KR19990022987A - 용접열영향부 인성이 우수한 강 - Google Patents

용접열영향부 인성이 우수한 강 Download PDF

Info

Publication number
KR19990022987A
KR19990022987A KR1019970709457A KR19970709457A KR19990022987A KR 19990022987 A KR19990022987 A KR 19990022987A KR 1019970709457 A KR1019970709457 A KR 1019970709457A KR 19970709457 A KR19970709457 A KR 19970709457A KR 19990022987 A KR19990022987 A KR 19990022987A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
amount
haz
toughness
oxides
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Granted
Application number
KR1019970709457A
Other languages
English (en)
Other versions
KR100259797B1 (ko
Inventor
다쿠야 하라
히또시 아사히
히로시 다메히로
류지 우에모리
나오끼 사이또
Original Assignee
다나카 미노루
신닛폰 세테쓰 가부시키가이샤
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 다나카 미노루, 신닛폰 세테쓰 가부시키가이샤 filed Critical 다나카 미노루
Publication of KR19990022987A publication Critical patent/KR19990022987A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100259797B1 publication Critical patent/KR100259797B1/ko
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—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
    • C22C38/18—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

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)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

우수한 HAZ인성을 가진 강은 조선, 건축, 압력용기, 라인파이프 등에 사용될 수 있다. 상기 강은 0.001∼5.0μm의 입경을 가진 Ti과 Mg의 산화물 및 복합산화물 입자를 적어도 40 pcs/mm2이상 함유한 Ti-Mg-O계 강이다. 우수한 HAZ인성을 가진 강의 제조가 가능하고, 이 강을 사용한 조직의 안정성은 뚜렷하게 개선될 수 있다.

Description

용접열영향부 인성이 우수한 강
조선, 건축, 압력용기, 라인파이프등과 같은 구조물에 사용한 강재에 요구되는 중요한 특성의 하나는 HAZ인성이다. 최근, 열처리 기술과 제어압연, 가공열처리법(TMCP)이 고도로 발전하였고, 강재 자체의 저온인성을 개선하는 것이 용이하게 되었다. 그러나, 상기 용접 HAZ는 고온에서 재가열되기 때문에 강재의 미세한 조직을 완전히 잃고, 그리고 미세구조는 극도로 조대화되어 HAZ인성의 극렬한 열화를 초래한다. 따라서, 여기에서 HAZ조직을 미세화하기 위한 수단으로써, (1) TiN에 의한 오스테나이트립의 조대화 제어기술과 (2) Ti산화물에 의한 입내 페라이트 생성기술등이 연구, 실용화되고 있다. 일례로서, CAMP-ISIJ VOL. 3(1990)808에 Ti 산화물 형태 강에서 입내 페라이트 변태에 대한 N의 영향을 기술하였고, 그리고 VOL. 79(1993)No. 10에서는 Ti함유 산화물 강에 입내 페라이트 변태에 대한 보론(B)의 영향을 기술하였다. 그럼에도 불구하고, 이런 기술에 의해 도출된 HAZ인성의 수준은 아직 전적으로 만족스럽지 못하다. 용접 실행면으로부터 보다 고강도, 저온에서 큰 입열까지 사용 가능한 강재가 강력히 요구되고 있다.
본 발명은 용접열영향부(HAZ)의 저온인성이 우수한 강에 관한 것으로써, 아크용접, 전자빔 용접, 레이저 용접 등을 행하는 구조용강재에 적용할 수 있다.
특히, 본 발명은 강에 Ti과 Mg을 첨가하고, O 량을 제어하여 이런 성분의 산화물 및 복합 산화물을 미세하게 분산시키므로서 우수한 HAZ인성을 가진 강에 관한것이다.
본 발명은 우수한 HAZ인성을 가진 강재(후강판, 열연코일, 형강, 강관등)를 제공하는데 있다.
본 발명의 발명자들은 강재의 HAZ인성을 향상시키기 위해서 화학성분(조성)과 그의 미세조직에 대해서 집중적인 연구를 행하였고, 새로운 고 HAZ인성강을 발명하기에 이르렇다.
우선, 본 발명의 요지는, 중량퍼센트로,
C : 0.01 내지 0.15,
Si : 0.6 이하,
Mn : 0.5 내지 2.5,
P : 0.030 이하,
S : 0.005 이하,
Ti : 0.005 내지 0.025,
Al : 0.02 이하,
Mg : 0.0001 내지 0.0010,
O : 0.001 내지 0.004, 및
N : 0.001 내지 0.006
을 함유하고, 필요에 따라서, 아래의 성분을 1종 이상을 추가로 함유하고 :
Nb : 0.005 내지 0.10,
V : 0.001 내지 0.10,
Ni : 0.05 내지 2.0,
Cu : 0.05 내지 1.2,
Cr : 0.05 내지 1.0,
Mo : 0.05 내지 0.8, 및
Fe 및 불가피한 불순물로 구성되는 잔부로 이루어지고, 0.001∼5.0μm의 입경을 가진 Ti과 Mg의 산화물 및 복합산화물을 40 pcs/mm2이상 함유한 강이다.
상기 기술된 강을 용제할 때는, 철박(iron foil)에 의해 싸여진 금속 Mg를 Mg첨가 원소로써 이용하였다.
아래에, 본 발명의 내용에 대해서 설명하였다.
아래의 기술에 사용된 %용어는 중량퍼센트를 의미한다.
본 발명의 특징은 저탄소강에 미량 Ti과 Mg을 동시에 첨가하고, Ti과 Mg을 함유한 산화물 및 복합산화물(MnS, CuS, Tin 등을 부가적으로 함유)을 O량을 제어하므로써 강중에 미세하게 분산시키는 것이다.
여기서, Ti과 Mg을 함유한 산화물 및 복합산화물(MnS, CuS, Tin 등을 부가적으로 함유) 이라는 말은 주로 Ti산화물, Mg 산화물과 같은 화합물 또는 강중에 Ti와 Mg의 산화물 및 복합산화물, Mn, Si, Al, Zr등과 같은 다른 성분의 산화물과 복합산화물을 말하고, 그리고 황화물과 같은 화합물과 Mn, Cu, Ca, Mg등과 같은 복합 황화물을 말한다. 이런 화합물은 TiN과 같은 질화물을 함유할 수 있다.
이것은 미세하게 분산된 Ti와 Mg 복합 산화물은 (1) 조대화 되어 있는 오스테나이트입내에 미세한 입내 페라이트의 생성 및/또는 (2) 오스테나이트립의 조대화를 억제시켜 상기 HAZ 조직을 미세화하고 상기 HAZ 인성을 큰폭으로 개선시키는 것이 명확하게 되었다. 더구나, 상기 HAZ 인성의 향상은 강중의 Mg량과 Mg 첨가원소의 종류에 의해 도달될 수 있다. 다른 말로, 이것은 순Mg금속(99% 이상)을 철박으로 싸서 첨가한 경우, 상기 (1)은 상기 Mg량이 0.0020% 이하일 때 그 효과가 나타났고, 상기 (2)는 상기 Mg량이 0.0020% 이상일 때 그 효과가 나타났다. 게다가, 상기 Ti, Mg 복합산화물의 크기와 밀도도 중요한 요소이다.
그러나, Mg량이 많을 경우에는 상기 Ti와 Mg의 복합산화물 이외에 Mg단독의 산화물이 존재하는 경우가 있고, Mg량이 적을 경우에는 상기 Ti와 Mg의 복합산화물 이외에 Ti 단독의 산화물이 존재하는 경우가 있다. 그러나, Ti과 Mg의 단독산화물과 Ti과 Mg의 복합산화물의 크기가 0.001 ∼ 5.0μm로 미세하게 분산되기 때문에 문제는 발생되지 않는다.
이 복합산화물은 Ti 단독첨가시에 생성하는 Ti 산화물보다 더욱 미세하고 다량으로 분산되고, 상기에 기술된 (1)과 (2) 의 효과 또한 크다. 그러한 효과를 얻기 위해서, 우선 상기 Ti와 Mg의 양을 각각 0.005∼0.025%, 0.0001∼0.0010%로 제한할 필요가 있다. 이런 양이 상기 복합산화물의 다량을 미세하게 분산시키기 위한 최소량이다. 상기 Ti량의 상한은 비록 상기 Ti량이 O와 N량에 따라 변할지라도 HAZ에서 TiC의 형성으로 인하여 저온인성의 열화를 방지하기 위해서 0.025%가 되어야 한다. Mg 산화물의 다량을 분산시키는 것은 제강상 극히 어려움이 있기 때문에, Mg의 상한을 0.0010%로 하였다.
상기 Ti과 Mg 복합산화물의 크기가 0.001μmm보다 적을 때, 상기 산화물이 너무 적어 오스테나이트립 조대화의 제어효과 또는 입내 페라이트의 생성효과를 얻을 수 없다. 상기 크기가 5.0μm를 초과할 때, 상기 산화물이 너무 커 오스테나이트립 조대화의 제어효과 또는 입내 페라이트의 생성효과를 얻을 수 없다. 상기 Ti와 Mg 복합산화물의 밀도가 40pcs/mm2보다 적을 때, 산화물 분포의 수가 너무 적어 입내 변태의 효과를 얻을 수 없다. 따라서, 적어도 40pcs/mm2의 밀도가 필요하다. 미세한 Ti와 Mg 산화물을 다량으로 얻기 위해서는 상기 O량의 제한이 중요하다. 상기 O량이 너무 적을 때, 상기 다량으로 복합산화물을 얻을 수 없고 너무 많을 경우에는 이와 반대이고, 강의 청정도는 열화된다. 따라서, 상기 O량을 0.001∼0.004%로 제한 하였다.
이하, 성분원소의 한정 이유에 대해서 설명한다.
C량은 0.01∼0.15로 제한되었다. 탄소는 강의 강도개선에 극히 효율적인 원소이며, 결정립의 미세화효과를 얻기 위해서는 최저 0.01%가 필요하다. C량이 너무 많을 경우, 모재와 상기 모재의 저온인성과 HAZ는 뚜렷히 열화된다. 따라서, 상한을 0.15%로 설정하였다.
Si는 탈산과 강도의 개선을 위해 첨가된 원소이다. Si의 양이 너무 많을 때 상기 HAZ인성이 뚜렷히 열화되므로 상한을 0.6%로 설정하였다. 강의 탈산은 Ti 및 Al에 의해 충분히 가능하므로 Si를 항상 첨가할 필요는 없다.
Mn은 강도와 저온인성의 균형을 확보하기 위한 필수 불가결한 원소이고 이것의 하한은 0.5%이다. 상기 Mn량이 너무 많을 때, 강의 소입성이 증가하여, HAZ인성이 열화될 뿐 만아니라 연속주조편(주편)에서 중심편석을 조장하고 모재의 저온인성이 열화된다. 따라서, 상한을 2.5%로 설정하였다.
Ti의 첨가는 미세한 TiN을 형성하고, 상기 슬라브 및 상기 HAZ의 오스테나이트립의 조대화를 제어하여 미세조직을 미세화하고 상기 모재 및 상기 HAZ의 저온인성을 개선한다. 상기 Al량이 적을 때, Ti는 산화물을 형성하고, 상기 HAZ내에서 입내 페라이트 핵생성으로 작용하고 HAZ조직을 미세화하는 효과를 가지고 있다. 그러한 Ti의 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.005%의 Ti이 첨가되어야 한다. 만약 상기 Ti양이 너무 많으면, TiN의 조대화와 TiC에 따른 석출경화가 발생한다. 따라서 Ti의 상한을 0.025%로 설정하었다.
Al은 탈산성분으로써 강에 일반적으로 함유되어 있는 원소이다. 그러나, 상기 Al의 양이 0.02%를 초과했을 경우에는, 상기 Ti와 Mg 복합산화물은 쉽게 형성될 수 없다. 따라서, Al의 상한을 0.020%로 설정하였다. 탈산은 Ti 또는 Si에 의해서 충분히 이루어질 수 있고, Al은 항상 첨가될 필요는 없다.
Mg은 강한 탈산성분이고 산소와 결합했을 때 미세한 산화물( 미량 Ti을 함유한 복합산화물) 을 형성한다. 상기 강중에 미세하게 분산된 상기 Mg산화물은 TiN보다 고온에서도 안정하고, HAZ 전 영역에서 γ립의 조대화를 제어하는 일 또는 조대화된 오스테나이트입내에서 미세한 입내 페라이트를 형성하고, 상기 HAZ인성을 개선한다. 그러한 효과를 얻기 위해서는 적어도 0.0001%의 Mg가 필요하다. 그러나 Mg량을 다량으로 강중에 첨가하는 것은 제강상 극히 어려움이 있다. 따라서, 이것의 상한은 0.0010%로 설정된다.
이것은 가능한 강 탈산원소 Al의 양을 저하시키고, Ti, Mg첨가시 미세 산화물을 충분히 얻기 위해서 O량을 0.001∼0.01%로 제어하는 일이 효과적이다.
N는 TiN을 형성하고, 상기 슬라브의 재가열시와 상기 용접 HAZ에서 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 그리고 상기 모재 및 상기 HAZ의 저온인성을 개선한다. 이 목적에 필요한 최소량은 0.001%이다. 그러나,상기 N량이 너무 많을 경우에, 슬라브의 스크레치와 고용 N로 인한 상기 HAZ인성의 열화가 발생한다. 따라서, 상한이 0.006%로 설정되어야 한다.
본 발명에서, 상기 불순물 원소로써 P,S의 양은, 각각 0.030%이하와 0.005%이하로 제한된다. 이 주된 이유는 상기 모재와 상기 HAZ의 저온인성을 더욱 개선시키기 위한 것이다. 상기 P 양의 감소는 슬라브의 중심편석을 감소시키고, 입계파괴를 방지하여 저온인성을 개선한다. 상기 S양의 감소는 제어압연에 의하여 연신화된 MnS를 감소시키고 상기 인성을 개선한다.
다음에, Nb, V, Ni, Cu, Cr, 및 Mo의 첨가 목적을 설명하였다.
기본적인 성분에 이러한 성분의 첨가 주 목적은 강도, 저온인성, HAZ인성등과 같은 특성을 더욱 개선시키고, 본 발명 강의 우수한 특성의 손실없이 제조가능한 강재 크기를 확대시키는 것이다. 따라서, 그들의 첨가량은 스스로 제한되어야 한다.
Nb은, Mo과 공존하여 제어압연시 상기 오스테나이트의 재결정화를 억제하고, 상기 결정립을 미세하게 만들지만 석출경화와 소입성증대에 기여하고 강을 강인화하는 작용을 한다. Nb의 양은 최저 0.005%이상이 필요하다. 그러나, 상기 Nb의 양이 너무 많을 때, 상기 HAZ인성에 악영향을 미친다. 따라서, Nb양의 상한은 0.10%로 설정되었다.
V은 대체적으로 Nb와 같은 효과를 가져오지만 그 효과는 Nb보다 약한 것으로 여겨지고 있다. 최저 0.10%의 V이 첨가되고, V의 상한은 HAZ인성의 점을 고려하여 0.10%로 설정되었다.
Ni은 강도와 저온인성을 개선시키기 위해서 첨가되었다. Ni첨가는,Mn과 Cr, Mo첨가에 비교하여 압연조직( 특히 슬라브의 중심편석대)중에 저온인성에 유해한 경화조직을 형성하는 일이 적고, 미량의 Ni첨가가 HAZ인성의 개선에 효과적임을 발견하였다( HAZ인성에 대해 특히 효과적인 Ni양은 0.3%이상이다). 그러나, 만약 상기 첨가량이 너무 많으면, HAZ인성을 열화시킬 뿐만아니라 경제효과 또한 손실된다. 따라서, Ni의 상한은 2.0%로 설정되었다. Ni의 첨가는 또한 연주와 열간압연시 Cu 크랙을 방지하는데 효율적이며, 이 경우, Ni은 Cu양의 1/3이상의 양이 첨가되어야 한다.
Cu는 대체적으로 Ni과 같은 효과를 가지며 내식성 및 내수소유기파괴특성을 개선하는데 효과적이다. 약 0.5% 이상의 Cu첨가는 석출경화에 기인하여 강도를 크게 향상시킨다. 그러나, Cu를 너무 많이 첨가하면 석출경화로 인해 상기 모재, 상기 HAZ의 인성 저하와, 여기서 열간압연시 크랙의 발생은 석출경화로 인해 발전된다. 따라서, Cu의 상한은 1.2%로 설정된다.
Cr은 상기 모재와 상기 용접부의 강도를 증가시킨다. 그러나, Cr의 양이 너무 많을 때, 상기 HAZ인성은 뚜렷하게 열화된다. 따라서, Cr양의 상한은 1.0%로 설정된다.
Mo은 Nb과 공존하여 제어압연시 오스테나이트의 재결정을 강력히 제어하고, 또한 오스테나이트조직의 미세화에 효과적이다. 그러나, Mo의 과도한 첨가는 상기 HAZ 인성을 열화시키므로 상한을 0.80%로 설정하였다.
Ni, Cu, Cr, 및 Mo량의 하한 0.05%는 이러한 성분의 첨가에 따른 상기 재료의 효과가 뚜렷하게 되는 최소 양이다.
다음은, 상기 Ti과 Mg의 복합산화물 입자의 크기와 수를 설명하였다.
상기 Ti와 Mg 복합산화물 입자의 크기가 0.001μm이하일 때, 상기 입내 페라이트의 형성에 대한 효과 또는 상기 오스테나이트립의 조대화에 대한 제어효과는 얻어질 수 없고, Ti와 Mg 복합산화물 입자의 크기가 5.0μm를 초과할 경우, 상기 산화물 입자가 너무 크게 되어, 상기 산화물은 상기 입내 페라이트의 형성효과를 제공하지 못하고, 그리고 상기 오스테나이트립의 조대화에 대한 제어효과를 얻을 수 없다.
상기 Ti과 Mg 복합산화물 입자의 밀도가 40pcs/mm2이하일 경우, 상기 산화물 분산의 수는 적고 상기 산화물 입자는 입내 페라이트 변태에 대해 효율적이지 못하다. 따라서, 하한을 40pcs/mm2이상으로 설정하였다.
그리고, Ti과 Mg 단독 또는 그들의 복합산화물의 밀도는 1/4 두께의 위치로부터 시편을 채취하고, CMA( 컴퓨터 미세-분석기)를 사용하므로써 상기 시편 표면위 0.5mm×0.5mm의 범위에 1μm 직경의 빔을 조사하여, 단위면적당 산화물의 수의 계산에 의해서 얻어졌다.
다음은, 상기 Mg첨가 재료를 설명하였다.
본 발명은 Mg첨가 재료로써 철박에 의해 싸여진 금속 Mg( 99% 이상)를 사용하여 용제한 강이다. 만약 금속 Mg를 직접 용강에 투입하면 반응은 너무 격렬하게 되어 상기 용강은 쉽게 비산한다. 따라서, 금속 Mg은 상기 철박에 의해 싸여진다. 상기 철박이 사용된 이유는 상기 용강에 들어오는 불순물 성분을 방지하기 위한 것이지만 실질적으로 철합금의 박이 제조품에 사용된 같은 성분을 가질 때 문제는 발생되지 않는다.
덧붙여 말하자면, Fe-Si-Mg합금 또는 Ni-Mg과 같은 Ng합금이 상기 Mg첨가재로써 사용될 수 있다.
순수 Mg금속(99% 이상)을 철박으로 싸서 첨가한 다양한 Mg함유강의 강괴가 실험 용해로에 의해서 제조되었다. 이런 강괴가 다양한 조건에서 13∼30mm의 두께를 가진 강판으로 압연되었고 그들의 기계적 성질을 조사하였다. 상기 기계적 성질( 항복강도 : YS, 인장강도 :TS, 샤피-충격시험의 -40℃에서의 흡수에너지 : vE-40과 샤피 충격 천이온도 : vTrs)이 압연과 직각방향에서 조사되었다. 상기 HAZ인성( -20℃에서 샤피 충격에너지 : vE-20)은 재생산 열사이클 장치(최고 가열온도 : 1400℃, 800에서부터 500℃[Δt800-500]까지 냉각시간: 27초)에 의해 제조된 HAZ에 의해서 평가되었다. 상기 Ti과 Mg 복합산화물 입자의 크기와 수는 1μm직경 빔을 사용한 CMA분석효과에 의해 조사되었다.
상기 산화물 입자는 전자현미경 관찰에 의해 결정되었다.
실시예를 표 1에 나타내었다. 본 발명에 의해서 생산된 강판은 -20℃에서 상기 HAZ내에서 150J이상의 샤피 충격에너지를 가졌고, 우수한 HAZ 인성을 가졌다. 이에 비하여, 비교강은 불안정한 화학성분 또는 불안정한 크기 또는 Ti, Mg복합산화물이 크고, 밀도가 부적절하기 때문에, -20℃에서 상기 HAZ에서 샤피 흡수에너지가 뚜렷히 열화하였다.
강 15는 O량이 적기 때문에, 상기 Ti와 Mg 복합산화물 입자의 밀도가 적고, 상기 HAZ에서 샤피 충격에너지는 낮다.
강 16에서는 Al량이 너무 많기 때문에 상기 Ti와 Mg 복합산화물 입자의 밀도는 거의 존재하지 않고 상기 HAZ에서 샤피 충격에너지는 낮다.
강 17은 Ti량이 너무 적기 때문에 상기 Ti와 Mg 복합산화물 입자의 밀도가 적고, 상기 HAZ에서 샤피 충격에너지는 낮다.
강 18은 Ti량이 많기 때문에 상기 HAZ에서 샤피 충격에너지는 다소간 낮다.
강 19는 O량이 많기 때문에, 상기 Ti와 Mg 복합산화물 입자의 입도 크기는 크고, 상기 HAZ에서 샤피 충격에너지는 낮다.
강 20에 Mg가 첨가되지 않을 때 상기 HAZ에서 샤피 충격에너지는 다소간 낮다.
본 발명은 보다 HAZ 인성의 우수한 조선, 건축, 압력용기, 라인파이프등 구조물에 사용한 강재가 안정하게 대량으로 제조가 가능하다. 그 결과, 조선, 건축, 압력용기 및 라인파이프의 안정성을 뚜렷하게 향상시킬 수 있다.

Claims (3)

  1. 중량퍼센트로,
    C : 0.01 내지 0.15,
    Si : 0.6 이하,
    Mn : 0.5 내지 2.5,
    P : 0.030 이하,
    S : 0.005 이하,
    Ti : 0.005 내지 0.025,
    Al : 0.02 이하,
    Mg : 0.0001 내지 0.0010,
    O : 0.001 내지 0.004 및
    N : 0.001 내지 0.006
    Fe 및 불가피한 불순물로 구성되는 잔부로 이루어지고, 0.001 내지 5.0μm의 입경을 가지는 Ti과 Mg의 산화물 및 복합산화물을 40 pcs/mm2이상 함유하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Nb : 0.005 내지 0.10,
    V : 0.001 내지 0.10,
    Ni : 0.05 내지 2.0,
    Cu : 0.05 내지 1.2,
    Cr : 0.05 내지 1.0 및
    Mo : 0.05 내지 0.8, 중 한 성분을 1종 이상 추가로 함유하고,
    0.001 내지 5.0μm의 입경을 가지는 Ti과 Mg의 산화물 및 복합산화물 입자를 40 pcs/mm2이상 함유하는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 강.
  3. 제 1 항과 2항에 있어서, 상기 강은 Mg 첨가 재료로서 철박(iron foil)으로 싸여진 금속 Mg를 사용하므로써 제조되는 것을 특징으로 하는 용접열영향부 인성이 우수한 강.
KR1019970709457A 1996-04-17 1997-04-17 용접영향부 인성이 우수한 강 및 그의 제조방법 Expired - Lifetime KR100259797B1 (ko)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP9562596 1996-04-17
JP95625/1996 1996-04-17
JP33617496A JP3408385B2 (ja) 1996-04-17 1996-12-16 溶接熱影響部靭性の優れた鋼
JP336174/1996 1996-12-16

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR19990022987A true KR19990022987A (ko) 1999-03-25
KR100259797B1 KR100259797B1 (ko) 2000-06-15

Family

ID=26436848

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019970709457A Expired - Lifetime KR100259797B1 (ko) 1996-04-17 1997-04-17 용접영향부 인성이 우수한 강 및 그의 제조방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US5985053A (ko)
EP (1) EP0839921B1 (ko)
JP (1) JP3408385B2 (ko)
KR (1) KR100259797B1 (ko)
CN (1) CN1081679C (ko)
DE (1) DE69723204T2 (ko)
WO (1) WO1997039157A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101225339B1 (ko) * 2010-09-29 2013-01-23 한국생산기술연구원 용접열 영향부 인성이 우수한 대입열 용접용 강재

Families Citing this family (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000080445A (ja) * 1998-09-02 2000-03-21 Natl Res Inst For Metals 酸化物分散鋼とその製造方法
US7552776B2 (en) 1998-12-07 2009-06-30 Enventure Global Technology, Llc Anchor hangers
US7055608B2 (en) 1999-03-11 2006-06-06 Shell Oil Company Forming a wellbore casing while simultaneously drilling a wellbore
JP3699657B2 (ja) * 2000-05-09 2005-09-28 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板
KR100368242B1 (ko) * 2000-08-02 2003-02-06 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물
KR100368243B1 (ko) * 2000-08-16 2003-01-24 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물
KR100368244B1 (ko) * 2000-08-22 2003-02-07 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법
KR100482208B1 (ko) * 2000-11-17 2005-04-21 주식회사 포스코 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법
US7410000B2 (en) 2001-01-17 2008-08-12 Enventure Global Technology, Llc. Mono-diameter wellbore casing
WO2004081346A2 (en) 2003-03-11 2004-09-23 Enventure Global Technology Apparatus for radially expanding and plastically deforming a tubular member
CA2467381C (en) 2001-11-12 2013-01-08 Enventure Global Technology Mono diameter wellbore casing
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
US7398832B2 (en) 2002-06-10 2008-07-15 Enventure Global Technology, Llc Mono-diameter wellbore casing
US7739917B2 (en) * 2002-09-20 2010-06-22 Enventure Global Technology, Llc Pipe formability evaluation for expandable tubulars
EP1549823B1 (en) 2002-09-20 2007-07-25 Enventure Global Technology Bottom plug for forming a mono diameter wellbore casing
US7886831B2 (en) 2003-01-22 2011-02-15 Enventure Global Technology, L.L.C. Apparatus for radially expanding and plastically deforming a tubular member
US7438133B2 (en) 2003-02-26 2008-10-21 Enventure Global Technology, Llc Apparatus and method for radially expanding and plastically deforming a tubular member
WO2004067961A2 (en) 2003-01-27 2004-08-12 Enventure Global Technology Lubrication system for radially expanding tubular members
GB2429226B (en) * 2003-02-18 2007-08-22 Enventure Global Technology Protective compression and tension sleeves for threaded connections for radially expandable tubular members
US7712522B2 (en) 2003-09-05 2010-05-11 Enventure Global Technology, Llc Expansion cone and system
US7819185B2 (en) 2004-08-13 2010-10-26 Enventure Global Technology, Llc Expandable tubular
RU2393262C1 (ru) 2006-03-16 2010-06-27 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. Стальной лист для дуговой сварки под флюсом
EP2218800B1 (en) * 2007-12-07 2012-05-16 Nippon Steel Corporation Steel with weld heat-affected zone having excellent ctod properties and process for producing the steel
DE102008053676B4 (de) * 2008-10-29 2013-03-28 Ab Skf Wasserstoffbeständiges Stahlbauteil
TWI534271B (zh) * 2009-05-19 2016-05-21 新日鐵住金股份有限公司 熔接用鋼材
TWI365915B (en) 2009-05-21 2012-06-11 Nippon Steel Corp Steel for welded structure and producing method thereof
JP2011246805A (ja) * 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法
JP2011246804A (ja) 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
CN102851611B (zh) * 2011-06-29 2014-03-05 宝山钢铁股份有限公司 耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法
KR101492782B1 (ko) * 2011-10-25 2015-02-12 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강판
BR112014012265B1 (pt) * 2011-11-25 2018-12-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation aço para soldagem
CN103447737B (zh) * 2013-09-05 2015-07-08 阿尔特汽车技术股份有限公司 焊接用支架结构
CN105714193B (zh) * 2016-02-26 2018-01-16 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种氧化物增强型可大热输入焊接钢板
CN106011361B (zh) * 2016-07-08 2018-07-31 华北理工大学 提高焊接性能的Mo-Nb-Ti-Mg钢冶炼方法
CN111440986A (zh) * 2020-04-22 2020-07-24 河钢股份有限公司 一种大线能量焊接eh460级船板钢及其制备方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5417696B2 (ko) * 1972-09-28 1979-07-02
JPS52133819A (en) * 1976-05-01 1977-11-09 Nippon Steel Corp Preparation of high toughness steel plate
JPS54160511A (en) * 1978-06-09 1979-12-19 Nippon Steel Corp Steel for high temperature of improved creep-fracture ductility
JPH07824B2 (ja) * 1984-05-22 1995-01-11 新日本製鐵株式会社 溶接用高靭性鋼
JPH04362156A (ja) * 1991-06-05 1992-12-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐火性・溶接継手部靱性の優れた鋼材
JP2940647B2 (ja) * 1991-08-14 1999-08-25 新日本製鐵株式会社 溶接用低温高靱性鋼の製造方法
JP2653594B2 (ja) * 1991-12-18 1997-09-17 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法
JPH05345950A (ja) * 1992-06-11 1993-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度，溶接継手部靱性の優れた低合金鋼
JPH06179942A (ja) * 1992-12-16 1994-06-28 Nippon Steel Corp 溶接用低温高靱性鋼及びその製造方法
JP3241198B2 (ja) * 1994-02-03 2001-12-25 新日本製鐵株式会社 耐火用酸化物粒子分散鋳片及びこの鋳片を素材とした耐火用圧延形鋼の製造方法
JP3241199B2 (ja) * 1994-02-07 2001-12-25 新日本製鐵株式会社 酸化物粒子分散鋳片及びその鋳片を素材とする靭性の優れた圧延形鋼の製造方法
DE69607702T2 (de) * 1995-02-03 2000-11-23 Nippon Steel Corp., Tokio/Tokyo Hochfester Leitungsrohrstahl mit niedrigem Streckgrenze-Zugfestigkeit-Verhältnis und ausgezeichneter Tieftemperaturzähigkeit
JP3256118B2 (ja) 1995-12-06 2002-02-12 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101225339B1 (ko) * 2010-09-29 2013-01-23 한국생산기술연구원 용접열 영향부 인성이 우수한 대입열 용접용 강재

Also Published As

Publication number Publication date
CN1189193A (zh) 1998-07-29
EP0839921A1 (en) 1998-05-06
JP3408385B2 (ja) 2003-05-19
EP0839921A4 (en) 1999-06-02
DE69723204T2 (de) 2004-02-05
EP0839921B1 (en) 2003-07-02
JPH101744A (ja) 1998-01-06
DE69723204D1 (de) 2003-08-07
KR100259797B1 (ko) 2000-06-15
US5985053A (en) 1999-11-16
CN1081679C (zh) 2002-03-27
WO1997039157A1 (fr) 1997-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100259797B1 (ko) 용접영향부 인성이 우수한 강 및 그의 제조방법
US4521258A (en) Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness
JP4071906B2 (ja) 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
KR100712796B1 (ko) 대입열 용접 이음매 인성이 우수한 후강판
CN111433381A (zh) 高Mn钢及其制造方法
JP2007284712A (ja) 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板
JP2653594B2 (ja) 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法
RU2135622C1 (ru) Сталь, имеющая высокую ударную вязкость в зоне термического воздействия при сварке
JPH0541683B2 (ko)
JPH0527703B2 (ko)
JPH02125812A (ja) 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法
JPH09194990A (ja) 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼
JPH09296253A (ja) 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管
JP2008248293A (ja) 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JPS63210235A (ja) 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法
JP2000119797A (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法
JP2002371338A (ja) レーザー溶接部の靭性に優れた鋼
JP3854412B2 (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた耐サワー鋼板およびその製造法
JP4762450B2 (ja) 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法
JPH06240406A (ja) 高強度高靭性鋼板
JP4299743B2 (ja) 母材靭性と超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用高靭性鋼とその製造方法
JPH0525580B2 (ko)
JP2000234139A (ja) 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法
JP2005029841A (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
JP3477054B2 (ja) 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
PA0105 International application

Patent event date: 19971216

Patent event code: PA01051R01D

Comment text: International Patent Application

PA0201 Request for examination

Patent event code: PA02012R01D

Patent event date: 19971216

Comment text: Request for Examination of Application

PG1501 Laying open of application
E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 19991118

Patent event code: PE09021S01D

E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20000306

GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20000328

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20000329

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration
PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20030307

Start annual number: 4

End annual number: 4

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20040323

Start annual number: 5

End annual number: 5

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20050309

Start annual number: 6

End annual number: 6

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20060313

Start annual number: 7

End annual number: 7

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20070313

Start annual number: 8

End annual number: 8

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20080328

Start annual number: 9

End annual number: 9

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20090316

Start annual number: 10

End annual number: 10

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20100310

Start annual number: 11

End annual number: 11

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20110223

Start annual number: 12

End annual number: 12

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20120302

Start annual number: 13

End annual number: 13

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130304

Year of fee payment: 14

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20130304

Start annual number: 14

End annual number: 14

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140228

Year of fee payment: 15

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20140228

Start annual number: 15

End annual number: 15

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150302

Year of fee payment: 16

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20150302

Start annual number: 16

End annual number: 16

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160304

Year of fee payment: 17

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20160304

Start annual number: 17

End annual number: 17

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20170302

Year of fee payment: 18

PR1001 Payment of annual fee

Payment date: 20170302

Start annual number: 18

End annual number: 18

EXPY Expiration of term
PC1801 Expiration of term

Termination date: 20171017

Termination category: Expiration of duration