채취하고, JIS Z2241에 규정하는 방법으로 측정하였다. 모재 인성은 압연 방향으로 직각인 방향의 판 두께 중심부로부터 JIS Z2202에 규정하는 충격시험편을 채취하고, JIS Z2242에 규정하는 방법으로 파면 천이 온도(vTrs)를 구하여 평가하였다. 용접열 영향부 인성은 입열량 20kJ/㎜의 서브 머지 아크 용접에 상당하는 열사이클을 가한 JIS Z2202에 규정하는 충격 시험편의 -2O℃에서의 흡수 에너지 (vE-20)로 평가하였다. 판 두께 32 ㎜ 이하의 강재는 원래 두께 그대로의 강재, 판 두께 32 ㎜를 초과하는 강재는 32 ㎜로 줄인 강판을 준비하고, レ 모양의 선단이 트인 맞댐부에 입열량 20 kJ/㎜의 대입열 서브 머지 아크 용접을 실시하고, 노치 바닥이 용융선(퓨전·라인)에 따르도록 JIS Z2202에 규정된 충격 시험편을 채취하고, -2O℃에서의 흡수 에너지(vE-20)로 평가하였다. 음향 이방성은 일본 비파괴 검사 협회 규격 NDIS2413-86에 따라서, 음속비가 1.02 이하이면 음향 이방성이 작은 것으로 평가하였다. 각 특성의 목표값은 각각 항복 강도가 450 MPa, 인장 강도가 570 MPa 이상, vTrs가 -20℃ 이하, vE-20가 70 J 이상, 음속비가 1.02 이하이다.
실시예 1-A 내지 14-N은 모두 항복 강도가 450 MPa 초과, 인장 강도가 570 MPa 초과이고, 용접열 영향부 인성 vE-20가 20OJ 초과이며, 음속비가 1.02 이하로 음향 이방성이 작다.
이것에 대하여 비교예 15-O는 C가 낮기 때문에, 비교예 16-P는 C가 높기 때문에, 비교예 17-Q는 Si가 낮기 때문에, 비교예 19-S는 Mn이 낮기 때문에, 비교예 21-U는 Mo가 낮기 때문에, 비교예 23-W는 Nb가 낮기 때문에, 비교예 25-Y는 Ti가 낮기 때문에, 비교예 27-AA는 상기 파라미터 A의 값 (A=([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14))이 0.0025를 만족하지 못하기 때문에, 비교예 37-A는 가열 온도가 낮기 때문에, 비교예 40-A는 920℃ 이하 860℃ 이상의 범위에서의 누적 압하율이 높기 때문에, 비교예 41-A는 판 두께 중심 냉각 속도가 작기 때문에, 비교예 42-A는 가속 냉각의 정지 온도가 높기 때문에, 비교예 43-A는 가속 냉각의 정지 온도가 낮기 때문에 각각 인장 강도가 570 MPa에 못 미친다.
비교예 18-R은 Si가 높기 때문에, 비교예 22-V는 Mo가 높기 때문에, 비교예 24-X는 Nb가 높고 Nb+2Ti가 0.105%를 초과하기 때문에, 비교예 26-Z는 Ti가 높고 Nb+2Ti가 0.105%를 초과하기 때문에, 비교예 29-AC는 N이 낮기 때문에, 비교예 31-AE는 V가 높기 때문에, 비교예 32-AF는 Cu가 높기 때문에, 비교예 33-AG는 Ni가 높기 때문에, 비교예 34-AH는 Cr이 높기 때문에, 비교예 35-AI는 Mg가 높기 때문에, 비교예 36-AJ는 Ca가 높기 때문에 각각 용접열 영향부 인성이 낮다.
비교예 20-T는 Mn이 높기 때문에, 비교예 28-AB는 파라미터 A의 값이 0.005를 초과하기 때문에, 비교예 30-AD는 N이 높기 때문에 각각 모재 인성이 낮다.
비교예 38-A는 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 범위에서의 누적 압하율이 높기 때문에, 비교예 39-A는 920℃ 이하 860℃ 이상의 범위에서의 누적 압하율이 낮기 때문에 각각 인장 강도가 낮고, 용접열 영향부 인성도 낮다.
비교예 39-A는 920℃ 이하 860℃ 이상의 범위에서의 누적 압하율이 높기 때문에 인장 강도가 낮고, 음향 이방성도 크다.
Figure 112007006974243-pct00001
Figure 112007006974243-pct00002
Figure 112007006974243-pct00003
본 발명에 의하면, 음향 이방성이 작고, 용접성이 우수한 판 두께 10O ㎜까지의 인장 강도 570 MPa급 이상의 고장력 강판을, 합금 첨가량이 적은 경제적인 성분계와 생산성이 높은 비조질의 제조 방법에 의하여 얻을 수 있으며, 이 공업계에 미치는 효과는 매우 크다.

Claims (3)

  1. 질량%로,
    C: 0.03% 이상, 0.07% 이하,
    Si: 0.2 내지 0.6%,
    Mn: 0.8 내지 2.0%,
    Al: 0.003% 이상, 0.1% 이하,
    Nb: 0.025 내지 0.1%,
    Ti: 0.005 내지 0.1%,
    [Nb]+2×[Ti]: 0.045 내지 0.105%,
    Mo: 0.05% 이상, 0.3% 이하,
    N: 0.0025% 초과, 0.008% 이하
    를 함유하고, 또한, Nb, Ti, C, N을 아래 (1)식의 A로 나타내는 값 A가, 0.0025 이상, 0.0055 이하가 되는 관계를 만족하는 범위에서 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강 조성을 가지며, 또한 강 조직이 베이나이트의 체적율이 30% 이상, 펄라이트 및 섬 모양 마르텐사이트의 체적율의 합이 3% 미만인 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa 이상의 고장력 강판.
    A= ([Nb]+2×[Ti])×([C]+[N]×12/14)… (1) 식
    여기에서, [Nb], [Ti], [C], [N]은 각각 Nb, Ti, C, N의 질량%를 의미한다.
  2. 삭제
  3. 제1항에 기재된 성분 조성을 가지는 강편 또는 주편을, 1200℃ 이상, 1300℃ 이하로 가열하고, 1020℃ 이상의 온도 범위에서 조압연한 후, 1020℃ 미만, 920℃ 초과의 온도 범위에서의 누적 압하율 15% 이하, 920℃ 이하, 860℃ 이상의 온도 범위에서의 누적 압하율 20% 이상으로 하는 열간 압연 후, 2℃/sec 이상, 30℃/sec 이하의 냉각 속도로 가속 냉각을 800℃ 이상의 온도로부터 개시하여, 판 두께 중심부 온도가 700℃ 이하, 600℃ 이상에서 상기 가속 냉각을 정지하고, 그 후, 0.4℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 것을 특징으로 하는 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 인장 강도 570 MPa 이상의 고장력 강판.
KR1020077001678A 2004-07-27 2005-02-14 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 고장력 강판 및 그제조 방법 KR100868571B1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2004-00218492 2004-07-27
JP2004218492A JP4317499B2 (ja) 2003-10-03 2004-07-27 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

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20070027733A KR20070027733A (ko) 2007-03-09
KR100868571B1 true KR100868571B1 (ko) 2008-11-13

Family

ID=35786014

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020077001678A KR100868571B1 (ko) 2004-07-27 2005-02-14 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 고장력 강판 및 그제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20080295920A1 (ko)
JP (1) JP4317499B2 (ko)
KR (1) KR100868571B1 (ko)
CN (1) CN1989266B (ko)
TW (1) TWI298353B (ko)
WO (1) WO2006011257A1 (ko)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP5137032B2 (ja) * 2006-03-16 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 サブマージアーク溶接用鋼板
JP4934505B2 (ja) * 2007-05-29 2012-05-16 株式会社神戸製鋼所 疲労亀裂進展抑制特性および脆性破壊抑制特性に優れた鋼板
JP5096087B2 (ja) * 2007-09-11 2012-12-12 株式会社神戸製鋼所 母材低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼板
JP5217413B2 (ja) * 2007-12-21 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5347827B2 (ja) * 2009-08-17 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 音響異方性に優れた高降伏点４９０ＭＰａ級溶接構造用鋼およびその製造方法
CN102409221B (zh) * 2011-12-02 2012-12-19 武汉钢铁(集团)公司 一种控制含铌或硼包晶钢边裂的方法
CN104451444B (zh) * 2014-11-27 2017-02-22 宝山钢铁股份有限公司 一种低碳当量可大线能量焊接用厚钢板及其制造方法
KR101758484B1 (ko) * 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
CN110475894B (zh) * 2017-03-30 2022-03-22 杰富意钢铁株式会社 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法和使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管
US20200071801A1 (en) * 2017-04-28 2020-03-05 Nippon Steel Corporation High strength steel sheet and method of producing same
JP6750748B1 (ja) * 2018-09-12 2020-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼材およびその製造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002053912A (ja) * 2000-08-01 2002-02-19 Kobe Steel Ltd 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01301819A (ja) * 1988-05-30 1989-12-06 Nippon Steel Corp 音響異方性の少ない低降伏比非調質鋼の製造方法
ES2264572T3 (es) * 1997-07-28 2007-01-01 Exxonmobil Upstream Research Company Aceros soldables ultrarresistentes con una tenacidad excelente a temperaturas ultrabajas.
JP3718348B2 (ja) * 1998-07-31 2005-11-24 新日本製鐵株式会社 高強度高靱性圧延形鋼とその製造方法
JP3737300B2 (ja) * 1999-02-01 2006-01-18 株式会社神戸製鋼所 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板
JP2000256737A (ja) * 1999-03-05 2000-09-19 Nkk Corp 低降伏比高張力厚鋼材の製造方法
CN1078254C (zh) * 1999-06-16 2002-01-23 冶金工业部钢铁研究总院 一种超细组织微合金钢控制轧制方法
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP3863413B2 (ja) * 2001-11-22 2006-12-27 株式会社神戸製鋼所 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002053912A (ja) * 2000-08-01 2002-02-19 Kobe Steel Ltd 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP4317499B2 (ja) 2009-08-19
TWI298353B (en) 2008-07-01
JP2005126819A (ja) 2005-05-19
TW200604351A (en) 2006-02-01
CN1989266B (zh) 2013-09-18
KR20070027733A (ko) 2007-03-09
WO2006011257A1 (ja) 2006-02-02
CN1989266A (zh) 2007-06-27
US20080295920A1 (en) 2008-12-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100868571B1 (ko) 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 고장력 강판 및 그제조 방법
US7105066B2 (en) Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and welded structure made therefrom
KR101009056B1 (ko) 음향 이방성이 작고 용접성이 우수한 항복응력 450 ㎫ 이상및 인장강도 570 ㎫ 이상인 고장력 강판 및 그 제조 방법
JP5233020B2 (ja) 降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板およびその製造方法
JP7411072B2 (ja) 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法
US20030106623A1 (en) Steel plate to be precipitating tinfor welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same
CN115572901B (zh) 一种630MPa级高调质稳定性低碳低合金钢板及其制造方法
JPS626730B2 (ko)
KR100481363B1 (ko) 미세한ＴｉＯ산화물과 ＴｉＮ의 석출물을 갖는 고강도용접구조용 강의 제조방법
JPH11131177A (ja) 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法
KR100362680B1 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및그 제조방법, 이를 이용한 용접구조물
JP4105990B2 (ja) 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JP2006241508A (ja) 溶接部の耐亜鉛めっき割れ性に優れたＨＴ４９０ＭＰａ級溶接構造用耐火鋼とその製造方法
KR100940667B1 (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법
JP3367388B2 (ja) 高延性高靭性鋼板およびその製造方法
JPH07252586A (ja) 多層盛溶接熱影響部のｃｔｏｄおよび大入熱溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼
KR19990039203A (ko) 고장력 열연강판의 제조방법
KR970009089B1 (ko) 잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JPS63179019A (ja) 低降伏比高張力厚鋼板の製造法
JP4044862B2 (ja) 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法
JP2005281807A (ja) 低温靭性および溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR100256357B1 (ko) 저온인성이 우수한 구리석출강화형 고장력강판의 제조방법
JPH02156021A (ja) 高張力鋼板の製造法
CN117187684A (zh) 一种大厚度fh690海工钢及其制备方法
CN114752724A (zh) 一种低内应力焊接性能优良的750MPa级桥梁钢及其制备方法

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: 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: 20191016

Year of fee payment: 12