KR20030091792A - 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법 - Google Patents

저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 과제는 켄칭성 원소를 첨가하여 고강도화를 도모한 강의 저온 인성의 신뢰성을 향상시키는 동시에, 2층 이상의 용접을 행했을 때의 열영향부의 인성을 개선하여, 현지 용접성이 우수한 초고강도 강관 및 제조 방법을 제공하는 것으로, 소정량의 C, Si, Mn, P, S, Ni, Mo, Nb, Ti, Al, N를 함유하고, 특히 Nb량을 0.010 ％ 미만으로 제한하여 필요에 따라서 B, V, Cu, Cr, Ca, REM, Mg 중 1종류 이상을 함유하고, 또한 켄칭성 원소인 C, Si, Mn, Cr, Ni, Cu, V, Mo을 관계식으로 구하게 되는 P치를 1.9 내지 4.0으로 하고, 조직을 베이나이트 및/또는 마르텐사이트로 이루어지는 조직으로 한다. 구오스테나이트 입경을 소정의 범위로 해도 좋다. 주조 부재를 Ac3이상으로 가열하여, 열간 압연을 실시한 후, 소정의 냉각 속도로 냉각하는 제조 방법이다.

Description

저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과 그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법 {A HIGH STRENGTH STEEL HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TENACITY AND EXCELLENT TENACITY IN THE PORTION AFFECTED BY WELDING-HEAT AND A METHOD FOR MANUFACTURING THE HIGH STRENGTH STEEL AND A HIGH STRENGTH STEEL PIPE}
본 발명은, 800 MPa 이상의, 특히 900 MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 모재 및 용접 열영향부의 -60 내지 0 ℃에 있어서의 인성(이하, 저온 인성 및 용접 열영향부 인성)이 우수한 초고강도 열간 압연 강판 및 그 강판 및 강관의 제조 방법에 관한 것이다.
이러한 초고강도 열간 압연강은, 또한 가공 및 용접되어 천연 가스 및 원유 수송용의 라인 파이프, 압력 용기, 용접 구조물 등의 용접성 강재로서 널리 이용된다.
최근, 라인 파이프용 강판 및 양수용 강판(예를 들어 펜스톡) 또는 압력 용기용 강판에서는 고강도화 및 저온 인성화의 향상이 요구되고 있다. 예를 들어, 라인 파이프용 강판에서는 인장 강도가 800 MPa(API 규격에서 X100 이상) 이상의 초고강도 강판의 제조에 관하여, 이미 많은 연구가 행해지고 있고, 저온 인성, 용접 열영향부 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강이 일본 특허 제3244986호 공보 및 일본 특허 제3262972호 공보에 개시되어 있다. 또한, 인장 강도 900 MPa 이상의 초고강도 라인 파이프 및 그 제조법이 일본 특허 공개 2000-199036호 공보에 개시되어 있다.
그러나, 상기 일본 특허 제3244986호 공보 및 일본 특허 제3262972호 공보에 개시된 라인 파이프용 강판에서는 1층 용접에 의한 열영향부의 -20 ℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지는 100J 이상으로 매우 양호하지만, 2층 이상의 용접이 실시되었을 때의 열영향부에서는 용접 조건에 따라서는 용접 열영향부 인성이 저하되는 경우가 있었다.
또한, 상기 일본 특허 제3244986호 공보 및 일본 특허 제3262972호 공보에 개시된 라인 파이프용 강판 및 일본 특허 공개 2000-199036호 공보에 개시된 초고강도 라인 파이프는, 모재의 -40 ℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지는 동일 재료를 동일 시험 조건에 의해 시험한 수(이하, n수)를 3으로 하면, 평균치에서는 200J 이상으로 매우 양호하지만, 일부의 시험 부재의 샤르피 흡수 에너지는 200J 미만으로 저하하는 경우가 있어, 불규칙함을 볼 수 있게 되는 문제가 있었다.
이러한 저온 인성의 불규칙함이라는 문제에 대해 상세하게 검토한 결과, -40 ℃에 있어서 n수를 증가시켜 샤르피 충격 시험을 행하면, 약 20 ％의 확률로 약200J 미만으로 샤르피 흡수 에너지가 저하되고, 또한 -60 ℃ 내지 -40 ℃ 미만의 온도 범위에서는 일부의 시험 부재는 샤르피 흡수 에너지가 100J 이하로 저하되어, 시험 부재의 파단면에 취성 파면이 보이는 것을 알 수 있었다.
또한, 본 발명자는 용접 방법을 연구하여 저온 인성을 향상시키는 방법을 일본 특허 출원 2001-336670호 공보에 제안하였지만, 대량 생산에 적합하지 않고, 설비 도입도 필요로 하므로, 바로 적용할 수 없는 것을 알 수 있었다. 그래서, 대규모인 설비를 필요로 하지 않은 방법으로, 모재 및 용접부 모두 저온 인성이 우수한 고강도 라인 파이프의 개발이 요망되고 있다.
본 발명은 용접 열영향부 인성, 특히 다층 용접을 실시했을 때의 용접 열영향부의 셸프 에너지가 우수하고, 모재의 -40 ℃의 온도 범위에 있어서의 샤르피 흡수 에너지의 변동이 작아 평균치가 200J 이상이며, 우수한 저온 인성을 갖고, 또는 현지 용접이 용이한 인장 강도 800 MPa 이상의 초고강도 강 및 강관을 제공하는 것이다. 또, 셸프 에너지라 함은, 저온에서 취성 파괴하는 재료의 샤르피 충격 시험을 다양한 온도로 행했을 때에, 100 ％ 연성 파괴하는 온도 영역에 있어서 측정된 샤르피 흡수 에너지이다.
본 발명자는, 인장 강도가 800 MPa 이상(API 규격 X100 이상)이고, 또한 다층 용접을 실시했을 때의 용접 열영향부의 셸프 에너지가 100J 이상이며, -40 ℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 모재의 샤르피 흡수 에너지의 변동이 작아 평균치가 200J 이상이며, 또한 현지 용접성이 우수한 고강도 강을 얻기 위해, 강재의 화학성분과 그 미크로 조직에 대해 예의 연구를 행하였다.
그 결과, 우선 2층의 용접에 의한 저온 인성의 저하 원인이 Nb 탄질화물인 것을 명백하게 하고, 이에 대해 Nb의 저감이 매우 효과적인 것을 확인하였다. 다음에, 모재에 대해서는 시험 조건에 의해 샤르피 흡수 에너지가 낮은 것을 볼 수 있는 경우가 있지만, 이 원인이 부분적으로 존재하는 조대 결정 입자인 것을 명백하게 하여, 대책으로서 Nb의 저감이 매우 유효한 것을 발견하였다.
또한, Nb의 저감에 의해 저하된 강도를 향상시키기 위해, 켄칭성의 지표인 P치를 적정한 범위로 함으로써, 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강을 발명하는 데 이르렀다.
본 발명은 상기 지견에 의거하여 이루어진 것으로, 그 요지는 다음과 같다.
(1) 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.10 ％, Si : 0.6 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.003 ％ 이하, Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
Mo : 0.2 내지 0.6 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하, Al : 0.070 ％ 이하,
N : 0.0060 ％ 이하
를 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 1.9 내지 3.5의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트 주체로 이루어지는 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부인성이 우수한 고강도 강.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5
(2) 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.10 ％, Si : 0.6 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.003 ％ 이하, Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
Mo : 0.1 내지 0.6 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하, B : 0.0003 내지 0.0030 ％,
Al : 0.070 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하,
또한 Ti - 3.4N ≥ 0
을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
(3) 또한, 질량 ％로, V : 0.001 내지 0.10 ％, Cu : 0.01 내지 1.0 ％, Cr : 0.01 내지 1.0 ％, Ca : 0.0001 내지 0.01 ％, REM : 0.0001 내지 0.02 ％, Mg : 0.0001 내지 0.006 ％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 용접성 고강도 강.
(4) (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 강이며, 구오스테나이트 입경의 평균치가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
(5) 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만, Si : 0.6 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.001 ％ 이하, Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
Mo : 0.1 내지 0.6 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하, B : 0.0003 내지 0.0030 ％,
Al : 0.070 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하,
또한 Ti - 3.4N ≥ 0을 함유하고, 또한 V : 0.001 내지 0.10 ％, Cu : 0.01 내지 1.0 ％, Cr : 0.01 내지 1.0 ％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지며, 구오스테나이트 입경의 평균치가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
(6) 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만,Si : 0.6 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.001 ％ 이하,Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
Mo : 0.1 내지 0.6 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하,B : 0.0003 내지 0.0030 ％,
Al : 0.070 ％ 이하, N : 0.0060 ％ 이하,
또한 Ti - 3.4N ≥ 0
을 함유하고, 또한 V : 0.001 내지 0.10 ％, Cu : 0.01 내지 1.0 ％, Cr : 0.01 내지 1.0 ％, Ca : 0.0001 내지 0.01 ％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지며, 구오스테나이트 입경의 평균치가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
(7) (1) 내지 (3), (5), (6) 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 주조 부재를 이용하여 강판을 제조하는 방법이며, Ac3점 이상으로 재가열하여, 열간 압연을 실시한 후에 1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
(8) 냉각한 강판을 관형으로 냉간 성형한 후, 맞댐부에 시임 용접을 행하는 것을 특징으로 하는 (7)에 기재된 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
(9) 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.1 ％, Si : 0.8 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.003 ％ 이하, Ni : 0.01 내지 2 ％,
Mo : 0.2 내지 0.8 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.03 ％ 이하, Al : 0.1 ％ 이하,
N : 0.008 ％ 이하
를 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 1.9 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트 주체로 이루어지는 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5
(10) 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.10 ％, Si : 0.8 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.003 ％ 이하, Ni : 0.01 내지 2 ％,
Mo : 0.1 내지 0.8 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하 B : 0.0003 내지 0.003 ％,
Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.008 ％ 이하, 또한 Ti - 3.4N ≥ 0을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
(11) 또한, 질량 ％로, V : 0.001 내지 0.3 ％, Cu : 0.01 내지 1 ％, Cr : 0.01 내지 1 ％, Ca : 0.0001 내지 0.01 ％, REM : 0.0001 내지 0.02 ％, Mg : 0.0001 내지 0.006 ％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (9) 또는 (10)에 기재된 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
(12) (9) 내지 (11) 중 어느 한 항에 기재된 강관이며, 평균 오스테나이트 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
(13) 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만, Si : 0.8 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.001 ％ 이하,Ni : 0.01 내지 2 ％,
Mo : 0.1 내지 0.8 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하,B : 0.0003 내지 0.003 ％
Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.008 ％ 이하,
또한 Ti - 3.4N ≥ 0을 함유하고, 또한 V : 0.001 내지 0.3 ％, Cu : 0.01 내지 1 ％, Cr : 0.01 내지 1 ％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하여, 잔량부가철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지며, 평균 오스테나이트 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
(14) 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만, Si : 0.8 ％ 이하,
Mn : 1.5 내지 2.5 ％, P : 0.015 ％ 이하,
S : 0.003 ％ 이하, Ni : 0.01 내지 2 ％,
Mo : 0.1 내지 0.8 ％, Nb : 0.010 ％ 미만,
Ti : 0.030 ％ 이하 B : 0.0003 내지 0.003 ％,
Al : 0.1 ％ 이하, N : 0.008 ％ 이하
또한 Ti - 3.4N ≥ 0을 함유하고, 또한 V : 0.001 내지 0.3 ％, Cu : 0.01 내지 1 ％, Cr : 0.01 내지 1 ％, Ca : 0.0001 내지 0.01 ％ 중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지며, 평균 오스테나이트 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
(15) (9) 내지 (14) 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 주조 부재를 Ac3점 이상으로 재가열하고, 열간 압연을 실시한 후에 1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후의 강판을 관형으로 냉간 성형 후, 맞댐부에 내외면으로부터 서브머지드 아크 용접을 행하고, 그 후 확관(擴管)하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
(16) (15)에 기재된 강관의 시임 용접부를 확관 전에 300 내지 500 ℃로 가열하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
(17) (15)에 기재된 강관의 시임 용접부를 확관 후에 300 내지 500 ℃로 가열하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법이다.
도1은, 조대 입자 재열부의 인성에 미치는 Nb량의 영향을 도시한 도면.
우선, 용접 열영향부 인성에 대해 서술한다. 여러 가지 초고강도 강에 2 패스의 용접을 실시하고, 용접부 및 용접 열영향부의 -20 ℃에 있어서의 인성을 노치 위치를 회합부 혹은 회합부 +1 ㎜로서 샤르피 충격 시험에 의해 평가하였다. 회합부라 함은, 용접 방향으로 직각인 판 두께 단면에 있어서의, 2층의 용접 비이드의 교점이다. 그 결과, 파면은 거의 전체면 100 ％ 취성 파면이고 또한, 샤르피 흡수 에너지는 50J 이하의 낮은 값이 발생하는 경우가 있었다.
이 시험 후의 파면을 상세히 조사한 결과, 취성 파괴의 발생점은 이하의 장소인 것이 판명되었다. (1) 융점 바로 아래로 한 번 가열되고, 또한 Ac3점 바로 위로 재가열된 용접 열영향부의 회합부로부터 1 ㎜까지의 영역, (2) 융점 바로 아래로 두 번 가열된 영역, (3) 융점 바로 아래로 한 번 가열된 영역이다. 또는, 이들이 발생점이 되는 확률은 (1)이 약 60 ％, (2)가 약 30 ％이고, (3)은 약 10 ％였다.
이것은, 두 번 열영향을 받아 조대 입자화한 재열부에서의 인성을 개선해야만 하는 것을 의미하고 있다. 그래서, 본 발명자는 또한 상세한 파면 관찰에 의해, 취성 파면의 발생점에 Nb의 복합 탄질화물의 존재를 확인하고, Nb의 저감에 의해 용접 열영향부의, 특히 두 번 이상의 열영향을 받은 조대 입자 재열부의 인성을 향상시키는 가능성을 발견하였다.
이상과 같은 지견을 기초로, 용접 재현 열사이클 시험에 의해 2층의 용접에 의한 열영향을 모의하고, 용접 열영향부 인성에 미치는 Nb의 영향을 검토하였다. Nb 이외의 원소의 첨가량을 청구항 1 또는 청구항 2의 범위로 하고, Nb량을 질량 ％로 0.001 내지 0.04 ％의 범위에서 변화시킨 강판을 제조하여, 시험 부재를 채취하였다. 열사이클 조건은, 입열 2.5 kJ/㎜ 상당으로 하였다. 즉, 1회째의 열처리를 가열 속도 100 ℃/s로 온도 1400 ℃로 가열하여 1초 보유 지지한 후, 500 내지 800의 범위로 냉각 속도 15 ℃/s로 냉각한다고 하는 조건으로 행하고, 게다가 2회째의 열처리를 가열 속도, 보유 지지 시간, 냉각 온도 및 냉각 속도를 1회째와 동일 조건으로 하여, 가열 온도 1400 ℃ 또는 900 ℃라는 조건으로 행하였다. 또한,JIS Z 2202에 준거하여 표준 치수의 V 노치 샤르피 충격 시험 부재를 채취하여, 샤르피 충격 시험을 JIS Z 2242에 준거하여 -40 ℃로 행하였다.
결과를 도1에 도시한다. Nb을 0.01 ％ 이상 첨가하고 있는 강에서는 샤르피 흡수 에너지에 50J 이하의 낮은 값이 발생하였지만, Nb을 0.01 ％ 미만으로 하면 샤르피 흡수 에너지에 50J 이하인 것이 존재하지 않게 되어, 이들 조대 입자 재열부의 인성이 현저히 향상되는 것이 명백해졌다. Nb을 첨가한 강에서의 샤르피 흡수 에너지가 50J 이하였던 시험 부재의 파면을 관찰하면 거의 전체면이 취성 파면에서 그 취성 파면의 발생점에 Nb의 복합 탄질화물이 존재하고 있었다. 이에 대해, Nb을 0.01 ％ 미만으로 한 강의 샤르피 충격 시험 후의 파면을 관찰하면 취성 파면의 발생점에는 Nb의 탄질화물이 존재하고 있지 않았다. 이와 같이, Nb을 0.01 ％ 미만으로 저감하여 상기에 나타낸 취화하는 영역의 인성을 향상시키는 데 성공하였다.
다음에, 모재의 저온 인성에 대해 서술한다. 인장 강도가 800 MPa 이상, 특히 900 MPa 이상의 초고강도 강관에서 높은 저온 인성을 확보하기 위해서는, 세립의 미재결정 오스테나이트로부터 변태한 베이나이트 및 마르텐사이트를 주체로 한 조직으로 할 필요가 있다. 조대 입자가 혼재하거나, 베이나이트 및 마르텐사이트 분율이 충분히 높지 않으면 고속 연성 파괴 정지 특성을 대표하는 샤르피 흡수 에너지에 낮은 값이 발생한다. 본 발명자는, 모재의 -60 ℃에 있어서의 샤르피 충격 시험을 실시하고, 200J 이상의 샤르피 흡수 에너지를 얻을 수 없었던 시험 부재의 파단부 근방의 조직을 상세히 조사하였다. 그 결과, 조직에 입경이 10 내지 100㎛인 조대한 결정 입자가 존재하고 있고, 이것이 샤르피 흡수 에너지를 저하시키는 원인인 것을 알 수 있었다.
통상, 인장 강도가 800 MPa 이하인 합금 원소의 함유량이 비교적 적은 연속 주조 주조 부재의 주조 조직은, 페라이트와 베이나이트 혹은 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이다. 이 주조 부재를 열간 압연을 위해 재가열한 경우에는, 주로 페라이트 입계로부터 새로운 오스테나이트가 많이 생성되고, 가열 온도가 Ac3점 바로 위인 950 ℃ 부근에서는 평균 결정 입경이 20 ㎛ 정도의 정립(整粒) 오스테나이트가 된다. 그 후 열간 압연에 의해 강판을 제조하는 경우에는, 재결정에 의해, 또한 세립화되어 평균 오스테나이트 입경이 5 ㎛ 정도의 거의 균일한 정립 조직이 된다. 그러나, 인장 강도가 800 MPa 이상인 고강도 강과 같이, 고강도화하기 위해 켄칭성 원소를 첨가한 강을 열간 압연하면, 부분적으로 조대한 결정 입자가 잔존하여 저온 인성이 저하된다고 생각할 수 있다.
그래서, 본 발명자는 조직에 미치는 성분의 영향을 상세히 조사하여, Nb을 0.01 ％ 미만으로 저감한 경우에는 열연 후의 결정 입자가 세립이 되어, 부분적으로 조대 입자를 볼 수 없게 되는 것을 발견하였다. 이 Nb의 저감의 효과는 이하와 같이 설명할 수 있다.
우선, Nb량이 많은 경우에 부분적으로 조대한 결정 입자가 잔존하는 원인에 대해 설명한다. 일반적으로, 인장 강도가 800 MPa 이상, 특히 900 MPa 이상인 초고강도 강에서는 Mn, Ni, Cu, Cr, Mo 등의 켄칭성이 높은 합금 원소량을 비교적 많이 첨가하고 있다. 이러한 강을 연속 주조 등으로 제조하는 경우에는, 실온까지 냉각 후의 주조 조직은, 결정 입경이 구오스테나이트 입경으로 1 ㎜ 이상인 조대한 베이나이트의 단상(單相)(이하, 베이나이트) 혹은 마르텐사이트의 단상(이하, 마르텐사이트) 또는 베이나이트 및 마르텐사이트를 주체로 하는 조직(이하, 베이나이트 및 마르텐사이트 주체 조직)이 된다. 이들의 조직은 입자 내에 미세한 잔류 오스테나이트를 함유하고 있다. 또, 베이나이트 및 마르텐사이트는 모두 래스 구조의 조직이며, 광학 현미경으로는 구별이 곤란하지만, 경도 측정에 의해 식별할 수 있다.
이러한 주조 조직을 갖는 주조 부재를 900 내지 1000 ℃로 가열한 경우에는, 구오스테나이트 입계로부터 변태에 의해 새로운 오스테나이트 입자를 발생시키는 반응(이하, 통상 페라이트 및 오스테나이트 변태)과, 상술한 잔류 오스테나이트가 용이하게 성장 및 합체하여 1 ㎜ 이상의 조대한 오스테나이트 입자를 발생하는 반응(이하, 이상 페라이트 및 오스테나이트 변태)이 생긴다.
이러한 강에 다시 Nb을 첨가한 경우에는, 미세한 Nb 탄화물이 생성되어 있으므로, 가열시에 결정 입자의 성장이 억제된다. 따라서, 예를 들어 AC3바로 위로부터 1100 ℃까지의 온도 범위 내로 가열했을 때에는, 통상 오스테나이트 변태에 의해 생긴 오스테나이트 입자의 성장, 소위 2차 재결정이 억제된다. 그 결과, 부분적으로 이상 페라이트 및 오스테나이트 변태에 의해, 주조 부재의 구오스테나이트 입경과 거의 동일한 1 ㎜ 이상의 오스테나이트 입자가 생긴다. 가열시에 이러한조대한 오스테나이트 입자가 강 중에 생성되면, 열간 압연시 후의 재결정이 생기기 어려우므로, 부분적으로 50 ㎛ 이상의 결정 입자로서 잔존하고, 이것이 저온 인성을 저하시키는 원인이 된다.
또한, 1150 ℃ 이상의 온도 범위로 가열하면 피닝 입자인 Nb 복합 탄화물이 용해되고, 구오스테나이트 입계보다 통상 오스테나이트 변태에 의해 생긴 결정 입자의 성장, 즉 2차 재결정이 촉진되므로, 오스테나이트 결정 입자가 정립화된다. 이러한 조직을 갖는 주조 부재를 열간 압연하면, 평균 입경은 약간 커지지만, 약 50 ㎛라는 조대한 결정 입자를 볼 수는 없다. 그러나 여전히 약 20 ㎛ 미만의 조대 입자는 잔존한다.
이에 대해, Nb을 0.01 ％ 미만으로 저감한 강의 주조 부재에는 Nb 탄화물이 적으므로, 2차 재결정을 억제하는 효과가 약하다. 따라서, 950 내지 1100 ℃의 범위로 가열하면 2차 재결정이 촉진되므로, 통상 오스테나이트 변태에 의한 결정 입자가 이상 페라이트 및 오스테나이트 변태에 의한 조대한 결정 입자를 침식하여, 균일한 조직이 된다. 이러한 조직을 갖는 주조 부재를 열간 압연하면, 평균 입경 10 ㎛ 정도의 균일한 조직이 되며, 20 ㎛ 이상이라는 조대한 결정 입자는 잔존하지 않게 된다. 또, 가열 온도가 낮을수록 2차 재결정 후의 오스테나이트 입자의 조대화는 억제되므로, 열연 후의 결정 입자는 세립화된다.
이상과 같이 하여 본 발명자는, 고강도화를 위해 켄칭성이 높은 합금 원소량을 비교적 많이 첨가하고, 가열시에 이상 페라이트 및 오스테나이트 변태에 의해 부분적으로 조대한 오스테나이트 결정 입자를 발생시키기 쉬운 베이나이트 단상,마르텐사이트 단상 또는 베이나이트 및 마르텐사이트 주체 조직을 갖는 주조 부재에 있어서도, Nb량을 0.01 ％ 미만으로 저감함으로써, 조대한 결정 입자의 발생을 현저히 억제할 수 있는 것을 발견하였다. 이 지견을 기초로, 모재에 대해서는 -60 내지 -40 ℃ 미만으로 실시한 경우에, 샤르피 흡수 에너지가 200J 이상이라는 우수한 저온 인성을 갖는 고강도 강의 개발에 성공하였다.
그러나, Nb을 저감하면 재결정 온도가 낮아져, 미재결정 압연이 충분하지 않은 것이 염려된다. 본 발명자는 질량 ％로, 0.05C - 0.25Si - 2Mn - 0.01P - 0.001S - 0.5Ni - 0.1Mo - 0.015Ti - 0.0010B - 0.015Al - 0.0025N - 0.5Cu - 0.5Cr을 함유하고, 또한 0.005Nb을 첨가한 강과 0.012Nb을 첨가한 강에서의 오스테나이트 재결정 거동에 대해 조사하였다. 그 결과, Nb 첨가에 의존하지 않고 재결정 온도는 모두 900 내지 950 ℃이며, Mn, Ni, Cu, Cr, Mo을 많이 첨가하고 있는 강에서는 Nb의 첨가의 유무에 상관없이 재결정 온도가 변하지 않는 것을 알 수 있었다. 따라서, 오스테나이트 재결정의 관점으로부터도 Nb을 굳이 첨가할 필연성은 없는 것이 실증되었다.
또한, Nb 첨가량을 저감하면 강도가 저하되므로 켄칭성 원소의 첨가량에 대해 검토하고, 켄칭성의 지표인 P치를 적정한 범위로 함으로써 강도와 저온 인성의 양립을 도모하였다. Nb 첨가량을 0.01 ％ 미만으로 저감한 강의 켄칭성에 미치는 합금 원소의 영향을 상세히 조사한 결과, B를 함유하지 않은 강에서는 P치를 P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5로 함으로써 켄칭성을 적절하게 평가할 수 있어, 적정 범위는 1.9 ≤ P ≤ 3.5인 것을 알 수 있었다. 한편, B 첨가 강에서는 P치는 P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo이 되며, 그 적정 범위는 2.5 ≤ P ≤ 4.0인 것을 알 수 있었다. 이에 의해, 용접 열영향부 인성 및 현지 용접성을 손상시키는 일 없이, 목표로 한 강도 및 저온 인성 밸런스를 달성하는 데 성공하였다.
또한, 용접 열영향부를 300 ℃ 이상으로 가열하면, 미세한 마르텐사이트가 템퍼링되므로, 높은 샤르피 흡수 에너지를 안정되게 얻을 수 있게 된다. Nb을 0.01 ％ 이상 첨가한 강의 용접 열영향부를 300 ℃ 이상으로 가열해도, 미세한 마르텐사이트는 템퍼링되지만, 동시에 Nb의 석출에 의한 취화도 일어나므로, 본 발명과 같은 현저한 효과는 볼 수 없었다.
다음에 본 발명의 강판 성분 및 강관의 모재 성분의 한정 이유를 설명한다.
C는, 강 중에서 고체 용융 또는 탄질화물의 석출에 의해 강의 강도 향상 및 켄칭성을 향상시키기 위해 매우 유효하고, 조직을 베이나이트 및 마르텐사이트, 또는 베이나이트 및 마르텐사이트 주체 조직으로서 목표 강도를 얻기 위해, 그 함유량의 하한을 0.02 ％로 하였다. 한편, C 함유량이 지나치게 많으면, 강재 및 용접 열영향부의 저온 인성이 저하되고, 용접 후의 저온 균열 발생 등의 현지 용접성이 현저하게 열화되므로, 그 함유량의 상한을 0.10 ％로 하였다. 또한 저온 인성 향상을 위해서는, C 함유량의 상한을 0.07 ％로 하는 것이 바람직하다. 또, 강도 향상을 위해서는, C 함유량을 0.03 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 강도가 지나치게 높으면 확관 후의 강관의 형상이 나빠져, 진원도가 저하될 가능성이 있으므로, C 함유량을 0.05 ％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또, 진원도는 강관의 직경을 복수의 부위, 예를 들어 시임 용접부로부터 45°마다 강관의 중심을 통과하는 4개의 직경을 측정하여 평균치를 구하고, 직경의 최대치로부터 최초치를 빼고, 평균치로 나눔으로써 구할 수 있다.
Si은 탈산이나 강도 향상의 작용 효과를 갖지만, 지나치게 많이 첨가하면 용접 열영향부 인성이나 현지 용접성을 현저히 열화시키므로, 그 함유량의 상한을 0.8 ％로 하였다. 보다 바람직한 Si량의 상한은 0.6 ％이다. 또, 본 발명 강에 있어서의 Al 및 Ti도 Si와 같이 탈산 작용을 가지므로, Si 함유량은 Al 및 Ti의 함유량에 의해 조정하는 것이 바람직하다. 하한은 규정하지 않지만, 통상 불순물로서 0.01 ％ 정도 이상 함유하고 있다.
Mn은, 본 발명 강의 미크로 조직을 베이나이트 및 마르텐사이트 주체의 조직으로 하고, 강도 및 저온 인성의 양호한 밸런스를 확보하기 위해 불가결한 원소이며, 그 함유량의 하한을 1.5 ％로 한다. 한편, Mn을 지나치게 많이 첨가하면 켄칭성이 증가되어 용접 열영향부 인성이나 현지 용접성을 열화시킬 뿐만 아니라, 중심 편석을 조장하여 강재의 저온 인성을 열화시키므로, 그 함유량의 상한을 2.5 ％로 하였다. 또, 중심 편석이라 함은 주조시에 주조 부재의 중앙부 부근에 생기는 응고 기인의 성분 편석이, 그 후의 제조 공정을 거친 후에도 해소되지 않아, 강판의 판 두께 중앙부 근방에 잔존하고 있는 상태를 의미한다.
P, S은 불가피적 불순물 원소이며, P은 중심 편석을 조장하는 동시에, 입계 파괴에 의해 저온 인성을 향상시키고, S은 열간 압연으로 연신화하는 강 중의 MnS에 의해 연성 및 인성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 저온 인성 및 용접열영향부 인성을 보다 한층 향상시키기 위해, P 및 S의 함유량의 상한을 각각 0.015 ％ 및 0.003 ％로서 제한한다. 또, P 및 S량은 불순물이며, 기존의 기술에서는 각각 0.003 ％ 및 0.0001 ％ 정도가 하한이다. 또한, S량의 함유량을 0.001 ％ 이하로 함으로써, MnS 등의 강 중의 황화물의 석출을 억제하는 것이 가능하다. 그로 인해, Ca을 첨가하는 일 없이, 연성 및 인성의 저하를 억제하기 위해서는 S량의 함유량을 0.001 ％ 이하로 하는 것이 바람직하다.
Ni은, Mn이나 Cr, Mo과 비교하여 열간 압연의 조직, 특히 중심 편석대에 있어서 저온 인성에 유해한 경화 조직의 형성을 비교적 적게 할 수 있는 동시에, 용접 열영향부 인성의 향상에 유효하다. 이 효과는 0.01 ％ 미만에서는 불충분하므로, Ni 함유량의 하한을 0.01 ％로 하였다. 또한, 용접 열영향부 인성의 향상을 위해서는 Ni 함유량의 하한을 0.3 ％로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ni 함유량이 지나치게 많으면, Ni이 고가임에 따른 경제성의 악화뿐만 아니라, 용접 열영향부 인성이나 현지 용접성을 열화시키므로, 그 함유량의 상한을 2.0 ％로 하였다. 또, Ni의 첨가는 연속 주조 및 열간 압연에 있어서의 Cu 기인의 표면 균열의 방지에도 유효하다. 이 목적에 첨가하는 경우는, Ni 함유량을 Cu 함유량의 1/3 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
Mo은 강의 켄칭성을 향상시키고, 강도와 저온 인성의 밸런스가 우수한 베이나이트 및 마르텐사이트 또는 베이나이트 및 마르텐사이트 주체 조직을 얻기 위해 첨가한다. 이 효과는 B와의 복합 첨가에 의해 현저해진다. 또한, Mo이 B와 공존함으로써, 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정화를 억제하고, 오스테나이트 조직을 미세화하는 효과가 있다. 이들의 Mo 첨가에 의한 효과를 얻기 위해, B 무첨가 강의 경우에는 그 함유량의 하한을 0.2 ％로 하고, B 첨가 강의 경우에는 그 함유량의 하한을 0.1 ％로 하였다. 한편, Mo을 0.8을 넘어 지나치게 첨가하면, B 첨가의 유무에 관계 없이 제조 비용이 높아지는 동시에, 용접 열영향부 인성이나 현지 용접성이 열화되므로, 그 함유량의 상한을 0.8로 하였다. 또 Mo 함유량의 바람직한 상한은 0.6 ％이다.
Nb은 제어 압연시에 오스테나이트의 재결정화를 억제하는 동시에, 탄질화물의 석출에 의해 오스테나이트 조직을 미세화하고, 또한 켄칭성 향상에 기여한다. 특히, Nb 첨가에 의한 켄칭성 향상 효과는 B와 공존하는 경우에 상승적으로 높아진다. 그러나, 0.01 ％ 이상 첨가하면, 부분적으로 조대한 결정 입자가 생겨 충격 시험의 파면율을 저하시키고, 2층 이상의 용접을 실시했을 때에, 용접 열영향부 인성을 저하시킨다. 또한 현지 용접성이 열화되므로 그 함유량의 상한을 0.01 ％ 미만으로 하였다. 바람직하게는 0.005 ％ 이하가 좋다. 또한, B를 함유하지 않은 강에서는 P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5로 정의되는 P치가, 1.9 ≤ P ≤ 4.0, 바람직하게는 1.9 ≤ P ≤ 3.5를 만족하고, B 첨가 강에서는 P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 08Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo으로 정의되는 P치가, 2.5 ≤ P ≤ 4.0을 만족하면, Nb을 첨가할 필요는 없지만, 통상 불순물로서 0.001 ％ 이상을 함유한다.
Ti은 강 중에서 미세한 질화물을 형성하고, 재가열시에 오스테나이트의 조대화를 억제한다. 또한 B 첨가 강의 경우, 켄칭성 향상에 대해 유해한 고체 용융 N을 질화물로서 고정함으로써 저감하고, 켄칭성을 보다 향상시킨다. 또한, Al 함유량이 0.005 ％ 이하인 경우에는, Ti은 강 중에서 산화물을 형성한다. 이 Ti 산화물은 용접 열영향부에 있어서 입자 내 변태 생성핵으로서 작용하여, 용접 열영향부의 조직을 미세화한다. 이상과 같은 Ti 첨가의 효과를 얻기 위해서는, Ti 함유량의 하한을 0.001 ％로 하는 것이 바람직하다. 또, 질화물의 형성 및 고체 용융 N의 고정에 의한 효과를 안정되게 얻기 위해서는, Ti 함유량의 하한을 3.4N 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti의 첨가량이 지나치게 많아지면 질화물이 조대화하고, 미세한 탄화물이 생겨 석출 경화하여, 용접 열영향부 인성이 열화된다. 또한, 0.01 ％ 이상의 Nb을 첨가한 경우와 같이, 부분적으로 조대한 결정 입자가 생겨 저온 인성을 손상하게 되므로 그 함유량의 상한을 0.030 ％로 하였다.
Al은 탈산재로서 첨가하는 동시에, 조직의 미세화의 작용도 갖는다. 그러나, Al 함유량이 0.1 ％를 넘으면, 산화 Al계의 비금속 개재물이 증가되어 강의 청정도를 저해하고 강재 및 용접 열영향부 인성을 열화하므로, 그 함유량의 상한을 0.1 ％로 하였다. 보다 바람직한 Al량의 상한은 0.07 ％이며, 0.06 ％ 이하가 가장 적절하다. 또, 본 발명 강에 있어서의 Si 및 Ti도 Al과 같이 탈산 작용을 가지므로, Al 함유량은 Si 및 Ti의 함유량에 의해 조정하는 것이 바람직하다. Al 함유량의 하한은 규정하지 않지만, 통상 0.005 ％ 이상을 함유한다.
N는 0.008 ％보다 많이 첨가하면, 주조 부재의 표면 흠집이 생기고, 또한 고체 용융 N 및 Nb 질화물에 의한 용접 열영향부 인성의 열화의 원인이 되므로, 그 함유량의 상한을 0.008 ％로 하였다. 또, 보다 바람직한 N량의 상한은 0.006 ％이다. N량은 낮을수록 좋으므로 하한을 규정하지 않지만, 불순물로서 통상 0.003 ％ 정도를 함유하고 있다.
본 발명의 강은, 이상 설명한 성분을 기본 성분으로서 함유하지만, 또한 강도 및 인성의 향상이나 제조 가능한 강재 사이즈의 확대를 한층 도모하기 위해, B, V, Cu, Cr, Ca, REM 및 Mg 중 1종류 또는 2종류 이상을 이하의 함유량으로 첨가해도 좋다.
B는 극미량의 첨가에 의해 강의 켄칭성을 높이기 때문에, 본 발명의 강의 목적으로 하는 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 주체의 조직을 얻기 위해, 유효한 원소이다. 또한, B는 본 발명 강의 Mo의 켄칭성 향상 효과를 현저하게 하는 동시에, Nb과의 공존에 의해 상승적으로 켄칭성의 향상 효과를 촉진한다. 이들의 효과는 그 함유량이 0.0003 ％ 미만에서는 얻을 수 없으므로, B 함유량의 하한을 0.0003 ％로 하였다. 한편, B를 지나치게 첨가하면, Fe23(C, B)6등의 취성 입자의 형성을 촉진하여, 저온 인성을 열화시킬 뿐만 아니라, B의 켄칭성 향상 효과를 손상시키므로, 그 함유량의 상한을 0.0030 ％로 하였다.
V은 Nb과 거의 같은 작용을 갖고, 단독으로 첨가하면 효과가 Nb과 비교하여 약하지만 Nb과의 공존에 의해, 저온 인성 및 용접 열영향부 인성을 향상시키는 효과를 더욱 현저한 것으로 한다. 그 효과는, V 함유량이 0.001 ％ 미만에서는 불충분하므로, 하한을 0.001 ％로 하는 것이 바람직하다. 한편, 첨가량이 0.3 ％보다도 지나치게 많으면, 용접 열영향부 인성, 특히 2층 이상의 용접을 실시했을 때의용접 열영향부 인성을 저하시키고, 또한 열연 가열시의 이상 페라이트 및 오스테나이트 변태에 기인하는 조대한 결정 입자가 생겨 저온 인성을 저하시키고, 또한 현지 용접성이 열화되므로 그 함유량의 상한을 0.3 ％로 하는 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직한 V 함유량의 상한은 0.1 ％이다.
Cu 및 Cr은 모재 및 용접 열영향부의 강도를 향상시키는 원소이며, 그 효과를 얻기 위해, 각각 0.01 ％ 이상 함유시키는 것이 필요하다. 한편, 그 함유량이 지나치게 많으면, 용접 열영향부 인성이나 현지 용접성을 현저히 열화시키므로, Cu 및 Cr의 함유량의 상한을 1.0 ％로 하였다.
Ca 및 REM은 MnS 등의 강 중의 황화물의 형태를 제어하고, 강의 저온 인성을 향상시키는 작용을 갖고, 그 효과를 얻기 위해 Ca 및 REM의 함유량의 하한을 0.0001 ％로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca량이 0.01 ％, REM이 0.02 ％를 넘어 첨가되면 CaO - CaS 또는 REM - CaS가 대량으로 생성되어 대형 클러스터, 대형 개재물이 되어, 강의 청정도를 저해하고, 현지 용접성을 열화시키므로, Ca 및 REM의 함유량의 상한을 각각 0.01 ％ 및 0.02 ％로 하는 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직한 Ca 함유량의 상한은 0.006 ％이다.
또, 강도를 950 MPa 이상으로 하는 경우에는, 강 중의 S 및 O의 함유량을 각각 0.001 ％ 및 0.002 ％ 이하로 더 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 황화계 혼재물의 형상 제어에 관한 인덱스인 ESSP{관계식 : ESSP = (Ca)[1 - 124(O)]/1.25S}를 0.5 내지 10.0의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.
Mg은 미세 분산한 산화물을 형성하고, 용접 열영향부의 오스테나이트 입자의조대화를 억제하여 저온 인성을 향상시키는 작용을 갖고, 그 효과를 얻기 위해 함유량의 하한을 0.0001 ％로 한다. 한편, 0.006 ％를 넘으면 조대 산화물을 생성하여, 저온 인성을 열화시키므로, 상한을 0.006 ％로 하였다.
이상의 개개의 첨가 원소의 한정에다가 본 발명에서는 우수한 강도 및 저온 인성 밸런스를 얻기 위해 켄칭성의 지표인 P치를 적정한 범위로 제한한다. P치는 B의 유무에 따라 다르며, B를 함유하지 않은 강에서는 P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5, B 첨가 강에서는 P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo이다. P치가 B 무첨가 강에서는 1.9, B 첨가 강에서는 2.5보다도 작으면, 800 MPa 이상의 인장 강도를 얻을 수 없으므로 하한으로 한다. 또한, P치가 4.0을 넘으면 열영향부 인성 및 현지 용접성이 저하되므로 상한으로 한다. 또, B 무첨가 강에서는 P치의 상한을 3.5로 하는 것이 바람직하다. 즉, P치의 적정한 범위를 B 무첨가 강에서는 1.9 ≤ P ≤ 4.0, 바람직하게는 1.9 ≤ P ≤ 3.5로 하고, B 첨가 강에서는 2.5 ≤ P ≤ 4.0으로 하였다.
다음에 미크로 조직에 대해 설명한다.
인장 강도가 800 MPa 이상이라는 고강도를 달성하고, 또한 양호한 저온 인성을 확보하기 위해서는 강재의 베이나이트 및 마르텐사이트, 또는 베이나이트 및 마르텐사이트 주체 조직의 양을 베이나이트 및 마르텐사이트 분율로 90 내지 100 ％의 범위로 할 필요가 있다. 또, 잔량부는 잔류 오스테나이트라고 생각할 수 있지만, 광학 현미경으로는 확인하는 것이 곤란하다. 여기서 베이나이트 및 마르텐사이트 분율이 90 내지 100 ％인 것은, 이하의 2개의 조건을 충족시키는 것을 의미한다. 우선, (1) 광학 현미경 사진, 주사 전자 현미경 사진 또는 과전자 현미경 사진에 의해, 폴리고널 페라이트가 생성되어 있지 않은 것을 확인한다. 또한 (2) 경도에 의해 이하와 같이 정의한다. 100 ％ 마르텐사이트 경도를 C량 내지 Hv = 270 + 1300C에 의해 산출한다. 여기서의 C는 질량 ％로 나타내는 C량이다. 이 100 ％ 마르텐사이트 경도의 70 내지 100 ％의 경도를 갖고 있는 것이 베이나이트 및 마르텐사이트 분율이 90 내지 100 ％라고 정의된다.
또한, 베이나이트 및 마르텐사이트 분율이 90 내지 100 ％인 경우, 인장 강도와 C량은 이하의 식을 만족한다. 여기서 TS는 얻게 된 강의 인장 강도[MPa], C는 C량[질량 ％]이다.
0.7(3720C + 869) < TS
라인 파이프용 강관과 같이 C 단면 방향에서의 우수한 저온 인성을 얻기 위해서는, 냉각시에 있어서 오스테나이트상이 페라이트상으로 변태하기 전의 오스테나이트상, 소위 구오스테나이트의 조직을 최적화하고, 강재의 최종 조직을 효과적으로 미세화할 필요가 있다. 이로 인해 구오스테나이트를 미재결정 오스테나이트로 하고, 또한 그 평균 입경을 10 ㎛ 이하로 한정하였다. 이에 의해, 매우 우수한 강도 및 저온 인성 밸런스를 얻을 수 있다. 여기서, 구오스테나이트 입경은 오스테나이트 입계와 같은 작용을 갖는 변형띠나 쌍정 경계도 포함시킨 결정 입자의 입경을 의미한다. 구오스테나이트 입경은, 예를 들어 JIS G 0551에 준거하여 광학 현미경 사진을 이용하여 강판 두께 방향으로 그린 직선의 전체 길이를, 상기 직선 상에 존재하는 구오스테나이트 입계의 교점의 수로 나누어 구하게 된다. 구오스테나이트 입경의 평균치의 하한은 규정하지 않지만, 광학 현미경 사진을 이용한 시험에 의한 검출 한계는 1㎛ 정도이다. 또, 바람직한 범위는 3 내지 5 ㎛이다.
본 발명에 의한 저온 인성이 우수한 고강도 강의 제조시에는, 이하에 서술한 바와 같은 조건으로 열간 압연을 행하는 것이 바람직하다. 재가열 온도는 주조 부재의 조직이 거의 오스테나이트 단상이 되는 온도 범위, 즉, Ac3점을 하한으로 한다. 또한, 재가열 온도가 1300 ℃를 넘으면 결정 입경이 조대화되므로, 1300 ℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 가열 후의 압연은, 우선 재결정 압연을 행하고, 계속해서 미재결정 압연을 행하는 것이 바람직하다. 또, 재결정 온도는 강 성분에 의해 변화하지만, 900 내지 950 ℃의 범위이므로 재결정 압연이 바람직한 온도 범위는 900 내지 1000 ℃이며, 미재결정 압연의 바람직한 온도 범위는 750 내지 880 ℃이다. 또한 1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 550 ℃ 이하의 임의의 온도까지 냉각한다. 냉각 속도의 상한은 특별히 규정하지 않지만, 바람직한 범위는 10 내지 40 ℃/s이다. 또한, 냉각 종료 온도의 하한도 특별히 규정하지 않지만, 바람직한 범위는 200 내지 450 ℃의 범위이다.
이상 설명한 강 성분, 가열 조건 및 압연 조건으로 열간 압연을 함으로써 저온 인성이 우수한 초고강도 강판을 얻을 수 있지만, 이 열연 강판을 다시 관형으로 냉간 성형 후, 맞댐부를 2층 이상의 시임 용접해도 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 초고강도 강관을 제조할 수 있다. 즉, 본 발명에 따르면 2층 이상의 용접을 필요로 하는 판 두께를 갖는 강관의 제조에 있어서, 용접 조건을 완화하는것이 가능해진다. 시임 용접에는 아크 용접, 특히 서브머지드 아크 용접을 적용하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 고강도 강관을 라인 파이프에 적용할 때, 사이즈는, 통상 직경이 450 내지 1500 ㎜, 두께가 10 내지 40 ㎜ 정도이다. 이러한 사이즈의 강관을 효율 좋게 제조하는 방법으로서는, 강판을 U형 계속해서 O형으로 성형하는 UO 공정으로 제관하고, 맞댐부를 임시 부착 용접한 후에 내외면으로부터 서브머지드 아크 용접을 행하고, 그 후 확관하여 진원도를 높이는 제조 방법이 바람직하다.
서브머지드 아크 용접은 용접 금속의 모재에 의한 희석이 큰 용접이며, 용접 금속의 화학 성분을 원하는 특성을 얻을 수 있는 범위 내로 하기 위해서는, 모재에 의한 희석을 고려한 용접 재료의 선택이 필요하다. 일예로서, Fe을 주성분으로 하여, C : 0.01 내지 0.12 ％, Si : 0.3 ％ 이하, Mn : 1.2 내지 2.4 ％, Ni : 4.0 내지 8.5 ％, Cr + Mo + V : 3.0 ％ 내지 5.0 ％를 포함하는 용접 와이어와 소성형 또는 용융형 플럭스를 사용하여 용접할 수 있다.
용접 조건, 특히 용접 입열에 의해 모재에 의한 희석율은 변화하고, 일반적으로 입열이 높아지면 모재에 의한 희석율은 높아진다. 그러나, 속도가 느린 조건에서는 입열을 높게 해도 모재 희석율은 높아지지 않는다. 맞댐부의 내면 및 외면의 용접을 각각 1 패스로서, 충분한 융합을 확보하기 위해서는 입열 및 용접 속도를 이하의 범위로 하는 것이 바람직하다.
입열은 2.5 kJ/㎜보다도 작으면 융합이 적어지며, 5.0 kJ/㎜보다도 크면 용접 열영향부가 연화되고, 용접 열영향부 인성이 약간 저하된다. 그로 인해, 입열을 2.5 내지 5.0 kJ/㎜로 하는 것이 바람직하다.
용접 속도는, 1 m/분 미만에서는 라인 파이프의 시임 용접으로서는 약간 비효율이며, 3 m/분을 넘는 용접 속도에서는 비이드 형상이 안정되기 어렵다. 따라서, 용접 속도를 1 내지 3 m/분의 범위로 하는 것이 바람직하다.
시임 용접 후, 확관에 의해 진원도를 향상시킬 수 있다. 확관율은 소성 변형시켜 진원도를 향상시키기 위해, 0.7 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 확관율이 2 ％를 넘으면, 모재 및 용접부 모두 소성 변형에 의해, 인성이 약간 저하된다. 따라서, 확관율은 0.7 내지 2 ％의 범위로 하는 것이 바람직하다. 또, 확관율이라 함은 확관 후 원주로부터 확관 전 원주를 빼, 확관 전 원주로 나눈 백분율이다.
시임 용접 후, 확관 전 및/또는 확관 후에 시임 용접부를 300 ℃ 이상으로 가열하면, 용접 열영향부에 생긴 덩어리형의 마르텐사이트와 오스테나이트의 혼성물(MA라 함)을 베이나이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 조직과 경질의 미세한 세멘타이트로 분해할 수 있으므로, 또한 용접 열영향부 인성이 향상된다. 한편, 가열 온도가 500 ℃를 넘으면, 모재의 연화가 생긴다. 따라서, 가열 온도를 300 내지 500 ℃의 범위로 하는 것이 바람직하다. 시간의 영향은 크지 않지만, 30초 내지 60분 정도인 것이 바람직하다. 보다 바람직한 범위는, 30초 내지 50분 정도이다. 또한, 가열을 확관 후에 행하면, 확관시에 용접 지단부에 집중한 가공 왜곡이 회복되어, 용접 열영향부 인성이 향상된다.
또, 용접 열영향부에 생긴 MA는, 용접 열영향부로부터 시험 부재를 절취하여경면 연마하여 에칭하고, 주사형 전자 현미경으로 관찰하면, 전체가 흰 덩어리형인 것이다. 이 MA는 300 내지 500 ℃로 가열하면, 입자 내에 미세한 석출물을 갖는 베이나이트와 마르텐사이트를 주체로 하는 조직과 세멘타이트로 분해하고, MA과의 판별이 가능하다. 또한, 시험 부재를 경면 연마 후, 레펠러 에칭 또는 나이탈 에칭하여, 이를 광학 현미경에 의해 관찰했을 때에도, MA와 베이나이트 및 마르텐사이트 주체 조직과 세멘타이트로 분해한 MA라 함은, 입자 내의 미세 석출물의 유무에 의해 판별할 수 있다.
또, 시임 용접부의 가열은 용접 금속과 모재의 용접 열영향부에 행하는 것이 바람직하다. 용접 열영향부는 용접 금속과 모재의 회합부로부터 3 ㎜ 정도의 범위이므로, 적어도 용접 금속 및 회합부로부터 3㎜까지의 모재를 포함하는 범위를 가열하는 것이 바람직하다. 그러나, 이러한 좁은 범위를 가열하는 것은 기술적으로 어려우므로, 용접 금속 및 회합부로부터 50 ㎜ 정도의 범위에서 열처리를 실시하는 것이 현실적이다. 또한, 300 내지 500 ℃로 가열함에 따른 모재의 특성이 열화되는 등의 문제점은 없다. 시임 용접부의 가열은, 복사형의 가스버너나 유도 가열에 의해 행할 수 있다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명은 인장 강도가 800 MPa 이상으로, 2층 이상의 용접을 실시했을 때의 용접 열영향부 인성이 우수하고, -40 ℃ 이하의 온도 범위에 있어서의 모재의 샤르피 흡수 에너지의 변동이 작아, 평균치가 200J 이상의 우수한 저온 인성을 갖고, 또한 현지 용접성이 우수한 초고강도 강판 및 강관을 제조하는 것이 가능해진다. 따라서, 가혹한 환경에 있어서 사용되는 천연 가스 및원유 수송용의 라인 파이프, 양수용 강판, 압력 용기, 용접 구조물 등에 적용하는 것이 가능해진다.
<제1 실시예>
표 1 및 표 2(표 1의 연속)의 화학 성분을 함유하는 강을 용해하여 연속 주조하고, 두께가 240 ㎜의 주조 부재로 하였다. 이 주조 부재를 1100 ℃로 재가열 후, 900 내지 1100 ℃의 온도 범위에서 재결정 온도 영역 압연하고, 또한 750 내지 880 ℃의 온도 범위에서 미재결정 영역 압연을 행한 후, 수냉에 의해 420 ℃ 이하의 온도까지 5 내지 50 ℃/s로 냉각하여 판 두께 10 내지 20 ㎜의 강판을 제조하였다.
구오스테나이트 입경의 평균치는 JIS G 0551에 준거하여 직선 교차 선분법에 의해 구하였다. 베이나이트 및 마르텐사이트 분율은, 이하와 같이 하여 구하였다. 우선, JIS G 0551에 준거하여 광학 현미경 조직을 관찰하여, 폴리고널 페라이트가 생성되어 있지 않은 것을 확인하였다. 다음에 JIS Z 2244에 준거하여 하중 1 ㎏으로서 빅커스 경도를 측정하고, 이를 HvBM으로 하였다. 이것과, Hv = 270 + 1300C에 의해 계산되는 100 ％ 마르텐사이트 경도와의 비 αBM, 즉 HvBM/Hv = αBM을 구하였다. 베이나이트 및 마르텐사이트 분율은 αBM= 0.7일 때가 90 ％이며, αBM= 1일 때가 100 ％라고 하는 정의로부터, 베이나이트 및 마르텐사이트 분율을 FBM으로서, FBM= 100 ×(1/3 × αBM+ 2/3)에 의해 계산하였다.
강판의 압연 방향(이하, L 방향) 및 압연 방향으로 직각인 방향(이하, C 방향)의 항복 강함 및 인장 강도는 API 전체 두께 인장 시험에 의해 평가하였다. 샤르피 충격 시험은, JIS Z 2202에 준거하여 L 및 C 방향 길이의 표준 치수의 V 노치 시험 부재를 채취하고, JIS Z 2242에 따라서 -40 ℃에서 n수를 3으로서 행하였다. 샤르피 흡수 에너지는 n수 3의 평균치로서 평가하였다. 또한, -60 내지 -40 ℃ 미만의 범위 내에서 샤르피 충격 시험을 n수를 3 내지 30으로서 행하고, 샤르피 흡수 에너지가 200J 이상인 확률(이하, 저온 인성 신뢰도)을 백분율로 평가하였다.
용접 열영향부 인성은 재현 열사이클 장치로 입열 2.5 kJ/㎜의 용접을 2회 실시하는 데 상당하는 열처리를 행하여 평가하였다. 즉, 1회째의 열처리를 가열 속도 100 ℃/s로 온도 1400 ℃로 가열하여 1초 보유 지지한 후, 500 내지 800 ℃의 온도 범위에서 냉각 속도 15 ℃/s로 냉각한다는 조건으로 행하고, 게다가 2회째의 열처리를 가열 속도, 보유 지지 시간, 냉각 온도 및 냉각 속도를 1회째와 동일 조건으로서, 가열 온도 1400 ℃ 또는 900 ℃라는 조건으로 행하였다. 또한, JIS Z 2202에 준거하여 표준 치수의 V 노치 시험 부재를 채취하여, JIS Z 2242에 따라서 n수를 3으로서 -30 ℃에서 샤르피 충격 시험을 행하고, 샤르피 흡수 에너지의 평균치를 평가하였다.
결과를 표 3에 나타낸다. 강(A 내지 E)은 성분 함유량이 본 발명의 범위를 충족한 강이며, 목표로 한 강도, 저온 인성, 용접 열영향부 인성을 만족한다. 한편, 강(F)은 C량이, 강(I)은 Mn량이 본 발명의 범위보다도 적으므로 강도가 낮고, 강(G)은 C량이, 강(H)은 Si량이, 강(J)은 Mn량이, 강(K)은 Mo량이 본 발명의 범위보다도 많으므로, 저온 인성, 저온 인성 신뢰도 및 용접 열영향부 인성이 저하되어 있다. 강(L)은 본 발명의 성분보다도 Nb량이 많고, -40 ℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지는 양호하지만, 저온 인성 신뢰도 및 용접 열영향부 인성이 저하되어 있다. 강(M)은 Nb량이 강(L)보다도 더 많으므로, 저온 인성, 저온 인성 신뢰도 및 용접 열영향부 인성이 저하되어 있다. 강(N, O, P 및 R)은 Ti량, V량, N량 및 S 량이 본 발명의 범위보다도 많으므로, 저온 인성, 저온 인성 신뢰도 및 용접 열영향부 인성이 저하되어 있다. 강(Q)은 Al량이 본 발명의 범위보다도 많으므로, 용접 열영향부 인성이 저하되어 있다.
<제2 실시예>
표 1, 표 2의 A 내지 E에 나타낸 화학 성분을 함유하는 판 두께 10 내지 20 ㎜의 강판을, 제1 실시예와 같은 조건으로 제조하였다. 그 후, 냉간 성형, 또한 내면의 입열이 2.0 내지 3.0 kJ/㎜, 외면의 입열이 2.0 내지 3.0 kJ/㎜의 서브머지드 아크 용접을 행한 후, 확관하여 외경 700 내지 920 ㎜의 강관으로 하였다. 제1 실시예와 마찬가지로 하여 모재의 구오스테나이트 입경의 평균치 및 베이나이트 및 마르텐사이트 분율을 구하였다. 또한, API 전체 두께 인장 시험에 의해 인장 특성을 평가하였다. 저온 인성은, 제1 실시예와 마찬가지로 하여 C 방향 길이의 샤르피 충격 시험 부재를 채취하고, 흡수 에너지의 평균치 및 저온 인성 신뢰도로서 평가하였다. 열영향부 인성은 회합부 혹은, 회합부로부터 1 ㎜ 떨어진 위치에 노치를 넣어 -30 ℃에서의 샤르피 충격 시험을 실시하였다.
결과를 표 4에 나타낸다. 모두 모재의 인장 강도가 800 MPa 이상이고, 또한 모재의 인성에 대해서는 -40 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 200J 이상, 저온 인성 신뢰도가 85 ％ 이상으로 매우 양호하다. 용접 열영향부에 대해서는 -30 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이며, 용접 열영향부 인성도 우수하다.
<제3 실시예>
제1 실시예와 마찬가지로 하여 표 1, 표 2의 A에 나타낸 화학 성분의 강의 주조 부재를 제조한 후, 표 5에 나타낸 조건으로 열간 압연을 행하고, 냉각하여 판 두께 10 내지 20 ㎜의 강판으로 하였다. 제1 실시예와 마찬가지로 구오스테나이트 입경의 평균치 및 베이나이트 및 마르텐사이트 분율을 구하고, API 전체 두께 인장시험에 의해 인장 특성을 평가하였다. 저온 인성은, 제1 실시예와 마찬가지로 하여 C 방향 길이의 샤르피 충격 시험 부재를 채취하고, 흡수 에너지의 평균치 및 저온 인성 신뢰도로서 평가하였다. 용접 열영향부 인성은 제1 실시예와 마찬가지로 하여 재현 열사이클 시험을 행한 후, -30 ℃에서의 샤르피 충격 시험에 의해 평가하였다.
결과를 표 6에 나타낸다. 모두 모재의 인장 강도가 800 MPa 이상이고, 또한 모재의 인성에 대해서는 -40 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 200J 이상, 저온 인성 신뢰도가 85 ％ 이상, 또한 용접 열영향부에 대해서는 -30 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상의 용접 열영향부 인성이 우수한 초고강도 강판을 얻을 수 있다. 또한, 청구항 6의 범위 조건으로 제조한 27 및 28의 강은 그 이외의 조건으로 제조한 24 내지 26의 강보다도 우수한 저온 인성 신뢰도를 갖고 있다.
<제4 실시예>
표 7의 화학 성분을 함유하는 강을 용해하여 연속 주조하여, 주조 부재로 하였다. 이 주조 부재를 1100 ℃로 재가열 후, 900 내지 1100 ℃의 온도 범위에서 재결정 온도 영역 압연하고, 또한 750 내지 880 ℃의 온도 범위에서 미재결정 영역에서 압하비가 5인 압연을 행한 후, 수냉하여 420 ℃ 이하의 온도까지 5 내지 50℃/s로 냉각하여, 판 두께 16 ㎜의 강판을 제조하였다. 구오스테나이트 입경의 평균치는 JIS G 0551에 준거하여 직선 교차 선분법에 의해 구하였다.
강판의 C 방향의 항복 강함 및 인장 강도는 API 전체 두께 인장 시험에 의해 평가하였다. 샤르피 충격 시험은 C 방향 길이의 JIS Z 2202에 준거한 표준 치수의 V 노치 시험 부재를 채취하여 JIS Z 2242에 따라서 행하고, -40 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지를 n수를 3으로서 조사하였다. 용접 열영향부 인성은, 제1 실시예와 마찬가지로 하여 평가하였다. 또한, 2회의 열처리를 행한 후, 다시 350 ℃로 가열하여 5분간 보유 지지하고, 맞댐 용접부의 가열을 시뮬레이트하였다.
또한, 인장 강도와 C량으로부터, TS/0.7(3720C + 869)을 산출하였다. 베이나이트 및 마르텐사이트 분율이 90 내지 100 ％인 경우, 다음식의 관계를 충족한다. 여기서 TS는 이렇게 얻게 된 강의 인장 강도[MPa], C는 C량[질량 ％]이다.
TS/(3720C + 869) > 0.7
표 8에 있어서, 강(AA 내지 AF, AH, AJ, AK, AP 내지 AR)은 성분 함유량이 본 발명의 범위를 충족시킨 강이며, 목표로 한 강도, 저온 인성, 용접 열영향부 인성을 만족한다. 한편, 강(AG)은 C량이 본 발명의 범위보다도 많으므로, 모재의 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 저하되어 있다. 또한, 강(AI)은 Mn량이, 본 발명 강의 범위보다도 적으므로, 미크로 조직이 베이나이트 및 마르텐사이트 주체의 조직이 되지 않아, 강도 및 저온 인성이 저하되어 있다. 강(AL) 및 강(AM)은 Nb량이, 강(AN)은 Ti이 본 발명의 범위보다도 많으므로, 부분적으로 조대한 결정 입자가 생겨, 모재의 샤르피 흡수 에너지가 저하된 시험 부재를 볼 수 있고, 또한 용접열영향부 인성이 저하되어 있다. 강(AO)은 P치가 본 발명의 범위보다도 작으므로, 인장 강도가 저하되어 있다.
<제5 실시예>
표 7에 나타낸 AA 내지 AE의 화학 성분을 함유하는 강판을, 제4 실시예와 마찬가지로 하여 제조하고, UO 공정으로 제관하여 내면의 입열이 2.0 내지 3.0 kJ/㎜, 외면의 입열이 2.0 내지 3.0 kJ/㎜의 서브머지드 아크 용접을 행하였다. 그후, 일부의 강관은 시임 용접부를 유도 가열에 의해 350 ℃로 가열하여 5분간 보유 지지한 후, 실온으로 냉각하여 확관하고, 일부의 강관은 시임 용접부를 가열하지 않고서 확관하였다.
이들 강관의 모재의 기계적 성질을 조사하기 위해, 제4 실시예와 마찬가지로 API 전체 두께 인장 시험 및 C 방향 길이의 샤르피 충격 시험을 -40 ℃에서 행하였다. 샤르피 흡수 에너지는 n수를 3으로 하여 측정하고, 그 평균치로서 구하였다. 또한, 용접 열영향부 인성은 회합부 혹은 회합부로부터 1 ㎜ 떨어진 위치에 노치를 넣어 -30 ℃에서의 샤르피 충격 시험을 n수를 3으로 하여 행하고, 샤르피 흡수 에너지의 평균치를 구하였다.
결과를 표 9에 나타내지만, 표 9에 있어서 용접 열영향부 인성의 용접 상태는 시임 용접부를 가열하지 않고 확관한 강관의 용접 열영향부 인성이며, 열처리는 시임 용접부를 유도 가열하여 확관한 강관의 용접 열영향부 인성이다. 강(AA 내지 AE)은 모두 모재의 인장 강도가 900 MPa 이상이고, 또한 모재의 인성은 -40 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 200J 이상, 용접 열영향부의 인성은 -30 ℃에서의 샤르피 흡수 에너지가 100J 이상이며, 모재의 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관을 얻을 수 있다.
본 발명에 따르면 800 MPa 이상의, 특히 900 MPa 이상의 인장 강도를 갖고, 모재 및 용접 열영향부의 -60 내지 0 ℃에 있어서의 인성(이하, 저온 인성 및 용접 열영향부 인성)이 우수한 초고강도 열간 압연 강판 및 그 강판 및 강관의 제조 방법이 제공된다.

Claims (17)

  1. 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.10 ％,
    Si : 0.6 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.003 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
    Mo : 0.2 내지 0.6 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하,
    Al : 0.070 ％ 이하,
    N : 0.0060 ％ 이하
    를 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 1.9 내지 3.5의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트 주체로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5
  2. 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.10 ％,
    Si : 0.6 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.003 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
    Mo : 0.1 내지 0.6 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하,
    B : 0.0003 내지 0.0030 ％,
    Al : 0.070 ％ 이하,
    N : 0.0060 ％ 이하, 또한 Ti - 3.4N ≥ 0
    을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 또한 질량 ％로,
    V : 0.001 내지 0.10 ％,
    Cu : 0.01 내지 1.0 ％,
    Cr : 0.01 내지 1.0 ％,
    Ca : 0.0001 내지 0.01 ％,
    REM : 0.0001 내지 0.02 ％
    Mg : 0.0001 내지 0.006 ％
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 구오스테나이트 입경의 평균치가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
  5. 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만,
    Si : 0.6 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.001 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2.0 ％
    Mo : 0.1 내지 0.6 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하,
    B : 0.0003 내지 0.0030 ％,
    Al : 0.070 ％ 이하,
    N : 0.0060 ％ 이하, 또한 Ti - 3.4N ≥ 0
    을 함유하고, 또한,
    V : 0.001 내지 0.10 ％,
    Cu : 0.01 내지 1.0 ％,
    Cr : 0.01 내지 1.0 ％
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지며, 구오스테나이트 입경의 평균치가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
  6. 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만,
    Si : 0.6 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.003 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2.0 ％,
    Mo : 0.1 내지 0.6 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하,
    B : 0.0003 내지 0.0030 ％,
    Al : 0.070 ％ 이하,
    N : 0.0060 ％ 이하, 또한 Ti - 3.4N ≥ 0
    을 함유하고, 또한,
    V : 0.001 내지 0.10 ％,
    Cu : 0.01 내지 1.0 ％,
    Cr : 0.01 내지 1.0 ％,
    Ca : 0.0001 내지 0.01 ％
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 강의 미크로 조직으로서 마르텐사이트와 베이나이트로 이루어지며, 구오스테나이트 입경의 평균치가 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
  7. 제1항 내지 제3항, 제5항, 제6항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 주조 부재를 이용하여 강판을 제조하는 방법이며, Ac3점 이상으로 재가열하여, 열간 압연을 실시한 후에 1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서, 냉각한 강판을 관형으로 냉간 성형 후, 맞댐부에 시임 용접을 행하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
  9. 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.1 ％,
    Si : 0.8 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.003 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2 ％,
    Mo : 0.2 내지 0.8 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.03 ％ 이하,
    Al : 0.1 ％ 이하,
    N : 0.008 ％ 이하
    를 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 1.9 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + Mo - 0.5
  10. 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.10 ％,
    Si : 0.8 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.003 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2 ％,
    Mo : 0.1 내지 0.8 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하이고 또한 Ti - 3.4N ≥ 0
    B : 0.0003 내지 0.003 ％
    Al : 0.1 ％ 이하,
    N : 0.008 ％ 이하
    를 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
  11. 제9항 또는 제10항에 있어서, 또한 질량 ％로,
    V : 0.001 내지 0.3 ％,
    Cu : 0.01 내지 1 ％,
    Cr : 0.01 내지 1 ％,
    Ca : 0.0001 내지 0.01 ％,
    REM : 0.0001 내지 0.02 ％,
    Mg : 0.0001 내지 0.006 ％
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
  12. 제9항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 평균 오스테나이트 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
  13. 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만,
    Si : 0.8 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.001 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2 ％,
    Mo : 0.1 내지 0.8 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하이고 또한 Ti - 3.4N ≥ 0
    B : 0.0003 내지 0.003 ％
    Al : 0.1 ％ 이하,
    N = 0.008 ％ 이하
    를 함유하고, 또한,
    V : 0.001 내지 0.3 ％,
    Cu : 0.01 내지 1 ％,
    Cr : 0.01 내지1 ％,
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지며, 평균 오스테나이트 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
  14. 시임 용접부를 갖는 강관에 있어서, 모재의 화학 성분이 질량 ％로,
    C : 0.02 내지 0.05 ％ 미만,
    Si : 0.8 ％ 이하,
    Mn : 1.5 내지 2.5 ％,
    P : 0.015 ％ 이하,
    S : 0.003 ％ 이하,
    Ni : 0.01 내지 2 ％,
    Mo : 0.1 내지 0.8 ％,
    Nb : 0.010 ％ 미만,
    Ti : 0.030 ％ 이하이고 또한 Ti - 3.4N ≥ 0
    B : 0.0003 내지 0.003 ％
    Al : 0.1 ％ 이하,
    N : 0.008 ％ 이하
    를 함유하고, 또한,
    V : 0.001 내지 0.3 ％,
    Cu : 0.01 내지 1 ％,
    Cr : 0.01 내지 1 ％,
    Ca : 0.0001 내지 0.01 ％
    중 1종류 또는 2종류 이상을 함유하여, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 하기의 식에서 정의되는 P치가 2.5 내지 4.0의 범위에 있으며, 또한 미크로 조직이 마르텐사이트와 베이나이트를 주체로 하는 조직으로 이루어지며, 평균 오스테나이트 입경이 10 ㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관.
    P = 2.7C + 0.4Si + Mn + 0.8Cr + 0.45(Ni + Cu) + 2V + 1.5Mo
  15. 제9항 내지 제14항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 주조 부재를 Ac3점 이상으로 재가열하고, 열간 압연을 실시한 후에 1 ℃/s 이상의 냉각 속도로 550 ℃ 이하까지 냉각하고, 냉각 후의 강판을 관형으로 냉간 성형 후, 맞댐부에 내외면으로부터 서브머지드 아크 용접을 행하고, 그 후 확관하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
  16. 제15항에 있어서, 강관의 시임 용접부를 확관 전에 300 내지 500 ℃로 가열하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
  17. 제15항에 있어서, 강관의 시임 용접부를 확관 후에 300 내지 500 ℃로 가열하는 것을 특징으로 하는 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강관의 제조 방법.
KR10-2003-0033314A 2002-05-27 2003-05-26 저온 인성 및 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강과그 제조 방법 및 고강도 강관의 제조 방법 KR100524331B1 (ko)

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Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100957961B1 (ko) * 2007-12-26 2010-05-17 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법
KR100957990B1 (ko) * 2007-12-24 2010-05-17 주식회사 포스코 항복강도와 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101040062B1 (ko) * 2009-03-16 2011-06-09 주식회사 엘파니 멤브레인 스위치
US8048367B2 (en) 2008-10-23 2011-11-01 Nippon Steel Corporation High strength thick-gauge steel plate superior in weldability and having tensile strength of 780 MPA or more and method of production of same
KR101119239B1 (ko) * 2006-12-04 2012-03-20 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 고강도 후육 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법
KR101119240B1 (ko) * 2006-11-30 2012-03-20 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법
KR101152088B1 (ko) * 2006-07-04 2012-06-11 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관 및 라인 파이프용 고강도 강판 및 그들의 제조 방법
KR101351267B1 (ko) * 2011-10-21 2014-02-13 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 1ＧＰａ급 고강도 용접부
KR20140100570A (ko) * 2012-01-10 2014-08-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 용접 강관 및 그의 제조 방법

Families Citing this family (77)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6892926B2 (en) * 2002-10-11 2005-05-17 Exxonmobil Upstream Research Company Toughness-optimized weld joints and methods for producing said weld joints
CN1894434B (zh) * 2003-12-19 2010-06-02 新日本制铁株式会社 用于超高强度管线管的钢板和具有优异的低温韧度的超高强度管线管及其制造方法
JPWO2005108636A1 (ja) * 2004-05-11 2008-03-21 住友金属工業株式会社 超高強度ｕｏｅ鋼管とその製造方法
BRPI0617763A2 (pt) * 2005-10-24 2011-08-02 Exxonmobil Upstream Res Co aço de fase dupla de resistência elevada com razão de deformação baixa, alta dureza e capacidade de fundição superior
JP4778779B2 (ja) * 2005-11-04 2011-09-21 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板
KR100711371B1 (ko) * 2005-12-20 2007-04-30 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
KR100723156B1 (ko) 2005-12-23 2007-05-30 주식회사 포스코 변형능 및 취성파괴 정지 특성이 우수한 항복강도552ＭＰａ 급 라인파이프용 후강판 및 그 제조방법
CN1330786C (zh) * 2005-12-27 2007-08-08 东北大学 一种抗拉强度780MPa级复相钢板及制造方法
WO2007105752A1 (ja) 2006-03-16 2007-09-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. サブマージアーク溶接用鋼板
JP4751224B2 (ja) * 2006-03-28 2011-08-17 新日本製鐵株式会社 靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管およびその製造方法
JP4969915B2 (ja) * 2006-05-24 2012-07-04 新日本製鐵株式会社 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
EP2045348B1 (en) * 2006-07-13 2013-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Bend pipe and process for producing the same
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
EP2093302B1 (en) 2006-11-30 2017-01-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Weld steel pipe with excellent low-temperature toughness for high-strength line pipe and process for producing the same
KR101142185B1 (ko) 2007-12-07 2012-05-04 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접열 영향부의 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 강 및 그 제조 방법
CN102112643B (zh) * 2008-07-31 2013-11-06 杰富意钢铁株式会社 低温韧性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
BR122017002730B1 (pt) * 2008-09-17 2018-02-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method of production of a high resistance steel sheet
JP4819185B2 (ja) * 2008-11-06 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
BRPI0921647B1 (pt) * 2008-11-06 2018-01-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para produção de chapa de aço e tubo de aço para oleoduto
CN102203303B (zh) * 2008-11-07 2013-06-12 新日铁住金株式会社 超高强度管线管用钢板及钢管的制造方法
BRPI0905378B1 (pt) 2008-11-11 2017-06-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High resistance steel sheet
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
RU2458174C1 (ru) 2009-05-19 2012-08-10 Ниппон Стил Корпорейшн Сталь для сварных конструкций и способ ее получения
TWI365915B (en) 2009-05-21 2012-06-11 Nippon Steel Corp Steel for welded structure and producing method thereof
CN102428198A (zh) * 2009-05-22 2012-04-25 杰富意钢铁株式会社 大热输入焊接用钢材
JP4772927B2 (ja) * 2009-05-27 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 疲労特性と伸び及び衝突特性に優れた高強度鋼板、溶融めっき鋼板、合金化溶融めっき鋼板およびそれらの製造方法
JP5439973B2 (ja) * 2009-06-22 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
RU2496904C1 (ru) * 2009-09-30 2013-10-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высокой ударной вязкостью, и способ ее изготовления
US8641836B2 (en) * 2009-10-28 2014-02-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate for line pipe excellent in strength and ductility and method of production of same
JP6027302B2 (ja) * 2009-12-22 2016-11-16 株式会社神戸製鋼所 高強度焼戻し省略ばね用鋼
JP4837806B2 (ja) * 2010-01-25 2011-12-14 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用鋼板及びその製造方法
RU2509171C1 (ru) 2010-02-04 2014-03-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочная сварная стальная труба и способ ее получения
RU2518830C1 (ru) * 2010-06-30 2014-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
FI20106275A (fi) * 2010-12-02 2012-06-03 Rautaruukki Oyj Ultraluja rakenneteräs ja menetelmä ultralujan rakenneteräksen valmistamiseksi
EP2651596B1 (en) * 2010-12-17 2018-07-18 Magna International Inc. Laser beam welding
US10974349B2 (en) * 2010-12-17 2021-04-13 Magna Powertrain, Inc. Method for gas metal arc welding (GMAW) of nitrided steel components using cored welding wire
US9403242B2 (en) 2011-03-24 2016-08-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for welding
CN102851616B (zh) * 2011-06-30 2014-03-19 宝山钢铁股份有限公司 焊接性优良的60公斤级低温调质钢板及其制造方法
RU2496906C2 (ru) * 2011-09-02 2013-10-27 Открытое акционерное общество "ОМК-Сталь" (ОАО "ОМК-Сталь") Низкоуглеродистая сталь и прокат из низкоуглеродистой стали повышенной стойкости к водородному растрескиванию и повышенной хладостойкости
TWI507535B (zh) * 2011-09-30 2015-11-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Alloyed molten galvanized steel sheet
TWI467027B (zh) * 2011-09-30 2015-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength galvanized steel sheet
RU2471003C1 (ru) * 2011-12-02 2012-12-27 Министерство Промышленности И Торговли Российской Федерации Способ производства проката с повышенным сопротивлением водородному и сероводородному растрескиванию
CN104040009B (zh) * 2012-01-05 2016-05-18 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN102618799B (zh) * 2012-03-22 2014-07-23 宝山钢铁股份有限公司 低碳当量80公斤级高性能调质钢板及其制造方法
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP5516784B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP5854145B2 (ja) 2012-08-09 2016-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 サブマージアーク溶接方法ならびに溶接継手および鋼管の製造方法
CN102994876B (zh) * 2012-12-21 2014-12-24 首钢总公司 一种油气管道加压站场用热轧钢板及其生产方法
CN105189798B (zh) * 2013-03-14 2017-03-15 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性和低温韧性优异的高强度钢板、和使用其制造的高强度构件
WO2015012317A1 (ja) * 2013-07-25 2015-01-29 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼板及びラインパイプ
CN103526120B (zh) * 2013-09-25 2016-09-07 安徽宏源线路器材有限公司 输电铁塔用耐低温冲击角钢
DE112014001895T5 (de) * 2013-09-27 2016-01-07 Komatsuseiki Kosakusho Co., Ltd. Verfahren zum Verbinden von Edelstahlelementen und Edelstähle
JP6065989B2 (ja) * 2014-06-30 2017-01-25 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板の突合せ溶接方法および鋼板の突合せ溶接継手の製造方法
ES2802203T3 (es) * 2014-09-17 2021-01-15 Nippon Steel Corp Chapa de acero laminada en caliente
RU2593810C1 (ru) * 2015-03-04 2016-08-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства высокопрочной листовой стали
RU2612109C2 (ru) * 2015-04-27 2017-03-02 Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") Стальной лист и его применение для трубы магистрального трубопровода
WO2017018492A1 (ja) * 2015-07-28 2017-02-02 新日鐵住金株式会社 隅肉アーク溶接継手及びその製造方法
RU2609155C1 (ru) * 2015-12-07 2017-01-30 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
JP6665515B2 (ja) * 2015-12-15 2020-03-13 日本製鉄株式会社 耐サワー鋼板
BR102016001063B1 (pt) 2016-01-18 2021-06-08 Amsted Maxion Fundição E Equipamentos Ferroviários S/A liga de aço para componentes ferroviários, e processo de obtenção de uma liga de aço para componentes ferroviários
JP6242415B2 (ja) * 2016-02-25 2017-12-06 株式会社日本製鋼所 強度−低温靱性バランスに優れたＣｕ含有低合金鋼およびその製造方法
TWI756226B (zh) 2016-06-30 2022-03-01 瑞典商伍德赫爾恩股份有限公司 用於工具架之鋼
RU2681094C2 (ru) * 2016-12-23 2019-03-04 Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство промышленности и торговли Российской Федерации (Минпромторг России) Хладостойкая свариваемая arc-сталь повышенной прочности
US20190381593A1 (en) * 2017-04-04 2019-12-19 Nippon Steel Corporation Longitudinal seam welded steel pipe
JP6855962B2 (ja) * 2017-07-04 2021-04-07 日本製鉄株式会社 溶接鋼管
KR101998952B1 (ko) * 2017-07-06 2019-07-11 주식회사 포스코 재질편차가 적고 표면품질이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR102164107B1 (ko) * 2018-11-30 2020-10-13 주식회사 포스코 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN111715725A (zh) * 2019-03-20 2020-09-29 天津市同鑫泰钢管制造有限公司 一种长距离流体传输螺旋钢管及其制造方法
KR102237486B1 (ko) * 2019-10-01 2021-04-08 주식회사 포스코 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법
DE102019217369A1 (de) 2019-11-11 2021-05-12 Robert Bosch Gmbh Umwandlungsträge Stahllegierung, Verfahren zur Herstellung der umwandlungsträgen Stahllegierung und Wasserstoffspeicher mit einer Komponente aus der umwandlungsträgen Stahllegierung
RU2746483C1 (ru) * 2020-04-21 2021-04-14 Акционерное общество "Первоуральский новотрубный завод" (АО "ПНТЗ") Способ производства электросварных холодноформированных труб
CN113832387B (zh) * 2020-06-23 2022-11-15 宝山钢铁股份有限公司 一种低成本超厚1000MPa级钢板及其制造方法
CN113025915B (zh) * 2021-03-04 2022-02-01 东北大学 一种高强韧性钒氮微合金化热轧钢管及其制造方法
EP4116444A1 (en) * 2021-07-08 2023-01-11 SSAB Technology AB Hot-rolled weather resistant steel product and method of manufacturing the same
CN114674971B (zh) * 2022-03-21 2023-06-13 华电电力科学研究院有限公司 一种scr脱硝催化剂综合性能评定方法
CN115058566B (zh) * 2022-05-31 2023-06-20 大冶特殊钢有限公司 一种改善Cr-Mo-V耐热合金钢管晶粒均匀性的方法
CN117626140B (zh) * 2024-01-25 2024-04-05 河北科技大学 一种中锰钢板材及其制备方法

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5873717A (ja) * 1981-10-28 1983-05-04 Kawasaki Steel Corp 低温用鋼の製造方法
JPS58153730A (ja) * 1982-03-05 1983-09-12 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温用高張力鋼板の製造方法
US5134267A (en) * 1989-07-06 1992-07-28 Kawasaki Steel Corporation Method of conducting circumferential welding of electric welded steel line pipe to be laid by reel barge
US5454883A (en) * 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
KR100206151B1 (ko) * 1995-01-26 1999-07-01 다나카 미노루 저온인성이 뛰어난 용접성 고장력강
JP3244986B2 (ja) 1995-02-06 2002-01-07 新日本製鐵株式会社 低温靭性の優れた溶接性高張力鋼
US5755895A (en) 1995-02-03 1998-05-26 Nippon Steel Corporation High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness
JP3262972B2 (ja) 1995-07-31 2002-03-04 新日本製鐵株式会社 低降伏比を有する低温靭性に優れた溶接性高強度鋼
JP3161285B2 (ja) 1995-06-22 2001-04-25 住友金属工業株式会社 大径溶接鋼管の製造方法
JPH0949025A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐コラプス性に優れたｕｏｅ鋼管の製造法
JPH09165620A (ja) * 1995-12-14 1997-06-24 Nkk Corp 低降伏比の建築用厚肉耐火鋼管の製造方法
JPH09165621A (ja) * 1995-12-14 1997-06-24 Nkk Corp 低降伏比の建築用厚肉耐火鋼管の製造方法
JP3408385B2 (ja) * 1996-04-17 2003-05-19 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靭性の優れた鋼
US6045630A (en) 1997-02-25 2000-04-04 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
CA2231985C (en) * 1997-03-26 2004-05-25 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same
JP3387371B2 (ja) 1997-07-18 2003-03-17 住友金属工業株式会社 アレスト性と溶接性に優れた高張力鋼および製造方法
JP4105381B2 (ja) 1997-07-28 2008-06-25 エクソンモービル アップストリーム リサーチ カンパニー 優れた靭性をもつ、超高強度、溶接性、硼素‐含有鋼
JP3812108B2 (ja) 1997-12-12 2006-08-23 住友金属工業株式会社 中心部特性に優れる高張力鋼およびその製造方法
JP3599556B2 (ja) 1998-02-16 2004-12-08 株式会社神戸製鋼所 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2000119749A (ja) 1998-10-15 2000-04-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用Ｃｒ−Ｍｏ系継目無鋼管の製造方法
JP3519966B2 (ja) 1999-01-07 2004-04-19 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた超高強度ラインパイプおよびその製造法
JP4649753B2 (ja) * 2000-03-31 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接部靱性に優れた高強度厚肉溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法
JP2001303191A (ja) * 2000-04-19 2001-10-31 Nippon Steel Corp 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法
JP4608739B2 (ja) * 2000-06-14 2011-01-12 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車ドア補強用鋼管の製造方法
JP3702216B2 (ja) 2001-11-01 2005-10-05 新日本製鐵株式会社 シーム溶接部靭性に優れた内外面サブマージアーク溶接鋼管の製造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101152088B1 (ko) * 2006-07-04 2012-06-11 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 라인 파이프용 고강도 강관 및 라인 파이프용 고강도 강판 및 그들의 제조 방법
KR101119240B1 (ko) * 2006-11-30 2012-03-20 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 고강도 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법
KR101119239B1 (ko) * 2006-12-04 2012-03-20 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 저온 인성이 우수한 고강도 후육 라인 파이프용 용접 강관 및 그 제조 방법
KR100957990B1 (ko) * 2007-12-24 2010-05-17 주식회사 포스코 항복강도와 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR100957961B1 (ko) * 2007-12-26 2010-05-17 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법
US8048367B2 (en) 2008-10-23 2011-11-01 Nippon Steel Corporation High strength thick-gauge steel plate superior in weldability and having tensile strength of 780 MPA or more and method of production of same
KR101252996B1 (ko) * 2008-10-23 2013-04-15 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용접성이 우수한 인장 강도 780㎫ 이상의 고장력 후강판 및 그 제조 방법
KR101040062B1 (ko) * 2009-03-16 2011-06-09 주식회사 엘파니 멤브레인 스위치
KR101351267B1 (ko) * 2011-10-21 2014-02-13 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 1ＧＰａ급 고강도 용접부
KR20140100570A (ko) * 2012-01-10 2014-08-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내마모 용접 강관 및 그의 제조 방법

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