KR101917456B1 - 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101917456B1
KR101917456B1 KR1020160176553A KR20160176553A KR101917456B1 KR 101917456 B1 KR101917456 B1 KR 101917456B1 KR 1020160176553 A KR1020160176553 A KR 1020160176553A KR 20160176553 A KR20160176553 A KR 20160176553A KR 101917456 B1 KR101917456 B1 KR 101917456B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
cooling
temperature
area
ppm
Prior art date
Application number
KR1020160176553A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20180073091A (ko
Inventor
이학철
장성호
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 KR1020160176553A priority Critical patent/KR101917456B1/ko
Priority to PCT/KR2017/015057 priority patent/WO2018117614A1/ko
Priority to CN201780079348.6A priority patent/CN110088335B/zh
Priority to JP2019529553A priority patent/JP6818146B2/ja
Priority to US16/469,483 priority patent/US11649518B2/en
Priority to EP17883676.3A priority patent/EP3561113B1/en
Publication of KR20180073091A publication Critical patent/KR20180073091A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101917456B1 publication Critical patent/KR101917456B1/ko

Links

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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—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
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/005—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
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively

Abstract

중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.6~2.2%, Ni: 0.5~1.2%, Nb: 0.005~0.050%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.2~0.6%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 90면적% 이상(100면적% 포함)의 베이나이트를 포함하고, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 10μm 이하(0μm 제외)인 극후물 고강도 강재와 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 {EXTREMELY THICK STEEL HAVING EXCELLENT SURFACE PART NAVAL RESEARCH LABORATORY-DROP WEIGHT TEST PROPERTY}
본 발명은 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 국내외 선박 등의 구조물 설계에 있어 고강도 극후물 강재의 개발이 요구되고 있다. 이는 구조물 설계 시 고강도 극후물 강재를 사용할 경우 구조물 형태의 경량화로 인한 경제적 이득과 함께, 구조물의 두께를 얇게 할 수 있어 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보할 수 있기 때문이다.
일반적으로 고강도 극후물 강재 제조시 총 압하율의 저하에 따라 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 조직이 조대해지게 되며, 강도 확보를 위한 급속 냉각 시에 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 되고, 이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 다량 생성되어 인성 확보에 어려움이 있다. 특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우 선박 등의 주요 구조물에 적용 시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있는데, 극후물 강재의 경우 인성의 저하로 인해 이러한 취성균열전파 저항성을 보증하는데 큰 어려움을 겪고 있다.
실제 많은 선급협회 및 철강사에서 취성균열 전파저항성을 보증하기 위해 실제 취성균열전파 저항성을 정확히 평가할 수 있는 대형 인장시험을 실시하고 있으나, 이는 시험을 실시하기 위해 대량의 비용이 발생하기 때문에 양산 적용 시 보증하기가 힘든 상황이며, 이러한 불합리점을 개선하기 위해 최근 대형 인장시험을 대체할 수 있는 소형대체시험에 대한 연구가 꾸준히 진행되어오고 있으며, 가장 유력한 시험으로 ASTM E208-06 규격의 표면부 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test) 시험이 많은 선급협회 및 철강사에서 채택되고 있는 상황이다.
표면부 NRL-DWT 시험의 경우 기존 연구에 표면부의 미세조직을 제어할 경우 취성균열전파 시에 크랙의 전파속도를 늦춰 취성균열전파 저항성을 우수하게 한다는 연구결과를 바탕으로 채택되고 있으며, NRL-DWT 물성을 향상시키기 위해 타 연구자들에 의해 표면부 입도 미세화를 위한 사상압연 시 표면 냉각 적용 및 압연 시 굽힘 응력 부여를 통한 입도 조절 등의 다양한 기술이 고안되었으나, 기술 자체가 일반적인 양산체제에 적용하기에는 생산성의 큰 저하가 발생되는 문제가 있다.
한편, 인성 향상에 도움이 되는 Ni 등의 원소를 다량 첨가할 경우, 표면부 NRL-DWT 물성을 향상시킬 수 있는 것으로 알려져 있으나, 고가 원소이기 때문에 제조원가적 측면에서 상업적 적용이 어려운 상황이다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재와 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.6~2.2%, Ni: 0.5~1.2%, Nb: 0.005~0.050%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.2~0.6%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 90면적% 이상(100면적% 포함)의 베이나이트를 포함하고, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 10μm 이하(0μm 제외)인 극후물 고강도 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.6~2.2%, Ni: 0.5~1.2%, Nb: 0.005~0.050%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.2~0.6%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, Ar3℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하까지 0.5℃/sec 이상의 속도로 냉각하는 단계, 및 상기 냉각된 슬라브를 사상압연한 후, 수냉하는 단계를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 구조용 극후물 강재는 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 극후물 강재의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.04~0.1%
본 발명에서 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강중에 함유될 필요가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.04% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.0%를 초과할 경우 경화능이 향상되어 대량의 도상 마르텐사이트 생성 및 저온변태상 생성 촉진으로 인해 인성이 저하될 수 있다. 따라서, C 함량은 0.04~1.0%인 것이 바람직하고, 0.04~0.09%인 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.05~0.5%, Al: 0.01~0.05%
Si, Al은 제강 및 연주 공정시 용강 내 용존 산소를 슬래그 형태로 석출시켜 탈산 작업을 하는데 필수적인 합금 원소로써, 일반적으로 전로를 이용한 강재 제조시에는 각각 0.05%, 0.01% 이상 포함되게 된다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 Si, Al 복합 산화물이 조대하게 생성되거나, 미세조직 내 조대한 도상 마르텐사이트가 다량 생성될 수 있다. 이를 방지하기 위한 측면에서 Si 함량의 상한은 0.5%로 한정함이 바람직하고, 0.4%로 한정함이 보다 바람직하며, Al 함량의 상한은 0.05%로 한정함이 바람직하고, 0.04%로 한정함이 보다 바람직하다.
Mn: 1.6~2.2%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소이므로 460MPa 이상의 항복강도를 만족시키기 위해서는 1.6% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 그러나, 2.2%를 초과한 첨가는 과도한 경화능의 증가로 인해 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하여 충격인성 및 표면부 NRL-DWT 물성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.6~2.2%인 것이 바람직하고, 1.6~2.1%인 것이 보다 바람직하다.
Ni: 0.5~1.2%
Ni은 저온에서 전위의 Cross slip을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로써, 460MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 강에서의 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위해서는 0.5% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 1.2%를 초과하여 첨가되면 경화능이 과도하게 상승시켜 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키는 문제가 있으며, 제조원가를 상승시키는 문제가 있다. 따라서, Ni 함량은 0.5~1.2%인 것이 바람직하고, 0.6~1.1%인 것이 보다 바람직하다.
Nb: 0.005~0.050%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 압연 시 NbC 의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 0.050%를 초과하여 첨가되면 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 있다. 따라서, Nb 함량은 0.005~0.050%인 것이 바람직하고, 0.01~0.040%인 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.005~0.03%
Ti의 첨가는 재가열시 TiN 으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키며, 효과적인 TiN의 석출을 위해서 0.005% 이상이 첨가되어야 한다. 하지만, 0.03%를 초과하는 과도한 첨가는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소되는 문제점이 있다. 따라서, Ti 함량은 0.005~0.03%인 것이 바람직하고, 0.01~0.025%인 것이 보다 바람직하다.
Cu: 0.2~0.6%
Cu은 경화능을 향상시켜고 고용강화를 일으켜 강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론 Cu 석출물의 생성을 통해 항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로, 0.2% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 0.6%를 초과하여 첨가되면 제강 공정에서 적열취성(hot shortness)에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있다. 따라서, Cu 함량은 0.2~0.6%인 것이 바람직하고, 0.25~0.55%인 것이 보다 바람직하다.
P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 P: 100ppm 이하 및 S: 40ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
이하, 본 발명의 극후물 고강도 강재의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 극후물 고강도 강재는 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 90면적% 이상(100면적% 포함)의 베이나이트를 포함하고, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 10μm 이하(0μm 제외)인 것을 특징으로 한다.
전술한 바와 같이, 일반적으로 고강도 극후물 강재 제조시 조직 전반에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 조직이 조대해지게 되며, 강도 확보를 위한 급속 냉각 시에 두꺼운 두께로 인해 표면부-중심부 간의 냉각속도 차이가 발생하게 되고, 이로 인해 표면부에 베이나이트 등의 조대한 저온변태상이 다량 생성되어 인성 확보에 어려움이 있다.
그러나, 본 발명의 경우, 제조 공정 상 조압연 후 냉각을 통해 표면부에서 미리 베이나이트 변태가 일어나도록 하고, 이어 사상압연을 통해 표면부 베이나이트 조직이 미세화되게 함으로써, 결과적으로 얻어지는 극후물 강재의 표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 EBSD로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 10μm 이하가 되도록 제어되며, 표면부에 다량(90면적% 이상)의 베이나이트를 포함함에도 불구하고 매우 우수한 표면부 NRL-DWT 물성을 갖는 극후물 강재를 제공할 수 있게 된다. 한편, 본 발명에서는 표면 직하 t/10 위치까지의 영역에서 베이나이트 외 잔부 조직에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 예를 들어, 폴리고날 페라이트, 애시큘러 페라이트 및 마르텐사이트로 이루어진 군으로부터 선택된 1종 이상일 수 있다.
일 예에 따르면, 본 발명의 극후물 강재는 표면 직하 t/10 위치로부터 t/2 위치까지의 영역에서 미세조직으로 95면적% 이상(100면적% 포함)의 애시큘러 페라이트 및 베이나이트의 복합조직과 5면적% 이하(0면적% 포함)의 도상 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 만약, 복합조직의 면적율이 95% 미만이거나, 도상 마르텐사이트의 면적율이 5면적%를 초과할 경우 충격인성 및 모재 CTOD 물성이 열화될 수 있다.
본 발명의 극후물 고강도 강재는 표면부 NRL-DWT 물성이 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 표면에서 채취되는 시험편으로 ASTM 208-06에 규정된 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)에 따른 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 -60℃ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 저온 인성이 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 표면 직하 t/4 위치에서 채취되는 시험편으로 충격천이 온도가 -40℃ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 항복강도가 매우 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 본 발명의 극후물 고강도 강재는 판 두께가 50~100mm로써, 항복강도가 460MPa 이상일 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 극후물 고강도 강재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 표면부 NRL-DWT 물성이 우수한 극후물 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 이하의 제조방법에 관한 설명에 있어서, 별다른 설명이 없다면, 열연강판(슬라브)의 온도는 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서의 온도를 의미한다. 또한, 냉각시, 냉각 속도의 측정의 기준이 되는 위치 역시 마찬가지이다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 슬라브를 재가열한다.
일 예에 따르면, 슬라브 재가열 온도는 1000~1150℃일 수 있고, 바람직하게는 1050~1150℃일 수 있다. 만약, 재가열 온도가 1000℃ 미만일 경우 주조 중에 형성된 Ti 및/도는 Nb 탄질화물이 충분히 고용되지 않을 우려가 있다. 반면, 재가열 온도가 1150℃를 초과할 경우 오스테나이트가 조대화될 우려가 있다.
다음으로, 재가열된 슬라브를 조압연한다.
일 예에 따르면, 조압연 온도는 900~1150℃일 수 있다. 상기와 같은 온도 범위에서 조압연을 실시할 경우, 주조 중 형성된 덴드라이트 등 주조 조직의 파괴와 함께 조대한 오스테나이트의 재결정을 통해 입도를 작게하는 효과를 얻을 수 있는 장점이 있다.
일 예에 따르면, 조압연시 누적 압하율은 40% 이상일 수 있다. 누적 압하율을 상기와 같은 범위로 제어할 경우 충분한 재결정을 일으켜 조직을 미세화할 수 있다.
다음으로 조압연된 슬라브를 냉각한다. 본 공정은 사상압연에 앞서 표면부에서 미리 베이나이트 변태가 일어나도록 하기 위해 실시되는 공정이다. 여기서의 냉각은 수냉을 의미할 수 있다.
이때, 냉각 종료 온도는 Ar3℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하인 것이 바람직하다. 냉각 종료 온도가 (Ar3+100)℃를 초과할 경우 냉각 중 표면부에서 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않아, 후공정인 사상압연 중 압연 및 복열에 의한 역변태가 일어나지 않게 되어 표면부에서의 최종 조직이 조대화되는 문제가 있으며, 반면, Ar3℃ 미만인 경우 표면부 뿐만 아니라 표면 직하 t/4 위치에서도 변태가 일어나게 되고, 느린 냉각 중 생성된 페라이트가 이상역 압연이 되면서 길게 연신되어 강도 및 인성이 열화될 수 있다.
이때, 냉각속도는 0.5℃/sec 이상인 것이 바람직하다. 냉각속도가 0.5℃/sec 미만일 경우 표면부에서 베이나이트 변태가 충분히 일어나지 않아, 후공정인 사상압연 중 압연 및 복열에 의한 역변태가 일어나지 않게 되어 표면부에서의 최종 조직이 조대화되는 문제가 있다. 한편, 냉각속도가 빠를수록 목적하는 조직 확보에 유리한 바, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 냉각수에 의해 냉각을 하더라도 현실적으로 10℃/sec를 초과하는 냉각속도를 얻기에는 어려움이 있는 바, 이를 고려할 때, 그 상한을 10℃/sec로 한정할 수 는 있다.
다음으로, 냉각된 슬라브를 사상압연하여 열연강판을 얻는다. 이때, 사상압연 온도는 조압연된 슬라브의 냉각 종료 온도와의 관계에서 결정되는 것인 바, 본 발명에서는 사상압연 온도에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만, 사상압연 마무리 온도가 Ar3℃ 미만(슬라브의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4 위치)일 경우 목적하는 조직 확보가 어려울 수 있는 바, 이를 고려할 때, 사상압연 마무리 온도를 Ar3℃ 이상으로 한정할 수는 있다.
다음으로, 열연강판을 수냉한다.
일 예에 따르면, 수냉시 냉각 속도는 3℃/sec 이상일 수 있다. 만약, 냉각 속도가 3℃/sec 미만일 경우 열연강판의 중심부 미세조직이 적절히 형성되지 않아 항복강도가 저하될 수 있다.
일 예에 따르면, 수냉시 냉각 종료 온도는 500℃ 이하일 수 있다. 만약, 냉각 종료 온도가 500℃를 초과할 경우 열연강판의 중심부 미세조직이 적절히 형성되지 않아 항복강도가 저하될 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 조성을 같는 두께 400mm의 강 슬라브를 1060℃로 재가열한 후, 1020℃의 온도에서 조압연을 실시하여 바를 제조하였다. 조압연시 누적 압하율은 50%로 동일하게 실시하였으며, 조압연된 바의 두께는 200mm로 동일하게 하였다. 조압연 후, 하기 표 2의 조건 하 냉각한 후, 사상압연하여 열연강판을 얻었으며, 이후, 3.5~5℃/sec의 냉각 속도로 300~400℃의 온도까지 수냉하여 극후물 강재를 제조하였다.
이후, 제조된 극후물 강재의 미세조직을 분석하고, 인장 특성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종 강 조성(중량%)
C Mn Si Al Ni Cu Ti Nb P(ppm) S(ppm)
발명강1 0.085 1.63 0.23 0.03 1.02 0.53 0.017 0.032 68 10
발명강2 0.065 1.85 0.21 0.04 0.58 0.29 0.022 0.022 72 11
발명강3 0.048 2.05 0.15 0.02 0.72 0.35 0.012 0.025 83 9
발명강4 0.077 1.87 0.35 0.03 0.63 0.41 0.017 0.038 68 8
발명강5 0.068 1.98 0.27 0.04 0.79 0.32 0.016 0.022 72 13
비교강1 0.14 2.01 0.28 0.02 0.63 0.31 0.026 0.036 81 12
비교강2 0.065 2.56 0.31 0.03 0.59 0.31 0.016 0.037 59 12
비교강3 0.025 1.21 0.29 0.01 0.72 0.26 0.015 0.013 72 18
비교강4 0.079 1.92 0.16 0.02 0.12 0.38 0.023 0.026 63 13
비교강5 0.067 1.72 0.45 0.03 0.67 0.29 0.065 0.078 59 9
강종 열연강판 두께
(mm)		 냉각 종료
온도
1/4t 기준(℃)		 냉각
속도
(℃/sec)		 최종 패스 압연시 t/4 위치 온도(℃) 비고
발명강1 95 Ar3+15 4.1 Ar3+3 발명예1
95 Ar3-53 4.3 Ar3-64 비교예1
발명강2 80 Ar3+45 5.6 Ar3+19 발명예2
80 Ar3+138 5.2 Ar3+115 비교예2
발명강3 95 Ar3+71 4.0 Ar3+46 발명예3
95 Ar3+152 4.2 Ar3+105 비교예3
발명강4 100 Ar3+36 3.8 Ar3+15 발명예4
100 Ar3-38 3.7 Ar3-51 비교예4
발명강5 80 Ar3+45 5.4 Ar3+16 발명예5
비교강1 80 Ar3+14 5.7 Ar3+2 비교예5
비교강2 85 Ar3+32 5.6 Ar3+13 비교예6
비교강3 90 Ar3+27 4.5 Ar3+11 비교예7
비교강4 90 Ar3+19 4.7 Ar3+6 비교예8
비교강5 95 Ar3+44 4.0 Ar3+35 비교예9
강종 표면부 미세조직
(표면 직하 t/10까지의 영역)		 중심부 미세조직
(표면 직하 t/10위치로부터 t/2까지의 영역)		 인장 특성 비고
B 상분율
(면적%)		 결정립 입도
(μm)		 AF+B 상분율
(면적%)		 항복강도
(MPa)		 NDT 온도
(℃)		 충격
천이 온도
(℃)
발명강1 100 8.2 98 528 -70 -59 발명예1
100 6.8 68 438 -70 -70 비교예1
발명강2 100 7.8 98 485 -70 -62 발명예2
98 28.6 99 544 -40 -40 비교예2
발명강3 92 8.6 98 502 -65 -72 발명예3
97 32.3 97 559 -35 -35 비교예3
발명강4 92 9.3 98 496 -75 -68 발명예4
100 7.2 72 446 -65 -65 비교예4
발명강5 100 7.1 99 487 -70 -75 발명예5
비교강1 97 8.9 97 589 -55 -38 비교예5
비교강2 93 9.2 98 603 -50 -55 비교예6
비교강3 72 15.2 48 326 -65 -64 비교예7
비교강4 98 7.9 97 535 -40 -36 비교예8
비교강5 100 7.8 98 572 -55 -35 비교예9
* 미세조직에서, AF는 애쉬큘러 페라이트, B는 베이나이트를 의미함.
* 모든 강종에 있어서, 표면 직하 t/10까지의 영역에서 B를 제외한 잔부 조직은 폴리고날 페라이트, 애쉬큘러 페라이트 및 마르텐사이트 중 어느 하나였으며, t/10 위치로부터 t/2까지의 영역에서 AF 및 B를 제외한 잔부 조직은 도상 마르텐사이트였음.
표 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우, 항복강도가 460MPa 이상이고 표면 직하 t/4 위치에서 채취되는 시험편으로 충격천이 온도가 -40도 이하이며, 표면에서 채취되는 시험편으로 ASTM 208-06에 규정된 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)에 따른 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 -60도 이하를 나타냄을 알 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 및 4의 경우 조압연 후 냉각시 냉각 종료 온도가 Ar3℃ 미만임에 따라, 냉각 중 표면부에 충분한 베이나이트 변태가 일어나 사상압연 중 역변태에 의한 입도 미세화가 이뤄지긴 했으나, 이와 더불어 중심부에 연질상이 다량 생성됨에 따라 항복강도가 460MPa 미만으로 낮음을 알 수 있다.
또한, 비교예 2 및 3의 경우 조압연 후 냉각시 냉각 종료 온도가 (Ar3+100)℃를 초과함에 따라, 냉각 중 표면부에 충분한 베이나이트 변태가 일어나지 않아, 사상압연 중 역변태에 의한 입도 미세화가 이뤄지지 못해, 수냉후 표면부에 조대한 베이나이트가 생성되었으며, 이에 따라, 충격천이 온도와 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났음을 알 수 있다.
비교예 5의 경우 본 발명에서 제시하는 C 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 표면부에 미세한 베이나이트가 생성되었음에도 불구하고, 높은 C 함유량으로 인해 충격천이 온도와 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났음을 알 수 있다.
비교예 6의 경우 본 발명에서 제시하는 Mn 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 표면부에 미세한 베이나이트가 생성되었음에도 불구하고, 높은 Mn 함유량으로 인해 고강도의 베이나이트가 생성되었고, 이로 인해 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났음을 알 수 있다.
비교예 7의 경우 본 발명에서 제시하는 C, Mn 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 표면부와 중심부에 연질상이 다량 생성하였고, 이로 인해 표면부의 입도가 조대화되었으며, 특히 중심부에 다량의 연질상이 생성되면서 본 발명에서 제시하는 항복강도 460Mpa 보다 항복강도가 낮음을 알 수 있다.
비교예 8의 경우 본 발명에서 제시하는 Ni 하한보다 낮은 값을 가짐으로써, 충분히 미세한 베이나이트 조직이 표면부에 생성되었음에도 불구하고, 낮은 Ni 함유량에 따른 인성 저하로 인해 충격천이 온도와 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났음을 알 수 있다.
비교예 9의 경우 본 발명에서 제시하는 Ti, Nb 상한보다 높은 값을 가짐으로써, 과도한 경화능으로 인해 강도가 상승하였으며, 석출강화로 인한 인성저하의 영향으로 충격천이 온도와 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났음을 알 수 있다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.6~2.2%, Ni: 0.5~1.2%, Nb: 0.005~0.050%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.2~0.6%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면 직하 t/10 위치(t는 강재의 두께, 이하 동일함)까지의 영역에서 미세조직으로 90면적% 이상(100면적% 포함)의 베이나이트를 포함하고, EBSD로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 결정립의 입도가 10μm 이하(0μm 제외)인 극후물 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    표면 직하 t/10 위치로부터 t/2 위치까지의 영역에서 미세조직으로 95면적% 이상(100면적% 포함)의 애시큘러 페라이트 및 베이나이트의 복합조직과 5면적% 이하(0면적% 포함)의 도상 마르텐사이트를 포함하는 극후물 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    표면에서 채취되는 시험편으로 ASTM 208-06에 규정된 NRL-DWT (Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)에 따른 NDT (Nil-Ductility Transition) 온도가 -60℃ 이하인 극후물 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    표면 직하 t/4 위치에서 채취되는 시험편으로 충격천이 온도가 -40℃ 이하인 극후물 고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    판 두께는 50~100mm이고, 항복강도가 460MPa 이상인 극후물 고강도 강재.
  6. C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.5%, Al: 0.01~0.05%, Mn: 1.6~2.2%, Ni: 0.5~1.2%, Nb: 0.005~0.050%, Ti: 0.005~0.03%, Cu: 0.2~0.6%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 조압연한 후, Ar3℃ 이상 (Ar3+100)℃ 이하까지 0.5℃/sec 이상의 속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 슬라브를 사상압연한 후, 수냉하는 단계;
    를 포함하는 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브 재가열 온도는 1000~1150℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 조압연 온도는 900~1150℃인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서,
    상기 조압연시 누적 압하율은 40% 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제6항에 있어서,
    상기 수냉시 냉각 속도는 3℃/sec 이상인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
  11. 제6항에 있어서,
    상기 수냉시 냉각 종료 온도는 500℃ 이하인 극후물 고강도 강재의 제조방법.
KR1020160176553A 2016-12-22 2016-12-22 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 KR101917456B1 (ko)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160176553A KR101917456B1 (ko) 2016-12-22 2016-12-22 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
PCT/KR2017/015057 WO2018117614A1 (ko) 2016-12-22 2017-12-20 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
CN201780079348.6A CN110088335B (zh) 2016-12-22 2017-12-20 具有优异的表面部分nrl-dwt特性的超厚钢材及其制造方法
JP2019529553A JP6818146B2 (ja) 2016-12-22 2017-12-20 表面部ｎｒｌ−ｄｗｔ物性に優れる極厚物鋼材及びその製造方法
US16/469,483 US11649518B2 (en) 2016-12-22 2017-12-20 Ultra-thick steel material having excellent surface part NRL-DWT properties and method for manufacturing same
EP17883676.3A EP3561113B1 (en) 2016-12-22 2017-12-20 Ultra-thick steel material having excellent surface part nrl-dwt properties and method for manufacturing same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160176553A KR101917456B1 (ko) 2016-12-22 2016-12-22 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20180073091A KR20180073091A (ko) 2018-07-02
KR101917456B1 true KR101917456B1 (ko) 2018-11-09

Family

ID=62627817

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020160176553A KR101917456B1 (ko) 2016-12-22 2016-12-22 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11649518B2 (ko)
EP (1) EP3561113B1 (ko)
JP (1) JP6818146B2 (ko)
KR (1) KR101917456B1 (ko)
CN (1) CN110088335B (ko)
WO (1) WO2018117614A1 (ko)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022045703A1 (ko) * 2020-08-25 2022-03-03 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법
WO2022045704A1 (ko) * 2020-08-26 2022-03-03 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102209561B1 (ko) * 2018-11-30 2021-01-28 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR102200224B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-08 주식회사 포스코 취성파괴 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
KR102255818B1 (ko) * 2019-06-24 2021-05-25 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
KR102237486B1 (ko) * 2019-10-01 2021-04-08 주식회사 포스코 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004244655A (ja) 2003-02-12 2004-09-02 Nippon Steel Corp 耐食性に優れた溶融Ａｌ系めっき鋼板及びその製造方法
JP4858221B2 (ja) 2007-02-22 2012-01-18 住友金属工業株式会社 耐延性き裂発生特性に優れる高張力鋼材
KR101360737B1 (ko) * 2009-12-28 2014-02-07 주식회사 포스코 취성 균열 발생 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5833964B2 (ja) * 2012-03-29 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法
WO2013154071A1 (ja) * 2012-04-10 2013-10-17 新日鐵住金株式会社 衝撃吸収部材に適した鋼板とその製造方法
WO2014087511A1 (ja) 2012-12-06 2014-06-12 新日鐵住金株式会社 鋼材および衝撃吸収部材
KR101536479B1 (ko) 2013-12-25 2015-07-13 주식회사 포스코 열간 성형용 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법
JP6252291B2 (ja) 2014-03-26 2017-12-27 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
KR20150112489A (ko) 2014-03-28 2015-10-07 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
WO2016105064A1 (ko) * 2014-12-24 2016-06-30 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
CN107109590A (zh) 2014-12-24 2017-08-29 Posco公司 耐脆性裂纹扩展性优异的高强度钢材及其制造方法
KR101657841B1 (ko) * 2014-12-25 2016-09-20 주식회사 포스코 중심부 물성이 우수한 고강도 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법
KR101657840B1 (ko) * 2014-12-25 2016-09-20 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022045703A1 (ko) * 2020-08-25 2022-03-03 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법
WO2022045704A1 (ko) * 2020-08-26 2022-03-03 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
CN110088335A (zh) 2019-08-02
EP3561113A1 (en) 2019-10-30
JP2020509165A (ja) 2020-03-26
EP3561113B1 (en) 2021-04-07
US11649518B2 (en) 2023-05-16
KR20180073091A (ko) 2018-07-02
WO2018117614A1 (ko) 2018-06-28
EP3561113A4 (en) 2019-10-30
CN110088335B (zh) 2021-04-30
JP6818146B2 (ja) 2021-01-20
US20190390292A1 (en) 2019-12-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101917456B1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR101747001B1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101747000B1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101917453B1 (ko) 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
KR101736611B1 (ko) 취성균열전파 저항성 및 용접부 취성균열개시 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
CN109563599B (zh) 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法
EP3239331A1 (en) High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor
KR101585724B1 (ko) 중심부 저온 파괴전파 저항성 및 항복비 특성이 동시에 우수한 후물 라인파이프 강재 및 그 제조방법
KR101917455B1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR101657840B1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101070132B1 (ko) 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
KR101657841B1 (ko) 중심부 물성이 우수한 고강도 극후물 구조용 강재 및 그 제조방법
KR101304822B1 (ko) 피로균열 진전 억제 특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101518588B1 (ko) 항복강도 및 항복비가 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
KR20160078849A (ko) 충격인성이 우수한 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101758527B1 (ko) 용접성이 우수한 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법
KR101795882B1 (ko) 강도 및 인성이 우수한 파이프용 강재, 그 제조방법 및 이를 이용한 용접강관의 제조방법
KR100957965B1 (ko) 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용열연강판 및 제조방법
KR102209547B1 (ko) 취성균열개시 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
KR102485117B1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법
KR101685842B1 (ko) 열연강판 및 그 제조 방법
EP3889295A2 (en) Ultra-thick steel excellent in brittle crack arrestability and manufacturing method therefor
KR101568514B1 (ko) 저항복비형 초고강도 건설용 강재 및 그 제조방법
KR20150002957A (ko) 고장력강 및 그 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