KR100957940B1 - 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강 - Google Patents

대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강 Download PDF

Info

Publication number
KR100957940B1
KR100957940B1 KR1020070129948A KR20070129948A KR100957940B1 KR 100957940 B1 KR100957940 B1 KR 100957940B1 KR 1020070129948 A KR1020070129948 A KR 1020070129948A KR 20070129948 A KR20070129948 A KR 20070129948A KR 100957940 B1 KR100957940 B1 KR 100957940B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
welded
tio
structural steel
weld
steel
Prior art date
Application number
KR1020070129948A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20090062598A (ko
Inventor
정홍철
홍승갑
박영환
Original Assignee
주식회사 포스코
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 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020070129948A priority Critical patent/KR100957940B1/ko
Priority to JP2010537866A priority patent/JP5487114B2/ja
Priority to CN2008801250346A priority patent/CN101918607B/zh
Priority to PCT/KR2008/007358 priority patent/WO2009075542A2/en
Publication of KR20090062598A publication Critical patent/KR20090062598A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100957940B1 publication Critical patent/KR100957940B1/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
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Nonmetallic Welding Materials (AREA)
  • Arc Welding In General (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ti: 0.01~0.1%, Ni: 0.5~3.0%, B: 0.0003-0.01%, Mo: 0.05~1.0%, N: 0.004-0.008%, P: 0.030% 이하, Al: 0.005-0.05%, S: 0.030% 이하, O: 0.03% 이하, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하는 것을 특징으로 하는 용접구조용강을 제공한다. 아울러 필요에 따라 상기 Ti, O, N, B, Mn 및 S 사이에는 Ti/O: 1.3~3.0, Ti/N: 7~12, N/B: 0.8~1.5 및 (Ti+4B)/N: 11~16의 관계를 만족하여, 미세조직은 조직 분율로 침상 페라이트가 85% 이상이며 조직 내에 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 균일 분산되고 입경이 0.01~0.1㎛, 개수는 1mm3당 1.0x107개 이상인 용접이음부를 포함하는 용접구조용강을 제공한다.
본 발명에 의하여 제조되는 용접구조용강은 보다 우수한 인장강도, 연신율, 경도 특성 및 표면 특성을 가질 수 있어 그 활용도가 높고 안정적으로 사용이 가능하다.
용접이음부, 복합산화물, 침상 페라이트, 서브머지드 아크 용접, SAW

Description

대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는 용접구조용강{High strength Steel Plate for High Heat Input Welding having Welded Joint with Superior Impact Toughness in Weld Heat Affected Zone}
본 발명은 선박, 건축, 교량, 해양구조물, 강관, 라인파이프 등의 용접구조물에 사용되는 대입열 SAW용접을 행한 경우에도 그 물성이 안정적인 용접이음부를 포함하는 용접구조용강에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 미세한 TiO및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물을 미세 분산시킴으로써 침상 페라이트 변태를 촉진시켜 대입열 SAW 용접이음부의 충격인성이 개선된 용접이음부를 포함하는 용접구조용강에 관한 것이다.　
최근, 선박의 대형화 및 건축 구조물의 고층화 추세에 따라 구조물이 더욱 대형화되고, 여기에 사용되는 강재도 점차 고강도화 강재 및 후물강재로 대체되고 있는 추세이다. 그에 따라 종래의 용접 방법에 의해 이러한 고강도 후물강재를 용접하는 경우, 구조물을 주어진 기간 내에 제작하기 어려운 경우가 많아 점차 고능 률 용접이 불가피하게 되어가고 있다.
이러한 경우, 후육화된 강재를 용접하는 방법으로 가장 널리 사용되는 용접기술이 서브머지드 아크 용접기술인데, 이러한 서브머지드 용접법은 용착량이 커서 용접 패스수가 감소하기 때문에, 일반 GMAW용접보다 생산성 측면에서 훨씬 유리하다는 장점이 있다.
하지만, 이러한 서브머지드 아크 용접법은 용접열 영향부에 가해지는 열의 양이 매우 큰 대입열 용접 방법이기 때문에 일반적으로 용접금속의 용접이음부는 조직이 응고되면서 조대한 주상정 조직을 형성할 수 있고, 조대한 결정립 내에 오스테나이트 결정입계를 따라서 조대한 입계 페라이트, Widmanstatten ferrite 등이 형성될 수 있다. 따라서, 용접이음부는 용접구조물에서 충격인성이 가장 열화되는 부위가 되며 크랙, 파괴 등의 위험이 항상 발생할 수 있는 부분이다.
따라서, 용접구조물의 안정성을 확보하기 위해서 용접이음부의 미세조직을 제어하여 용접이음부의 충격인성을 확보할 필요가 있고, 이를 해결하기 위하여 종래에 많은 연구가 이루어졌다. 특히, 용접 재료의 성분을 규정하는 다양한 기술들이 나타났으나, 용접금속의 미세조직, 입경 등을 특별히 제어하지 않아 이러한 성분계의 제한만으로는 충분한 용접이음부 인성을 얻기가 어려웠다.
또한, 최근에는 ARM=197-1457C-1140sol.Al,+11850N-316(Pcm-C)로 정의되는 ARM을 40~80으로 조정하는 것을 특징으로 하는 용접이음부 물성 향상 기술이 나타났으나, 규정되어 있는 ARM에는 용접이음부 내의 산소 함량 제한이 없어서 SAW 대입열 용접이음부의 충격인성을 확보하기 어렵다는 문제가 존재한다.
따라서 본 발명자들은 상술한 문제점들을 해결하고 아울러 대입열 용접시 용접구조용강의 성분계 및 미세조직을 효율적으로 제어하여 우수한 인장강도, 연신율, 경도 특성 및 표면 특성을 가지는 용접이음부를 포함하는 용접구조용강를 제공하고자 한다.
본 발명은 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ti: 0.01~0.1%, Ni: 0.5~3.0%, B: 0.0003-0.01%, Mo: 0.05~1.0%, N: 0.004-0.008%, P: 0.030% 이하, Al: 0.005-0.05%, S: 0.030% 이하, O: 0.03% 이하, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하는 것을 특징으로 하는 용접구조용강을 제공하며, 아울러 필요에 따라 상기 Ti, O, N, B, Mn 및 S 사이에는 Ti/O: 1.3~3.0, Ti/N: 7~12, N/B: 0.8~1.5 및 (Ti+4B)/N: 11~16의 관계를 만족하는 용접구조용강을 제공한다.
나아가 본 발명의 용접구조용강은 Cu: 0.01~2.0%, Nb: 0.0001~0.1%, V: 0.005~0.1%, Cr: 0.05~1.0%, W: 0.05~0.5%, Zr: 0.005~0.5%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함할 수 있으며, 또한 Ca: 0.0005~0.05%, REM: 0.005~0.05% 또는 Ca: 0.0005~0.05% 및 REM: 0.005~0.05%를 추가적으로 포함할 수 있다.
나아가 본 발명의 용접구조용강의 용접이음부의 미세조직은 조직 분율로 침상 페라이트가 85% 이상이며, 잔부는 폴리고날 페라이트 기타 입계에 불가피하게 석출될 수 있는 페라이트이며, 조직 내에 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 균일 분산되는 것이 바람직하다.
나아가 본 발명의 강재에서 용접이음부 내부의 상기 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물은 그 입경이 0.01~0.1㎛일 수 있다. 또한, 본 발명의 용접이음부 내의 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물 입자 개수는 1mm3당 1.0x107개 이상임을 특징으로 한다.
본 발명에 의하여 제조되는 용접구조용강은 보다 우수한 인장강도, 연신율, 경도 특성 및 표면 특성을 가질 수 있어 그 활용도가 높고 안정적으로 사용이 가능하다.
본 발명자들은 용접이음부의 인성에 효과적이라고 알려진 침상 페라이트에 미치는 산화물의 종류 및 크기 등에 대해 면밀이 검토한 결과, TiO및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물의 크기, 개수 등에 따라 용접이음부 침상 페라이트의 양이 변화하 게 되고, 이러한 침상 페라이트의 양에 따라 대입열 용접이음부의 인성이 변화한다는 사실을 알게 되었다. 　
이러한 연구에 기초하여, 본 발명자들은,　
(1) SAW 용접금속에 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물을 이용하는 기술을 제시하며, 　
(2) 용접이음부의 산화물 개수(1.0 X107개/mm3 이상) 및 크기(0.01~0.1㎛)를 각각 제한하고, 침상 페라이트를 85% 이상으로 변태, 유지시킴으로써 인성을 향상시키고,
(3) TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS복합산화물과 soluble B을 확보함으로써 침상 페라이트 변태를 촉진하는 기술을 제시하기에 이르렀다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
1. TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS복합석출물 관리　
용접금속 내에 Ti/O, Ti/N, B/N, Mn/S의 비를 적절히 유지하면, TiO 산화물 및 TiO-(Ti,B)N-MnS의 복합산화물의 개수가 적절히 분포되어 용접금속의 응고 과정에서 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하고 침상 페라이트 변태를 촉진할 수 있다. 이는 TiO 산화물 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물이 오스테나이트 결정립 내 에 적절히 분포하면 온도가 감소함에 따라 오스테나이트에서 불균일 핵생성 사이트의 역할을 하는 입계 페라이트보다 우선적으로 침상 페라이트 변태가 일어나기 때문이다. 따라서 이러한 결과에 의해 용접이음부의 인성을 획기적으로 개선할 수 있게 된다.
이를 위해서는, TiO 산화물 및 TiO-(Ti,B)N-MnS의 복합산화물을 미세하고 균일하게 분포시키는 것이 중요하다. 또한, Ti/O, Ti/N, B/N 및 Mn/S의 비에 따른 TiO 산화물 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물의 크기와 함량 및 분포를 최적화해야 하는바, 본 발명에서는 Ti/O: 1.3~3.0, Ti/N: 7∼12, N/B: 0.8~1.5, (Ti+4B)/N: 11~16, 및 Mn/S: 220~400으로 한정하였다. 이 경우, 0.01-0.1㎛ 크기의 TiO 산화물 및 TiO-(Ti,B)N-MnS의 복합산화물은 1.0x107개/mm3 이상이 형성되어 보다 안정적인 미세 산화물을 다량 확보할 수 있게 된다.
2. 용접이음부 내의 soluble boron(고용 B)의 역할
본 발명자들은, 용접이음부에 균일 분산되는 산화물들과는 별도로, 고용되어 있는 B는 결정입계로 확산되어 결정입계의 에너지를 감소시켜 결정입계에서 입계 페라이트 변태를 억제하는 역할을 한다는 사실을 발견했다. 또한, B는 산화물에 확산되어 산화물 주위에 B-deplted zone을 형성하여 복합 산화물 주변이 경화되는 것을 억제하여 침상 페라이트 변태를 촉진시키는 역할도 한다는 사실을 알게 되었다.
3. 용접이음부 미세조직　
상술한 복합산화물 및 고용 B의 이용으로, 본 발명에서 나타나는 미세조직의 종류 및 그 분율을 한정할 필요성이 존재한다. TiO 산화물 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물을 용접금속 내에 적절히 분포시켜, 용접이음부의 냉각 과정에서 결정입계보다는 우선적으로 결정립 내에 침상 페라이트 변태를 촉진시키는 것이 중요하다. 이 경우, 용접이음부의 침상 페라이트의 구성비는 85% 이상이 확보되며, 잔부는 폴리고날 페라이트 및 입계에 불가피하게 석출되는 페라이트 조직으로 구성될 수 있다.
이와 같이 본 발명에서는 미세 산화물 및 고용 B의 효율적인 사용으로 결정입계에 입계 페라이트의 형성을 억제하고 결정립내에 침상 페라이트 형성을 촉진시킴으로써 용접이음부의 충격인성을 더욱 향상시킬 수 있게 된다.
이하, 본 발명이 목적하는 용접이음부가 형성될 수 있는 용접구조용강의 성분계에 관하여 상세히 설명한다.(이하 %는 중량%)
C: 0.01~0.2%
C는 용접금속의 강도를 확보하고 용접경화성을 확보하기 위하여 0.01% 이상을 첨가한다. 그러나 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 용접성이 크게 저하될 수 있고 용접이음부에 저온균열이 발생할 수 있으며 대입열 충격인성 역시 저하될 수 있 으므로 C의 함량은 0.01~0.2%로 제한한다.
Si: 0.1~0.5%
Si는 탈산효과를 가지는 원소로서 0.1% 이상을 첨가하며, 그 함량이 0.1% 미만이면 충분한 탈산효과를 나타내지 못하고 용접금속의 유동성이 저하될 수 있다. 반면 Si의 첨가량이 0.5%를 초과하면 용접금속 내의 도상 마르텐사이트(M-A constituent)의 변태가 촉진되어 저온 충격인성이 저하될 수 있고 용접균열 감수성에 악영향을 미칠 수 있기 때문에 Si의 함량은 0.1~0.5%로 한정한다.
Mn: 1.0~3.0%
Mn은 강중에서 탈산작용 및 강도를 향상시키는 유효한 작용과 함께, TiO 산화물 주변에 MnS 석출물 형태로 형성되어 Ti 복합산화물로 하여금 용접이음부 인성개선에 유리한 침상 페라이트의 생성을 촉진시키는 역할을 한다. 또한, Mn은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성함으로써 기지를 고용 강화시켜 강도 및 인성을 확보할 수 있기 때문에 1.0% 이상을 첨가한다. 그러나, 그 함량이 3.0%를 초과하면 저온변태조직이 생성될 수 있기 때문에 Mn의 함량은 1.0~3.0%로 제한한다.
Ti: 0.01~0.1%
Ti는 O와 결합하여 미세한 Ti 산화물을 형성하며 미세 TiN석출물 형성에 필요하기 때문에 본 발명에서는 매우 중요한 원소이며 0.01% 이상이 첨가되어야 한 다. 하지만, Ti의 함량이 과다하면 조대한 TiO 산화물 및 조대한 TiN 석출물이 형성될 우려가 있어, 그 상한은 0.1%로 제한한다.
Ni: 0.5~3.0%
Ni은 고용강화에 의해 matrix의 강도와 인성을 향상시키는데 유효한 원소로서 0.5% 이상을 첨가한다. 하지만 그 함량이 과다하면 소입성을 크게 증가시키고 고온균열의 발생 가능성이 높기 때문에 그 상한을 3.0%로 제한한다.
B: 0.0003~0.01%
B는 소입성을 향상시키는 원소로서 본 발명에서는 입계에 편석되어 입계 페라이트 변태를 억제하는 중요한 역할을 하기 때문에 0.0003% 이상을 첨가하지만, 필요 이상이 첨가되면 그 효과가 포화되고 용접경화성이 크게 증가하여 마르텐사이트 변태를 촉진시킬 수 있어 용접 저온균열 발생 및 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있기 때문에 그 상한은 0.01%로 한정한다.
N: 0.004~0.008%
N은 TiN 석출물 등을 형성하는데 필요한 원소로, 미세 TiN 석출물의 양을 증가시키기 위한 원소이다. 특히, TiN 석출물 크기, 석출물간의 간격, 그 분포, 산화물과의 복합석출 빈도수, 석출물 자체의 고온 안정성 등에 현저한 영향을 미치기 때문에, 그 함량을 0.004% 이상으로 설정한다. 하지만, N의 함량이 0.008%를 초과 하면 그 효과가 포화되며, 용접금속 내에 존재하는 고용 N의 양이 증가하여 인성저하가 나타날 수 있으므로 그 상한은 0.008%로 한정한다. 　
P: 0.030% 이하
P는 용접시 고온균열을 조장하는 불순물 원소이기 때문에 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 인성 향상 및 균열 저감을 위해서는 0.03% 이하로 관리하는 것이 좋다. 　
Al: 0.005~0.05%
Al은 탈산제로서 용접금속 내에 산소량을 감소시키는데 필요한 원소이다. 또한, 고용질소와 결합하여 미세한 AlN 석출물을 형성시키는데 필요하므로 그 함량을 0.005% 이상으로 첨가한다. 그러나, 그 함량이 과다하면 조대한 Al2O3가 형성되어 인성개선에 필요한 TiO 산화물의 형성을 방해할 수 있으므로 그 상한은 0.05%로 제한한다.
　
Mo: 0.05~1.0%　
Mo는 Cr과 마찬가지로 소입성을 증가시키고 동시에 강도를 향상시키는 원소로, 0.05% 이상 첨가하면 그 효과를 얻을 수 있으나, 함량이 과다하면 용접이음부의 경화 및 용접 저온균열이 발생할 수 있으므로 그 상한을 1.0%로 제한한다.
S: 0.030% 이하
S는 MnS 복합석출물을 형성하기 위하여 0.030% 이하로 하는 것이 바람직하다. 그러나 0.030%를 초과하여 존재하는 경우에는 FeS 등의 저융점화합물을 형성시켜 고온균열을 유발시킬 수 있기 때문에 그 함량을 제한할 필요가 있다.
O: 0.01~0.03%
O는 용접이음부의 응고 중, Ti와 반응하여 Ti 산화물을 형성하는 원소로, Ti 산화물은 용접금속 내에서 침상 페라이트의 변태를 촉진시킬 수 있으나, O의 함유량이 0.03%를 초과하면 조대한 Ti산화물 및 기타 FeO 등의 산화물이 생성될 수 있으므로 그 상한을 제한한다. 또한, 0.01% 미만으로 제어하는 것은 공정상 어려울 뿐만 아니라 본 발명에 유리한 산화물 형성이 제한되기 때문에 그 하한은 0.01%로 한다.
Ti/O: 1.3~3.0
Ti/O비가 1.3 미만이면 용접금속 내에 오스테나이트 결정립 성장억제 및 침상 페라이트 변태에 요구되는 TiO 산화물 개수가 불충분해지며, TiO 산화물 내에 포함되는 Ti 분율이 감소하여 침상 페라이트 핵생성 자리로서의 기능을 상실할 수 있고, 결과적으로 용접열 영향부의 인성 개선에 유효한 침상 페라이트 상분율이 저하될 수 있다. 반면, Ti/O의 비가 3.0을 초과의 경우에는 용접금속 내의 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과가 포화되며, 산화물 내에 함유되는 Mn 등의 성분의 비 율이 오히려 작아져서 침상 페라이트의 핵생성 자리로서의 기능이 상실될 수 있기 때문에, 본 발명에서 Ti/O의 비율은 1.3~3.0으로 제어한다.
Ti/N: 7~12
Ti/N이 7 미만이면 TiO 산화물에 형성되는 TiN 석출물의 양이 감소하여 인성개선에 효과적인 침상 페라이트 변태에 좋지 않다. 반면, 그 비율이 12를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되고 고용질소양이 증가하여 충격인성이 오히려 저하되기 때문에 Ti/N의 비는 7~12로 한정한다.
N/B: 0.8~1.5
N/B가 0.8 미만이면 용접 후 냉각 중에 고용 B가 오스테나이트 결정입계에 확산되는 양이 불충분하여 입계 페라이트 변태의 억제 수준이 낮아지며, 반면 N/B가 1.5를 초과하면 그 효과가 포화되며 고용질소량이 증가하여 용접 열영향부의 인성이 저하될 수 있으므로 N/B는 0.8~1.5로 한정한다.
(Ti+4B)/N: 11~16
(Ti+4B)/N이 11 미만의 경우 고용 N의 양이 증가하여 용접이음부의 인성개선에 효과적이지 못하고 16을 초과할 경우 TiN, BN 등의 석출물 생성이 충분하지 못하기 때문에 11~16으로 제한한다.
Mn/S: 220~400　
Mn/S가 400을 초과하면 강도가 급격히 상승하여 균열이 발생하거나 저온 인성이 저하될 수 있으며, 반면 220 미만에서는 고온균열이 발생할 수 있으므로 그 비율은 220~400으로 제한한다.
본 발명에서는 또한 상술한 성분계를 기본으로 강판을 조성하되, 기계적성질을 보다 향상시키기 위하여 Nb, V, Cu, Cr, W 및 Zr의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 첨가한다.
Cu: 0.01~2.0%　
Cu는 기지에 고용되어 고용강화 효과를 일으킬 수 있어 강도 및 인성을 확보할 수 있는 유효한 원소로서 0.01% 이상을 첨가한다. 하지만, 그 함량이 과다하면 용접이음부의 경화성을 증가시켜 인성을 저하시키며 용접금속에서 고온균열을 조장시키기 때문에 바람직하지 못하다.
또한, Cu와 Ni을 복합첨가하는 경우, 이들의 합계는 3.5% 이하로 제한한다. 양 성분의 합이 3.5%를 초과하면 경우에 소입성이 지나치게 커져서 인성 및 용접성에 악영향을 초래하기 때문이다.
Nb: 0.0001~0.1%
Nb는 소입성을 향상시킬 수 있는 원소로서, 특히 Ar3 온도를 낮추고 냉각속도가 낮은 범위에서도 베이나이트 생성범위를 넓히는 효과가 있어 베이나이트 조직을 안정적으로 얻는데 도움이 된다. 따라서, 이러한 효과를 기대하기 위해서는 0.0001% 이상을 첨가하는 것이 필요하나, 그 함량이 0.1%를 초과하면 용접시 용접이음부에서 도상 마르텐사이트 형성을 촉진하여 용접이음부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 상한은 0.1%로 제한한다.
V: 0.005~0.1%　
V는 VN 석출물을 형성시켜 페라이트 변태를 촉진시키는 원소로서 0.005% 이상이 첨가될 수 있으나, 그 함량이 과다하면 용접이음부에 Carbide와 같은 경화상을 형성시켜 용접이음부의 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 그 상한을 0.1%로 제한한다.
Cr: 0.05~1.0%
Cr은 소입성을 증가시키고 또한 강도를 향상시키는 원소로서, 0.05% 이상을 첨가할 수 있다. 하지만 그 함량이 과다하면 용접이음부 인성열화를 초래하기 때문에, 상한을 1.0%로 제한한다. 　
W: 0.05~0.5%
W은 고온강도를 향상시키고 석출강화에 효과적인 원소이므로 0.05% 이상을 첨가한다. 하지만, 0.5%를 초과하면 용접이음부 인성에 나쁜 영향을 미치기 때문에 그 양을 제한한다.
Zr: 0.005~0.5%
Zr은 강도상승에 효과가 있기 때문에 0.005% 이상을 첨가할 수 있으나, 0.5%를 초과하면 용접이음부 인성에 좋지 않기 때문에 그 상한을 0.5%로 제한한다.
또한, 본 발명에서는 구오스테나이트의 결정립 성장 억제를 위하여 Ca 및/또는 REM 을 추가로 첨가한다.
Ca 및/또는 REM은 용접시 아크를 안정시키고 용접이음부에서 산화물을 형성시킬 수 있는 원소이다. 또한, 냉각 과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고 입내 페라이트 변태를 촉진시켜 용접이음부의 인성을 향상시킨다. 이러한 효과 때문에, Ca는 0.0005% 이상, REM은 0.005% 이상 첨가하는 것이 좋으나, Ca가 0.05%, 그리고 REM이 0.05%를 초과하는 경우에는 대형 산화물을 형성하여 인성이 저하될 수 있다. 상기 REM은 Ce, La, Y, Hf 등의 성분 중 1종 또는 2종 이상을 사용할 수 있다.
이하 본 발명 강판을 구성하는 미세 조직에 관하여 상세히 설명한다.
본 발명에서 대입열 용접 후에 형성되는 용접이음부의 미세조직은 침상 페라이트이고, 그 상분율은 85% 이상이어야 하는데, 이는 침상 페라이트 조직이 고강도와 고인성을 동시에 얻을 수 있는 조직이기 때문이다. 페라이트와 베이나이트 조직이 혼합되어 있는 경우는 충격인성에는 유리하지만 용접이음부 강도가 낮고, 미세조직이 마르텐사이트와 베이나이트 혼합조직인 경우는 용접이음부의 강도는 높지만 용접이음부의 인성 등의 기계적 성질이 좋지 않고 저온균열감수성이 증가하기 때문에 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명의 조직은 침상 페라이트를 주조직으로 하며, 잔부 조직은 폴리고날 페라이트 및 입계에 불가피하게 석출되는 페라이트 조직으로 구성된다.
또한, 용접이음부에 존재하는 산화물은 용접 후 용접이음부의 미세조직 변태에 큰 영향을 미친다. 즉, 조직의 생성 및 성질은 분포하는 산화물의 종류, 크기 및 그 개수에 크게 영향을 받게 된다. 특히 대입열 용접이음부의 경우 용접이음부의 냉각속도가 늦기 때문에 결정립이 조대화되고 결정입계로부터 조대한 입계 페라이트, Widmanstatten 페라이트, 베이나이트 등의 조직이 형성되어 용접이음부의 물성을 저하시킬 수 있으므로, 이를 방지하기 위해서는 용접금속내에 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물을 0.5㎛ 이하의 간격으로 균일하게 분산시키는 것이 중요하다.
나아가, TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물의 입경을 0.01~0.1㎛으로 한정 하는데, 입경이 0.01㎛ 미만에서는 대입열 용접이음부에서 침상 페라이트의 변태를 촉진시키는 역할이 부족하며, 또한 0.1㎛를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립에 대한 피닝(pinning, 결정립 성장억제)효과가 적어지고 조대한 비금속개재물과 같은 거동을 하여 대입열 용접이음부 기계적 성질에 좋지 않은 영향을 미치기 때문이다.
또한, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 산화물의 개수도 충분해야 하는바, TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물의 임계 개수는 1mm3당 1.0x107개 이상이어야 한다.
이하 본 발명에 의하여 형성된 용접이음부를 포함하는 용접구조용강에 관하여 상세히 설명한다.
상기 본 발명에 따라 제공되는 대입열 용접이음부는 85% 이상의 침상 페라이트 조직을 포함한다. 또한, TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물이 0.01~0.1㎛의 크기로 1mm3당 1.0x107개 이상이며, 그 간격은 0.5㎛이하로 미세하게 분포되어 있다.
이러한 용접이음부를 포함하는 용접구조용강는 대입열 SAW에만 국한되지 않고 다른 대입열 용접 프로세스에서도 사용될 수 있다. 이 때 대입열 용접이음부의 냉각속도가 빠르면 산화물을 미세분산시키고 조직이 미세화되기 때문에 냉각속도가 빠른 대입열 용접 프로세스가 사용될 수 있다. 또한 같은 이유로 용접이음부의 냉각 속도를 향상시키기 위하여 강재의 냉각 및 Cu-backing 방법도 사용될 수 있다. 그러나, 이와 같이 공지의 기술들이 본 발명에 적용되더라도 이는 본 발명의 단순한 변경에 불과하며 실질적으로 본 발명의 기술사상의 범위에 포함되는 것으로 해석할 수 있을 것이다.
이하 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
표 1과 같은 성분 조성을 갖는 용접구조용강을 100kJ/cm이상의 대입열 용접입열량을 적용하여 SAW에 의해 제조하였다. 이때 본 발명의 효과를 나타낼 수 있는 용접이음부 내의 Ti/O, Ti/N, N/B, Mn/S 및 (Ti+4B)/N의 값을 표 2에 나타내었다.
화학조성(중량%)
C Si Mn P S Ni Mo Ti B (ppm) N (ppm) Cu Al Cr Nb V Ca REM O (ppm)
발명강1 0.06 0.19 1.54 0.010 0.005 1.54 0.14 0.057 56 52 - 0.01 - - - - - 200
발명강2 0.07 0.32 1.50 0.012 0.005 1.44 0.15 0.046 45 54 - 0.005 - - - - - 240
발명강3 0.08 0.25 1.48 0.011 0.004 1.65 0.15 0.063 52 53 0.05 0.04 - - - - - 280
발명강4 0.08 0.22 1.48 0.008 0.005 1.54 0.12 0.040 50 50 - 0.03 - - - - - 280
발명강5 0.07 0.16 1.60 0.011 0.004 1.50 0.10 0.045 45 50 - 0.01 - - - - - 250
발명강6 0.07 0.14 1.50 0.09 0.005 1.65 0.12 0.050 42 54 - 0.02 - 0.1 - - - 280
발명강7 0.10 0.25 1.48 0.011 0.005 1.45 0.15 0.048 45 55 0.04 0.02 - - - - - 260
발명강8 0.11 0.35 1.52 0.012 0.006 1.55 0.18 0.060 46 65 - 0.01 - - 0.01 - - 240
발명강9 0.09 0.28 1.50 0.010 0.005 1.48 0.20 0.044 40 52 - 0.01 0.1 - - 0.001 - 250
발명강10 0.07 0.18 1.55 0.009 0.006 1.50 0.25 0.046 43 55 - 0.01 - - - - 0.005 260
비교강1 0.03 0.06 1.25 0.011 0.006 2.60 0.19 0.01 29 92 0.02 0.005 - - - - - 350
비교강2 0.05 0.13 1.93 0.011 0.004 1.71 0.20 0.025 69 110 0.04 0.001 - - - - - 320
비교강3 0.06 0.06 1.25 0.010 0.007 1.61 0.010 0.014 21 74 - 0.007 - - - - - 350
비교강4 0.04 0.19 2.0 0.008 0.004 1.75 0.15 0.02 105 56 0.02 - - - - - - 300
비교강5 0.06 0.28 1.56 0.013 0.008 1.46 0.14 0.058 58 71 0.012 - - - - - - 170
비교강6 0.06 0.26 1.53 0.012 0.007 1.50 0.16 0.057 52 140 0.03 0.012 - - - - - 240
비교강7 0.05 0.22 1.58 0.015 0.008 1.51 0.12 0.04 41 270 0.03 0.01 - - - - - 260
비교강8 0.07 0.14 1.56 0.011 0.006 1.52 0.11 0.024 42 180 0.32 0.03 - - 0.013 - - 200
비교강9 0.06 0.37 1.74 0.015 0.010 1.44 0.17 0.081 11 160 0.03 0.02 - - - - - 140
비교강10 0.05 0.26 1.66 0.009 0.004 0.05 0.15 0.042 45 130 - 0.006 - - - - - 250
비교강11 0.06 0.23 1.72 0.008 0.004 1.30 0.14 0.03 52 230 0.05 0.01 - - - - - 290
합금원소간의 구성비
Ti/O Ti/N N/B Mn/S (Ti+4B)/N
발명강1 2.9 11.0 0.9 308 15.3
발명강2 1.9 8.5 1.2 300 11.9
발명강3 2.3 11.9 1.0 370 15.8
발명강4 1.4 8.0 1.0 296 12.0
발명강5 1.8 9.0 1.1 400 12.6
발명강6 1.8 9.3 1.1 300 12.4
발명강7 1.8 8.7 1.3 296 12.0
발명강8 2.5 9.2 1.4 253 12.1
발명강9 1.8 8.5 1.4 300 11.5
발명강10 1.8 8.4 1.3 258 11.5
비교강1 0.3 1.1 3.2 208 2.3
비교강2 0.8 2.3 1.6 483 4.8
비교강3 0.4 1.9 3.5 178 3.0
비교강4 0.7 3.6 0.5 500 11.1
비교강5 3.4 8.2 1.2 195 11.4
비교강6 2.4 4.1 2.7 218 5.6
비교강7 1.5 1.5 6.6 198 2.1
비교강8 1.2 1.3 4.3 260 2.3
비교강9 5.8 8.1 9.1 174 8.5
비교강10 1.6 3.2 2.9 415 4.6
비교강11 1.0 4.4 430 2.2
상기와 같이 용접된 용접이음부의 기계적 성질을 평가하기 위한 시험편들은 용접이음부의 중앙부에서 채취하였다. 인장시험편은 KS규격(KS B 0801) 4호 시험편을 이용하였으며 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 10mm/mim에서 시험하였다. 충격시험편은 KS(KS B 0809) 3호 시험편에 준하여 제조하였다. 　
용접이음부의 인성에 중요한 영향을 미치는 산화물 및 복합산화물의 크기와 갯수 그리고 간격은 화상분석기(image analyzer)와 전자현미경을 이용한 포인트 카운팅(point counting)법으로 측정하였다. 이때, 피검면은 100mm2을 기준으로 하여 평가하였다. 그리고 대입열 용접이음부의 충격인성 평가는 충격시험편으로 가공하여 -20℃에서 샤피충격시험을 통하여 평가하였다. 　
상술한 바와 같이 용접이음부의 물성을 평가하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구분 입열량 TiO 및 TiO+MnS+(Ti-B)N 용접이음부 침상 페라이트 분율(%) 용접이음부 기계적 성질
용접입열량 (kJ/cm) 개수 (개/mm3) 평균크기 (㎛) 인장강도 (MPa) vE -20℃ (J)
발명강1 120 3.4X108 0.016 89 640 197
발명강2 150 4.6X108 0.017 89 650 223
발명강3 120 3.7X108 0.012 87 680 210
발명강4 100 4.6X108 0.016 88 660 235
발명강5 180 6.4X108 0.018 87 650 220
발명강6 190 5.2X108 0.025 89 630 220
발명강7 220 3.6X108 0.013 90 640 198
발명강8 130 4.3X108 0.026 91 660 188
발명강9 130 5.6X108 0.024 88 665 241
발명강10 110 5.3X108 0.014 85 620 209
비교강1 120 3.0X106 0.045 46 650 44.7
비교강2 120 4.3X106 0.051 52 640 64.4
비교강3 120 2.5X106 0.054 44 650 58.8
비교강4 120 3.0X106 0.064 45 660 46.2
비교강5 120 2.5X105 0.037 37 650 57.04
비교강6 130 2.5X106 0.056 42 680 47.0
비교강7 130 3.0X106 0.043 44 665 56.4
비교강8 230 4.1X105 0.046 52 610 46.9
비교강9 130 2.8X105 0.041 59 610 58.2
비교강10 230 3.4X105 0.046 52 620 56.7
비교강11 130 2.6X106 0.043 41 625 57.6
상기 표 3 에서 나타낸 바와 같이, 본 발명에 의해 제조된 대입열 용접구조용강은 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물의 개수는 2X108개/mm3이상의 범위를 가지고 있는데 반해, 비교강의 경우는 4.3 X10 6개/mm3이하의 범위를 보이고 있어 비교강에 비해 발명강은 상당히 균일하면서도 미세한 복합석출물 크기를 가지며 그 개수 또한 현저히 많음을 알 수 있다.
또한 발명강들의 미세조직은 침상 페라이트를 주조직으로 폴리고날 페라이트 기타 입계에 불가피하게 석출되는 페라이트로 구성되며, 침상 페라이트 상분율이 모두 85% 이상으로 높으므로 대입열 SAW 용접시 비교강에 비해 우수한 용접이음부 충격인성을 보인다는 사실을 알 수 있다.
본 발명의 실시예에 의할 때, 본 발명에 의하여 제조되는 용접이음부를 포함하는 용접구조용강은 보다 우수한 인장강도, 연신율, 경도 특성 및 표면 특성을 가지는 것으로 볼 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.01~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Ti: 0.01~0.1%, Ni: 0.5~3.0%, B: 0.0003~0.01%, Mo: 0.05~1.0%, N: 0.004~0.008%, P: 0.030% 이하, Al: 0.005~0.05%, S: 0.030% 이하, O: 0.01~0.03%, 기타 불가피한 불순물 및 잔부 Fe를 포함하고,
    상기 Ti, O, N 및 B 사이에는 Ti/O: 1.3~3.0, Ti/N: 7~12, N/B: 0.8~1.5 및 (Ti+4B)/N: 11~16의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 용접구조용강.
  2. 삭제
  3. 제1항에 있어서, 상기 Mn 및 S 사이에는 Mn/S: 220~400의 관계가 성립하는 것을 특징으로 하는 용접구조용강.
  4. 제1항에 있어서 상기 용접구조용강은 Cu: 0.01~2.0%, Nb: 0.0001~0.1%, V: 0.005~0.1%, Cr: 0.05~1.0%, W: 0.05~0.5%, Zr: 0.005~0.5%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 용접구조용강.
  5. 제4항에 있어서, 상기 용접구조용강에 Cu와 Ni가 복합첨가되는 경우, 이들의 합계는 3.5% 이하임을 특징으로 하는 용접구조용강.
  6. 제1항에 있어서, 상기 용접구조용강은 Ca: 0.0005~0.05%, REM: 0.005~0.05% 또는 Ca: 0.0005~0.05% 및 REM: 0.005~0.05%를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 용접구조용강.
  7. 제1항에 있어서, 상기 용접구조용강의 용접이음부 미세조직은 조직 분율로 침상 페라이트가 85% 이상이며, 잔부는 폴리고날 페라이트 기타 입계 페라이트 조직임을 특징으로 하는 용접구조용강.
  8. 제1항에 있어서, 상기 용접구조용강의 용접이음부는 조직 내에 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물이 0.5㎛ 이하의 간격으로 균일 분산되어 있는 것을 특징으로 하는 용접구조용강.
  9. 제8항에 있어서, 상기 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물은 그 입경이 0.01~0.1㎛임을 특징으로 하는 용접구조용강.
  10. 제8항에 있어서, 상기 용접구조용강의 용접이음부 내의 TiO 및 TiO-(Ti,B)N-MnS 복합산화물 입자 개수는 1mm3당 1.0x107개 이상임을 특징으로 하는 용접구조용강.
KR1020070129948A 2007-12-13 2007-12-13 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강 KR100957940B1 (ko)

Priority Applications (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020070129948A KR100957940B1 (ko) 2007-12-13 2007-12-13 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강
JP2010537866A JP5487114B2 (ja) 2007-12-13 2008-12-12 大入熱衝撃靭性に優れた溶接継手を含む溶接構造用鋼
CN2008801250346A CN101918607B (zh) 2007-12-13 2008-12-12 具有在焊接热影响区冲击韧性较好的焊接接头的大线能量焊接高强度钢板
PCT/KR2008/007358 WO2009075542A2 (en) 2007-12-13 2008-12-12 High strength steel plate for high heat input welding having welded joint with superior impact toughness in weld heat affected zone

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020070129948A KR100957940B1 (ko) 2007-12-13 2007-12-13 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20090062598A KR20090062598A (ko) 2009-06-17
KR100957940B1 true KR100957940B1 (ko) 2010-05-13

Family

ID=40755992

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020070129948A KR100957940B1 (ko) 2007-12-13 2007-12-13 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP5487114B2 (ko)
KR (1) KR100957940B1 (ko)
CN (1) CN101918607B (ko)
WO (1) WO2009075542A2 (ko)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5607002B2 (ja) 2011-02-02 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
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
KR101351266B1 (ko) * 2011-10-21 2014-01-15 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 900ＭＰａ급 고강도 용접부
WO2016072681A1 (ko) * 2014-11-03 2016-05-12 주식회사 포스코 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
CN112522567B (zh) * 2019-09-19 2022-06-24 宝山钢铁股份有限公司 高强薄规格高耐蚀钢及其制造方法
KR20230094724A (ko) * 2021-12-21 2023-06-28 주식회사 포스코 대입열 인성이 향상된 고강도 용접이음부

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020007468A (ko) * 2000-07-13 2002-01-29 이구택 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물
JP2004124218A (ja) 2002-10-07 2004-04-22 Jfe Steel Kk 靭性に優れた溶接金属を有するエレクトロスラグ溶接継手
KR20040058582A (ko) * 2002-12-27 2004-07-05 주식회사 포스코 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법
KR20060049390A (ko) * 2004-10-27 2006-05-18 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 대입열 용접 이음매 인성이 우수한 후강판

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3739997B2 (ja) * 2000-05-24 2006-01-25 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高張力鋼板
EP1254275B1 (en) * 2000-12-14 2008-01-09 Posco STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME
JP3502842B2 (ja) * 2001-03-01 2004-03-02 新日本製鐵株式会社 低ＹＲ特性ならびに超大入熱溶接継手靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼
JP3759474B2 (ja) * 2002-05-31 2006-03-22 新日本製鐵株式会社 大入熱サブマージアーク溶接方法
WO2004022807A1 (ja) * 2002-09-04 2004-03-18 Jfe Steel Corporation 大入熱溶接用鋼材およびその製造方法
JP4341395B2 (ja) * 2003-12-09 2009-10-07 住友金属工業株式会社 大入熱溶接用高張力鋼と溶接金属
JP4903107B2 (ja) * 2007-09-28 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020007468A (ko) * 2000-07-13 2002-01-29 이구택 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물
JP2004124218A (ja) 2002-10-07 2004-04-22 Jfe Steel Kk 靭性に優れた溶接金属を有するエレクトロスラグ溶接継手
KR20040058582A (ko) * 2002-12-27 2004-07-05 주식회사 포스코 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법
KR20060049390A (ko) * 2004-10-27 2006-05-18 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 대입열 용접 이음매 인성이 우수한 후강판

Also Published As

Publication number Publication date
CN101918607B (zh) 2012-09-19
JP5487114B2 (ja) 2014-05-07
CN101918607A (zh) 2010-12-15
WO2009075542A2 (en) 2009-06-18
KR20090062598A (ko) 2009-06-17
JP2011506766A (ja) 2011-03-03
WO2009075542A3 (en) 2010-07-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100910493B1 (ko) 저온 ｃｔｏｄ특성이 우수한 플럭스 코어드 아크용접금속부
KR101271866B1 (ko) 극저온 충격인성이 우수한 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 금속부
KR100833048B1 (ko) 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부
KR100957940B1 (ko) 대입열 충격인성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강
KR101143132B1 (ko) 플럭스 코어드 아크 용접이음부
KR100957982B1 (ko) Ｃｔｏｄ 특성이 우수한 용접이음부를 포함하는용접구조용강
KR101665696B1 (ko) 충격인성이 우수한 고강도 플럭스 코어드 아크 용접 금속부
KR100833047B1 (ko) 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접이음부
KR101695982B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고강도 서브머지드 아크 용접 금속부
KR20070068211A (ko) 대입열 용접에 적용되는 용접용 강재의 제조 방법 및대입열 용접에 의해 제조된 용접 구조물
KR101439698B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고강도 가스 메탈 아크 용접금속부
KR101207722B1 (ko) 대입열 용접부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법
KR100940667B1 (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 강재 및 그제조방법
KR100928797B1 (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 극저탄소 베이나이트강재 및 그 제조방법
KR20020041535A (ko) 재결정제어압연에 의한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법
KR100362682B1 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재와 그제조방법
KR100376521B1 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및그 제조방법
KR20100050039A (ko) 저온 충격 인성이 우수한 대입열 아크 용접금속부
KR100470650B1 (ko) 침질처리와 이상역 제어압연에 의한 고강도 용접구조용강재의 제조방법
KR101568516B1 (ko) 충격인성이 우수한 초고강도 가스메탈 아크 용접이음부
KR20020038891A (ko) 침질처리에 의한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법
KR20120014413A (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법
KR20210009934A (ko) 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재 및 그 제조방법
KR20160078771A (ko) 충격인성이 우수한 고강도 대입열 플럭스 코어드 아크 용접금속부
KR20020008901A (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법

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: 20130503

Year of fee payment: 4

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140507

Year of fee payment: 5

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150506

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160503

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170508

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180508

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20190508

Year of fee payment: 10