KR101889189B1 - 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101889189B1
KR101889189B1 KR1020160176896A KR20160176896A KR101889189B1 KR 101889189 B1 KR101889189 B1 KR 101889189B1 KR 1020160176896 A KR1020160176896 A KR 1020160176896A KR 20160176896 A KR20160176896 A KR 20160176896A KR 101889189 B1 KR101889189 B1 KR 101889189B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
weight
less
steel
temperature
inclusions
Prior art date
Application number
KR1020160176896A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20180073256A (ko
Inventor
고성웅
박연정
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 KR1020160176896A priority Critical patent/KR101889189B1/ko
Priority to EP17882598.0A priority patent/EP3561106A4/en
Priority to US16/471,268 priority patent/US20190382865A1/en
Priority to PCT/KR2017/013550 priority patent/WO2018117449A1/ko
Priority to CN201780079763.1A priority patent/CN110114490A/zh
Priority to JP2019533605A priority patent/JP2020503445A/ja
Publication of KR20180073256A publication Critical patent/KR20180073256A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101889189B1 publication Critical patent/KR101889189B1/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
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Abstract

C: 0.03~0.06중량%, Si: 0.2~0.4중량%, Mn: 1.0~1.6중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Cu: 0.05~0.4중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며, 두께 40mm 이상이고, 인장강도 450Mpa이상인 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

Description

수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법{TS 450MPA GRADE HEAVY GUAGE STEEL SHEET HAVING EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN INDUCED CRACKING AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 두께 40mm 이상의 인장강도 450MPa급 노말라이징 열처리 후육 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
API(American Petroleum Institute)규격의 수소유기균열 보증용 후판 강재는 라인파이프 및 프로세스파이프 용도 등으로 사용되고 있으며, 사용환경에 따라 강재의 요구물성 및 제조 프로세스가 결정된다. 최종 고객사가 고온의 환경을 사용하게 되면 강재의 제조 프로세스 또한 노말라이징이나 ?칭/템퍼링 등의 열처리 프로세스를 요구하게 되며, 더욱이 강관의 제조공정에 노말라이징 프로세스가 포함되면 열처리 강재 중 노말라이징 강을 요구하게 된다.
하지만, 노말라이징 강은 일반적으로 공냉재의 특성상 강도가 낮으며, 강도 상승을 위해 C, Mn 등의 합금원소의 함량을 향상시키면 수소유기균열 저항성이 급격히 감소하는 문제가 발생된다. 그 이유는 C, Mn 등의 첨가에 따라 강재 내의 펄라이트 함량이 증가하고 일정 비율의 펄라이트 분율 이상에서는 수소유기균열 저항성이 급격히 감소하기 때문이다. 또한, 노말라이징 강재의 특성 상 강관의 조관 후에는 수소유기균열에 대한 저항성이 감소하므로 최근에는 수소유기균열 저항성의 요구수준이 엄격해지고 있다.
수소유기균열 저항성 확보를 위한 노말라이징 강재의 제조를 위해서 현재까지 아래와 같은 기술들이 제안된 바 있다.
국내 특허공개 2004-0021117　호 공보는 발전소의 보일러, 압력용기 등의 소재에 이용되는 인성이 우수한 인장강도 600MPa급 압력용기용 강재를 제안하고 있는데, 상기 공보에 제안된 압력용기용 강은 중량%로, C:0.08~0.16%, Si:0.1~0.4%, Mn:0.8~1.8%, Mo:0.2~0.8%, Ni:0.3~0.8%, B:0.0005~0.003%, Ti:0.005~0.025%, Al:0.01~0.08%, P:0.010%이하, S:0.010% 이하, N:0.010% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 Ac3 ~ 930℃ 온도범위에서 열처리한 후 판두께 중심부에서 0.5~5℃/초 냉각속도로 상온까지 강제 냉각시키는 공정을 포함하여 이루어지는 인성이 우수한 인장강도 600MPa급 압력용기용 강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
그러나, 상기 국내 특허공개 2004-0021117　호 공보에 기재된 성분 및 제조조건으로는 C 함량이 높아 수소유기균열 저항성이 우수한 노말라이징 강을 제조할 수 없을 뿐만 아니라, 노말라이징 강재의 강도향상에 효과가 없는 Mo를 적극 활용하였다는 단점이 있다. 이와 더불어, Cu가 사용되지 않음에도 불구하고 고온 취성(Hot Shortness) 방지를 위해 첨가되는 Ni을 다량 사용하였다는 단점이 있다. 또한, 저강도 강재의 수소유기균열 저항성에 큰 영향을 미치는 개재물의 분포에 대하여 고려되지 않은 문제점이 있다.
국내 공고 0833070 공보 에는 인장강도 500MPa급을 만족하면서, 수소유기균열성 저항성이 우수한 압력용기용 후강판을 제안하고 있는데, 상기 공보에 제안된 압력용기용강 및 제조방법은 중량 %로, C: 0.1~ 0.30%, Si: 0.15~0.40%, Mn : 0.6~1.2%, P : 0.035% 이하, S : 0.020% 이하, Al : 0.001~0.05%, Cr : 0.35% 이하, Ni : 0.5% 이하, Cu : 0.5% 이하, Mo :0.2% 이하, V: 0.05%이하, Nb :0.05% 이하, Ca: 0.0005~0.005, 나머지는 불가피한 불순물 및 Fe로 구성되며; 성분 제약식으로 (1) Cu + Ni + Cr + Mo < 1.5%, (2) Cr + Mo < 0.4% (3) V + Nb < 0.1% (4) Ca / S > 1.0 을 만족하는 강판을, 1050 ~ 1250℃에서 재가열 하는 재가열 단계; 미재결정역 온도 이상에서 열간 압연하는 재결정 제어 압연 단계; 850 ~ 950℃에서 1.3×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(mm)를 의미)의 조건으로 열처리하는 노말라이징 단계 를 포함하는 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 500MPa급 강판의 제조 방법에 관한 것이다.
그러나, 상기의 국내 공고 0833070공보에는 국내 특허공개 2004-0021117호　공보와 마찬가지로 노말라이징 강재의 강도 향상에 효과가 적은 Cr, Mo, V을 활용하고 있으며, C 함량도 0.1 중량% 이상으로 수소유기균열 저항성 확보에도 문제가 있을 것으로 판단된다.
본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명에 따르면 강 성분과 미세조직 및 압연, 냉각, 열처리 방법을 최적화하여, 수소유기균열 저항성이 우수한 두께 40mm 이상의 인장강도 450MPa급 노말라이징 열처리 후육 강재를 제공하고자 한다. 또한, 종래의 기술과는 달리 Cr, Mo, V 등의 고가 석출형 원소를 포함하지 않으면서 통상적인 노말라이징 열처리 방법보다 높은 온도에서 열처리를 행함으로써 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 노말라이징 열처리 후육 강재를 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
상기 본 발명의 과제를 해결하기 위하여, 본 발명의 일 측면은 C: 0.03~0.06중량%, Si: 0.2~0.4중량%, Mn: 1.0~1.6중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Cu: 0.05~0.4중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며, 두께 40mm 이상이고, 인장강도 450Mpa이상인 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재에 관한 것이다.
상기후육 강재는 Nb: 0.005%~0.05 중량%, Ti: 0.005%~0.03중량%를 선택적으로 더 포함할 수 있다.
상기 후육 강재는 미세조직으로 페라이트와 펄라이트 복합조직을 가지며, 펄라이트의 면적분율이 10% 미만인 것을 특징으로 할 수 있다.
상기 후육 강재는 Al-Ca계 개재물을 포함하고, 압연방향을 기준으로 할 때, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 C: 0.03~0.06중량%, Si: 0.2~0.4중량%, Mn: 1.0~1.6중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하, N: 0.01중량% 이하, Cu: 0.05~0.4중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지는 슬라브를 준비하는 단계;
상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 900℃ 이상으로 총압하 두께가 200mm미만으로 열간 압연하는 단계; 및
상기 열간 압연된 강판을 1000~1100℃의 온도에서 노말라이징 열처리하는 단계;를 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재의 제조 방법에 관한 것이다.
본 발명에 따르면 강 성분과 미세조직, 압연방법을 최적화하여 수소유기균열 저항성이 우수하고 낮은 제조원가로 인장강도가 450MPa 이상인 두께 40mm 이상의 강재를 제조할 수 있는 효과를 얻을 수 있다.
도 1은 발명예 1과 동일한 성분의 비교예 5 내지 10의 노말라이징 온도에 따른 인장강도의 분포를 나타낸 도면이다.
도 2는 비교예 7(저온압연재) 수소유기균열 파면에서의 Al-Ca계 개재물을 나타낸 도면이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
본 발명자들은 연구와 실험을 거듭하면서 기존 노말라이징 강재에서 흔히 사용하고 있던 Cr, Mo, V 등이 강도 향상에 효과가 없음을 발견하였고, C, Si, Mn, Cu 등의 고용강화형 합금원소가 노말라이징 강의 강도 향상에 큰 영향을 미친다는 것을 발견하였다. 이와 더불어 수소유기균열 저항성 열화에 가장 큰 영향을 미치는 원소가 C, Mn 이라는 점에 착안하여 C, Mn 함량을 제한함과 동시에 Si, Cu를 활용함으로써 두께 40mm 이상의 후물재에서도 강도의 확보가 가능함을 확인하였다. 또한, Si, Cu의 추가적인 효과는 페라이트 기지상을 강화시킴으로써 저강도 강재의 수소유기균열에 취약한 연질 기지조질을 개선시킬 수 있다는 것을 발견하였다.
한편, 본 발명자들은 저강도 강에서 발생하는 수소유기균열이 강중에 포함된 개재물의 분포와 밀접한 관계가 있음을 발견하여 개재물 분포를 제한하는 방법을 구상하게 되었다.
일반적으로 노말라이징 강재는 제조원가의 측면에서 고온 일반압연을 적용하고 있지만, 강재의 두께가 얇아질수록 마무리압연 온도가 낮아지는 특성을 가진다. 또한, 강재의 두께가 얇아지거나 슬라브의 두께가 두꺼울수록 제품 두께 확보를 위한 총압하 두께가 증가하는 특징을 가진다. 본 발명에서는 마무리 압연온도가 낮아지거나 총압하 두께가 증가할수록 노말라이징 강재의 수소유기균열 저항성이 감소하는 현상을 발견하여 마무리압연 온도를 일정수준 이상으로 제한하고 슬라브 재가열 전의 슬라브 두께를 최적화하여 총압하 두께를 제한하는 것을 제안 하였다.
또한, 노말라이징 강의 경우 동일 성분이라도 강판의 두께가 증가할수록 냉각속도가 감소하게 되어 두께 증가에 따라 인장강도 확보가 용이하지 않다. 노말라이징 강의 강도 확보를 위해서는 일반적으로 C, Mn 등의 함량을 추가하거나 노말라이징 온도를 감소하여 오스테나이트 결정립을 미세화하는 방법이 사용되지만, 함량 추가 시에는 수소유기균열 저항성이 감소하는 단점이 있으며, 노말라이징 온도 감소만으로 충분한 강도 증가를 기대할 수 없다. 본 발명에서는 노말라이징 온도를 증가시키면 오스테나이트 결정립이 조대화 된다는 것에 착안하여 결정립 조대화에 의한 소입성 증가 효과를 극대화 하기 위해 일반적인 수준 이상의 노말라이징 온도를 제안하였다.
이하, 더욱 상세하게 본 발명의 수소유기균열 저항성이 우수한 두께 40mm 이상의 인장강도 450MPa급 노말라이징 열처리 강판의 성분계에 대하여 설명한다.
C: 0.03~0.06중량%
C은 다른 성분과 함께 제조 방법과 밀접하게 관련되어 있다. 강 성분 중에서도 C은 강재의 특성에 가장 큰 영향을 미친다. C 함량이 0.03중량% 미만일 경우에는 강도 확보가 어렵고 용접 열영향부가 필요 이상으로 연화되는 반면, C 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 강판의 수소유기균열 저항성과 용접성을 떨어뜨리기 때문에 본 발명에서는 C 함량을 0.03~0.06중량%로 그 범위를 한정한다.
Si: 0.2~0.4중량%
Si은 제강 공정의 탈산제로 작용할 뿐만 아니라 강재의 강도를 높이는 역할을 한다. Si 함량이 0.2중량% 미만일 경우에는 강도 확보가 용이하지 않으며, 0.4중량%를 초과할 경우에는 용접성을 저해함은 물론이고 압연 시 스케일 박리성을 유발하기 때문에 그 함량을 0.2~0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.0~1.6중량%
Mn은 일정수준 첨가까지 페라이트 변태온도를 낮춤으로써 충격인성을 저해하지 않고 강의 강도를 향상시키는 원소로 1.0중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만, 1.6중량%를 초과하여 첨가되면 중심편석이 발생하여 수소유기균열 저항성을 급격하게 하락시키는 문제가 있기 때문에 그 함량을 1.0~1.6중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03중량% 이하
P는 불순물 원소이며, 그 함량이 0.03중량% 초과하면 용접성이 현저히 저하될 뿐만 아니라 충격인성이 열화되므로, 그 함량을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, 저온 충격인성의 측면에서 0.01중량% 이하가 더욱 바람직하다.
S: 0.003중량% 이하
S도 불순물 원소이며 그 함량이 0.003중량%를 초과하면 강의 연성, 충격인성 및 용접성을 열화시키는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 특히, S는 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 저온 충격인성을 저하시키기 때문에 0.002중량% 이하가 더욱 바람직하다.
Al: 0.06중량% 이하
통상적으로 Al은 용강중에 존재하는 산소와 반응하여 산소를 제거하는 탈산제의 역할을 수행한다. 따라서, Al은 강재내에 충분한 탈산력을 갖출 정도로 첨가되는 것이 일반적이다. 그러나, 0.06중량%를 초과하여 첨가되면 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 충격인성을 저해하므로 그 함량을 0.06중량% 이하로 제한한다.
N: 0.01중량% 이하
N은 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.01중량%를 상한으로 한다. N은 Al, Ti, Nb, V등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 함유량이 0.01중량%를 초과하여 과도하게 함유되어 고용상태의 N이 존재하고 이들 고용상태의 N은 저온인성에 악영향을 미치므로 그 범위를 0.01중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.05~0.4중량%
Cu는 고용강화를 통하여 페라이트의 강도를 향상시키는 원소로서 0.05중량% 이상이 첨가되어야 한다. 그러나, Cu는 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 원소이므로 그 상한을 0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.05~0.5중량%
Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소로 Cu첨가강의 열간 압연 시에 발생하는 표면 균열을 감소시키기 위해서 0.05중량%이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한 0.5중량% 이상의 Ni 첨가는 강재의 가격을 올리게 되므로 그 상한은 0.5중량%로 한다.
Ca: 0.0005~0.003중량%
Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 중심부에 생기는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 강재의 중심부에 연신개재물로 존재하며 그 양이 많아 부분적으로 밀집이 되면, 두께방향 인장시 연신율을 감소시키는 역할을 한다. 첨가된 Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해한다. 이러한 Ca의 MnS구상화 작용은 구상화 효과가 나타나기 위해서는 0.0005중량%이상 첨가되어야 한다. Ca은 휘발성이 크므로 수율이 낮은 원소로 제공공정에서 발생되는 부하를 고려하여 그 상한을 0.003중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판은 상술한 조성에 더하여 Nb 및 Ti를 선택적으로 더 포함할 수 있다.
Nb: 0.005~0.05중량%
상기 Nb는 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키기 위하여 0.005중량% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, 상기 Nb가 0.05중량%를 초과하여 과도하게 첨가되면 중심부에 Ti와 함께 정출되어 수소유기균열을 유발하므로 본 발명에서는 Nb의 상한을 0.05중량%로 제한한다.
Ti: 0.005~0.03중량%
Ti은 슬라브 재가열 시, N과 결합하여 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 효과적인 원소이다. 하지만, 상기 Ti이 0.03중량%를 초과하여 첨가되면 열처리재의 저온 충격인성이 열화되므로 본 발명에서는 Ti의 상한을 0.03중량%로 제한한다. 저온 인성 측면에서 0.01중량% 이하로 첨가하는 것이 더욱 바람직하다.
그러나, 상기와 같은 조성을 가진 강재는 원소의 함량 및 압연, 냉각조건 및 열처리 조건에 따라 상이한 미세조직이 형성되고 동일한 조성이라도 미세조직에 따라 강도 및 수소유기균열 저항성에 영향을 주기 때문에, 더욱 상세하게 본 발명의 수소유기균열 저항성이 우수한 두께 40mm 이상의 인장강도 450MPa 이상급 노말라이징형 강재의 미세조직에 대하여 설명한다.
기지조직: 페라이트, 펄라이트 복합 조직
본 발명의 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 노말라이징 강판은 두께 40mm 이상의 강으로 두께에 관계 없이 인장강도 450Mpa 이상급의 고강도를 유지함과 동시에 수소유기균열 저항성이 우수한 강이다. 노말라이징 강은 과도한 성분 첨가 없이는 일반적으로 기지조직으로 페라이트와 펄라이트의 이상을 가지지만, 기지조직 내의 펄라이트 분율이 10면적% 이상일 경우에는 수소유기균열에 대한 저항성이 낮아지기 때문에 본 발명에서는 펄라이트의 분율이 10% 미만으로 제한한다.
직경 2mm 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리: 100mm 이상
Al-Ca계 개재물은 저강도강의 수소유기균열 저항성을 열화시키는 인자로서 압연방향으로 직경 2mm 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100mm 미만일 경우, 수소유기균열 저항성을 열화시키기 때문에 본 발명에서는 직경 2mm 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리 하한을 100mm로 제한한다.
가열온도: 1100~1300℃
상기 가열온도는 강 슬라브를 열간압연 하기 위해 고온으로 가열하는 공정으로 가열온도가 본 발명에서 제한하는 상한치인 1,300℃를 초과하는 경우 오스테나이트 결정립이 과도하게 조대화 되어 강의 강도가 낮아지고 표면 스케일 불량이 생길 수 있으며, 1100℃ 미만인 경우에는 합금원소 재고용율이 떨어지기 때문에 본 발명에서는 재가열온도의 범위를 1100~1300℃로 제한하고, 강도와 인성의 측면에서 보다 바람직하게 1100~1180℃로 제한한다.
마무리 압연 온도: 900℃ 이상
상기의 압연온도가 낮을수록 결정립이 미세화되어 강재의 저온인성이 향상되는 효과가 있기는 하지만, 마무리 압연온도가 900℃ 미만일 경우에는 대형 Al-Ca계 개재물이 압연방향으로 분할되어 직경 2mm 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100mm 미만이되어 강의 수소유기균열 저항성을 급격하게 열화시키므로, 본 발명에서는 마무리 압연 온도를 900℃ 이상으로 제한한다.
슬라브 총압하 두께: 200mm 미만
TMCP재의 경우, 상기 슬라브 총압하 두께가 증가할수록 결정립이 미세화되어 저온인성이 향상되는 효과가 있지만, 슬라브 총압하 두께가 200mm 이상인 경우에는 압연 중 노말라이징재의 Al-Ca계 개재물이 압연방향으로 쉽게 분할되고, 직경 2mm 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100mm 미만이 되어 강의 수소유기균열 저항성을 급격하게 열화시키므로 본 발명에서는 슬라브 총압하 두께를 200mm 이하로 제한한다.
냉각방법: 공냉
상기 냉각방법은 본 발명에서 제공하는 강재가 압연 후에 열처리를 거치기 때문에 중요한 공정변수는 아니지만, 고온으로 부터의 수냉 시에는 강판의 형상 변형 및 생산성 저항의 원인이 되므로 냉각 방식을 공냉으로 제한하고 있다.
노말라이징 온도: 1,000~1,100℃
상기 온도는 압연 후, 냉각된 강판을 일정온도 이상의 오스테나이트 영역으로 재가열하는 온도를 의미하며 가열 후, 공냉을 수행한다. 통상적으로 노말라이징 온도는 Ar3 온도 직상에서 수행을 하지만, 본 연구에서 제안하는 노말라이징 온도 범위는 오스테나이트 결정립 성장을 통한 결정립 조대화를 목표로 하고 있기 때문에 통상의 노말라이징 온도를 벗어난다.
노말라이징 온도가 1,000℃ 미만인 경우에는 오스테나이트 결정립이 충분히 조대화 되지 않아 공냉 시에 충분한 소입성을 확보할 수 없으며, 공냉 시에 형성된 페라이트 및 펄라이트가 오스테나이트 상으로 완전변태가 일어나지 않고, 1,100℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 과도하게 조대화 되어 저온인성을 열화시키는 역할을 함과 동시에 강 표면에 고온 스케일을 야기하므로 본 발명에서는 노말라이징 재가열온도의 범위를 1,000~1,100℃로 제한한다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시 예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 정해지는 것이기 때문이다.
(실시예)
실시예1
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 가열, 열간압연 및 재가열하여 강판을 제조하였다. 하기 표 1 및 표 2에서 발명예는 본 발명의 조성 및 제조조건에 부합되는 것이고, 비교예는 본 발명의 조성 및 제조조건 중의 어느 하나 이상을 벗어난 것이다.
하기 표 1의 발명예 및 비교예는 표 1의 조성 및 표 2의 제조 공정 조건에 따르는 것을 제외하고 동일한 공정에 의해 제조된 것이다. 구체적으로, 발명예 및 비교예의 강판은 하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 표 2의 가열온도로 가열하고, 표 2의 마무리 압연 온도 및 총압하 두께로 압연한 후 공냉하고, 표 2의 재가열 온도로 재가열한 후 공냉한 것이다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 펄라이트 면적 분율, Al-Ca계 개재물 사이의 거리, 인장강도 및 수소유기균열 민감도(CLR: Crack Length Ratio)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
상기 펄라이트 면적 분율 및 Al-Ca계 개재물 사이의 거리는 강판의 미세조직을 관찰한 것이고, 수소유기균열 민감도(CLR)는 NACE(미국 National Association of Corrosion Engineers)에서 규정된 방법을 준수하여 시험을 거친 후 시편 전체 길이에 대하여 발생된 수소유기균열 길이의 백분율을 구하여 기재한 것이다.
하기 표 1의 기재된 값은 중량%를 의미한다. 비교예1 내지 4는 본원 발명의 실시예에 대하여 표 1에 기재된 조성이 벗어난 비교예이고, 비교예5 내지 10은 본 발명의 공정 조건이 벗어난 비교예이다.
Figure 112016126341750-pat00001
Figure 112016126341750-pat00002
Figure 112016126341750-pat00003
표 1 내지 표 3을 참조하면, 발명예1 내지 2는 본 발명의 실시 예를 따르는 성분계, 성분범위 및 공정 조건을 만족하는 경우로서, 인장강도가 450MPa 이상이고, 수소유기균열 민감도(CLR)가 1%이하이며, 수소유기균열 저항성이 우수함을 알 수 있다.
반면, 본 발명의 성분계, 성분범위 및 공정 조건 중의 어느 하나 이상을 벗어나는 비교예1 내지 10은 인장강도가 450MPa 보다 작거나, 수소유기균열 민감도(CLR)가 1%를 초과되며, 수소유기균열 저항성이 충분하지 않다.
이를 통하여, 본 발명의 조성 및 제조공정에 따라 강판을 제조함으로써 수소유기균열 저항성이 우수한 두께 40mm 이상의 인장강도 450MPa급 후판 강재를 얻을 수 있음을 알 수 있다.

Claims (8)

  1. C: 0.03~0.06중량%, Si: 0.2~0.4중량%, Mn: 1.0~1.6중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01중량% 이하, Cu: 0.05~0.4중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지며,
    그 내부에 Al-Ca계 개재물을 포함하고, 압연방향을 기준으로 할 때, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상인 것을 특징으로 하는 두께 40mm 이상이고, 인장강도 450Mpa이상인 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    Nb: 0.005%~0.05중량%, Ti: 0.005%~0.03중량%를 선택적으로 더 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재.
  3. 제 1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 후육 강재는 미세조직으로 페라이트와 펄라이트 복합조직을 가지며, 펄라이트의 면적분율이 10% 미만인 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재.
  4. 삭제
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 후육 강재의 수소유기균열 민감도(CLR)가 1%이하인 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재.
  6. C: 0.03~0.06중량%, Si: 0.2~0.4중량%, Mn: 1.0~1.6중량%, P: 0.03중량% 이하, S: 0.003중량% 이하, Al: 0.06 중량% 이하(0%는 미포함), N: 0.01중량% 이하, Cu: 0.05~0.4중량%, Ni: 0.05~0.5 중량%, Ca: 0.0005~0.003중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 조성을 가지는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 마무리 압연 온도가 900℃ 이상으로 총압하 두께가 200mm미만으로 열간 압연하는 단계; 및
    상기 열간 압연된 강판을 1000~1100℃의 온도에서 노말라이징 열처리하는 단계;를 포함하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재의 제조 방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 노말라이징 열처리 후육 강재는 미세조직으로 페라이트와 펄라이트 복합조직을 가지며, 펄라이트의 면적분율이 10% 미만인 것을 특징으로 하는 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재의 제조 방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 노말라이징 열처리 후육 강재는 Al-Ca계 개재물을 포함하고, 압연방향을 기준으로 할 때, 직경 2μｍ 이상인 Al-Ca계 개재물 사이의 최소거리가 100μｍ이상인 수소유기균열 저항성이 우수한 후육 강재의 제조 방법.

KR1020160176896A 2016-12-22 2016-12-22 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법 KR101889189B1 (ko)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160176896A KR101889189B1 (ko) 2016-12-22 2016-12-22 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법
EP17882598.0A EP3561106A4 (en) 2016-12-22 2017-11-24 THICKKWARE STEEL PLATE WITH 450MPA DEGREE OF TENSILE STRENGTH AND EXCELLENT RESISTANCE TO HYDROGEN-INDUCED RIP FORMATION, AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF
US16/471,268 US20190382865A1 (en) 2016-12-22 2017-11-24 Heavy-wall steel plate having 450mpa-grade tensile strength and excellent resistance to hydrogen induced cracking and method for manufacturing same
PCT/KR2017/013550 WO2018117449A1 (ko) 2016-12-22 2017-11-24 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450mpa급 후육 강재 및 그 제조방법
CN201780079763.1A CN110114490A (zh) 2016-12-22 2017-11-24 具有450MPa级抗拉强度和优异的抗氢致开裂性的厚壁钢板及其制造方法
JP2019533605A JP2020503445A (ja) 2016-12-22 2017-11-24 耐水素誘起割れ性に優れた引張強度４５０ＭＰａ級の厚肉鋼材及びその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160176896A KR101889189B1 (ko) 2016-12-22 2016-12-22 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20180073256A KR20180073256A (ko) 2018-07-02
KR101889189B1 true KR101889189B1 (ko) 2018-08-16

Family

ID=62626682

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020160176896A KR101889189B1 (ko) 2016-12-22 2016-12-22 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190382865A1 (ko)
EP (1) EP3561106A4 (ko)
JP (1) JP2020503445A (ko)
KR (1) KR101889189B1 (ko)
CN (1) CN110114490A (ko)
WO (1) WO2018117449A1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114737027B (zh) * 2022-04-15 2024-02-06 首钢集团有限公司 抗氢致开裂性能优异的345MPa级容器钢及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100622888B1 (ko) * 2002-09-04 2006-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 대입열용접용 강재 및 그 제조방법

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH075968B2 (ja) * 1990-02-13 1995-01-25 新日本製鐵株式会社 耐水素誘起割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性および低温靭性に優れた鋼板の製造方法
JP4123597B2 (ja) * 1998-09-30 2008-07-23 住友金属工業株式会社 強度と靱性に優れた鋼材の製造法
JP3633515B2 (ja) * 2001-06-12 2005-03-30 住友金属工業株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP3758581B2 (ja) * 2002-02-04 2006-03-22 住友金属工業株式会社 低炭素快削鋼
KR100928796B1 (ko) 2002-09-02 2009-11-25 주식회사 포스코 인성이 우수한 인장강도 600ＭＰａ급 압력용기용 강의제조방법
CN100420758C (zh) * 2002-10-01 2008-09-24 住友金属工业株式会社 具有优异抗氢致开裂性的高强度无缝钢管及其制备方法
JP4725437B2 (ja) * 2006-06-30 2011-07-13 住友金属工業株式会社 厚鋼板用連続鋳造鋳片及びその製造方法並びに厚鋼板
KR100833070B1 (ko) 2006-12-13 2008-05-27 주식회사 포스코 내ｈｉｃ특성이 우수한 인장강도 500㎫급 압력용기용 강판및 그 제조 방법
JP5423323B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
KR101271954B1 (ko) * 2009-11-30 2013-06-07 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
JP5853661B2 (ja) * 2011-12-15 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度耐サワーラインパイプ用鋼板、その素材及び高強度耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
JP5392441B1 (ja) * 2012-03-30 2014-01-22 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法
KR20140002256A (ko) * 2012-06-28 2014-01-08 현대제철 주식회사 비조질강 및 그 제조 방법
JP5928405B2 (ja) * 2013-05-09 2016-06-01 Ｊｆｅスチール株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた調質鋼板及びその製造方法
CN103276293A (zh) * 2013-06-07 2013-09-04 南京钢铁股份有限公司 一种优异抗氢致开裂性管线钢板的生产方法
KR20160078844A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100622888B1 (ko) * 2002-09-04 2006-09-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 대입열용접용 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2020503445A (ja) 2020-01-30
US20190382865A1 (en) 2019-12-19
EP3561106A1 (en) 2019-10-30
KR20180073256A (ko) 2018-07-02
CN110114490A (zh) 2019-08-09
EP3561106A4 (en) 2019-10-30
WO2018117449A8 (ko) 2019-01-03
WO2018117449A1 (ko) 2018-06-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102470965B1 (ko) 우수한 인성, 연성 및 강도를 갖는 강 시트 및 이의 제조 방법
JP5277648B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法
CN108431280B (zh) 高屈服比型高强度冷轧钢板及其制造方法
KR20110060449A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
US20220177996A1 (en) High-Hardness Steel Product and Method of Manufacturing the Same
KR101344537B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP7339339B2 (ja) 冷間加工性及びｓｓｃ抵抗性に優れた超高強度鋼材及びその製造方法
US20180371568A1 (en) Steel plate having excellent pwht resistance for low-temperature pressure vessel and method for manufacturing same
US20130224063A1 (en) Steel plate for pipeline, having excellent hydrogen induced crack resistance, and preparation method thereof
JP4457681B2 (ja) 高加工性超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5365758B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN108474089B (zh) 具有优异的低温韧性和抗氢致开裂性的厚钢板及其制造方法
JP6037087B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR102200227B1 (ko) 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연 도금강판 및 그 제조방법
KR101889189B1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법
JP4492105B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
KR20200047926A (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR101696051B1 (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
KR101657823B1 (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR20160078844A (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
KR100431852B1 (ko) 고강도 후강판의 제조방법 및 딥 드로잉에 의한 용기의제조방법
KR20190022127A (ko) 저온 충격인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
KR20130142321A (ko) 굽힘성과 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법
JP7111718B2 (ja) Ｐｗｈｔ抵抗性に優れた圧力容器用鋼板及びその製造方法
KR20230069426A (ko) 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법

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