KR20160130442A - 극저온에서의 haz 인성이 우수한 후강판 - Google Patents

극저온에서의 haz 인성이 우수한 후강판 Download PDF

Info

Publication number
KR20160130442A
KR20160130442A KR1020167027394A KR20167027394A KR20160130442A KR 20160130442 A KR20160130442 A KR 20160130442A KR 1020167027394 A KR1020167027394 A KR 1020167027394A KR 20167027394 A KR20167027394 A KR 20167027394A KR 20160130442 A KR20160130442 A KR 20160130442A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
toughness
haz
added
content
Prior art date
Application number
KR1020167027394A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101843677B1 (ko
Inventor
아키라 이바노
히데노리 나코
Original Assignee
가부시키가이샤 고베 세이코쇼
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 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 filed Critical 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Publication of KR20160130442A publication Critical patent/KR20160130442A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101843677B1 publication Critical patent/KR101843677B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—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
    • 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
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17C—VESSELS FOR CONTAINING OR STORING COMPRESSED, LIQUEFIED OR SOLIDIFIED GASES; FIXED-CAPACITY GAS-HOLDERS; FILLING VESSELS WITH, OR DISCHARGING FROM VESSELS, COMPRESSED, LIQUEFIED, OR SOLIDIFIED GASES
    • F17C2203/00—Vessel construction, in particular walls or details thereof
    • F17C2203/06—Materials for walls or layers thereof; Properties or structures of walls or their materials
    • F17C2203/0634—Materials for walls or layers thereof
    • F17C2203/0636—Metals
    • F17C2203/0639—Steels
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17C—VESSELS FOR CONTAINING OR STORING COMPRESSED, LIQUEFIED OR SOLIDIFIED GASES; FIXED-CAPACITY GAS-HOLDERS; FILLING VESSELS WITH, OR DISCHARGING FROM VESSELS, COMPRESSED, LIQUEFIED, OR SOLIDIFIED GASES
    • F17C2203/00—Vessel construction, in particular walls or details thereof
    • F17C2203/06—Materials for walls or layers thereof; Properties or structures of walls or their materials
    • F17C2203/0634—Materials for walls or layers thereof
    • F17C2203/0636—Metals
    • F17C2203/0648—Alloys or compositions of metals
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F17—STORING OR DISTRIBUTING GASES OR LIQUIDS
    • F17C—VESSELS FOR CONTAINING OR STORING COMPRESSED, LIQUEFIED OR SOLIDIFIED GASES; FIXED-CAPACITY GAS-HOLDERS; FILLING VESSELS WITH, OR DISCHARGING FROM VESSELS, COMPRESSED, LIQUEFIED, OR SOLIDIFIED GASES
    • F17C2203/00—Vessel construction, in particular walls or details thereof
    • F17C2203/06—Materials for walls or layers thereof; Properties or structures of walls or their materials
    • F17C2203/0634—Materials for walls or layers thereof
    • F17C2203/0658—Synthetics
    • F17C2203/0675—Synthetics with details of composition

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 후강판은, 소정의 화학 성분 조성을 만족하고, Di값이 2.5 이상 5.0 이하, sol.N 파라미터가 20ppm 이하, Ni-Ti 밸런스가 0.0024×([Ni]-7.5)2+0.010-[Ti]≥이며, 또한, 700℃×5s 가열하고, 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 후의 결정 입경이 4.0μm 이하이다.

Description

극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판{THICK STEEL PLATE HAVING EXCEPTIONAL HAZ TOUGHNESS AT VERY LOW TEMPERATURES}
본 발명은, LNG(Liquefied Natural Gas: 액화 천연 가스)용의 저장 탱크 등 극저온 특성이 요구되는 구조재의 재료로서 이용되는 후강판, 특히 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판에 관한 것이다.
천연 가스의 주성분은 메테인이며, 대기압하에 있어서 극저온에서 액화되고, 그때 체적이 1/600 정도로까지 감소한다. 그 때문에, 기체보다 액체로 저장 또는 수송하는 편이 편리하지만, 한편으로 극저온에서 유지할 필요가 있기 때문에, LNG 저장 탱크 등에는 극저온 특성이 우수한 재료가 필요해진다.
LNG 저장 탱크 등에 이용되는 후강판은 페라이트계 강이지만, 이 페라이트계 강은 일반적으로 저온이 되면 취성이 되어, 세라믹스와 같이 파괴되는 경우가 있다. 그러나, 이 결점은 Ni의 첨가량을 증량시키는 것에 의해 극복하는 것이 가능하다. 한편, Ni는 고가인 원소라는 이유로 항상 저Ni화의 요구가 있다. 이들 밸런스로부터, LNG 저장 탱크 등 극저온에서의 우수한 인성이 요구되는 구조재의 재료로서, 9% Ni강이 사용되고 있는 것이 현재 상태이다.
일반적으로, 강의 인성을 향상시키기 위해서는, 조직의 미세화, 안정적인 잔류 γ의 확보, MA나 조대 개재물 등의 파괴 기점의 저감, 베이스의 인성 향상이 유효하다고 말해지고 있다. Ni의 첨가는 특별히 폐해를 일으키는 일 없이 상기한 모든 인자를 향상시킨다. 반대로 말하면, 강을 저Ni화하면 인성의 확보가 어려워진다고 말할 수 있다.
이와 같은 실정으로부터, 저Ni화에 의한 인성의 저하라는 문제를 해소하기 위해서, 열처리를 연구하여 주로 잔류 γ 분율을 확보하는 것에 의해 모재 인성을 확보하려는 제안이, 특허문헌 1 등에 의해 여러 가지 제안되어 있다.
한편, 용접 열영향부(HAZ)에서는, 열처리에 의해 만들어 넣은 모재 조직이 소실되기 때문에, 잔류 γ의 확보가 어렵다. 그 때문에, 저Ni화하면서 HAZ 인성을 확보하기 위해서는, 조직의 미세화, 파괴 기점의 저감, 베이스의 인성 향상 중 어느 것으로 대응을 강구할 필요가 있다. 종래에는, 비특허문헌 1이나 비특허문헌 2에 나타나는 바와 같이, 조직의 미세화, 또는 조직 미세화와 파괴 기점의 저감을 함께 행하는 수법이 취해지고 있었다. 그러나, 이와 같은 종래의 수법에서는 저Ni화하면서 극저온에서의 HAZ 인성을 충분히 확보하는 데에는 이르지 않았다.
일본 특허공개 2011-241419호 공보
기무라 가오루 외, 「51/2% Ni강 용접부의 인성 개량에 대하여(저온용 니켈강의 개발 VI)」, 철과 강, 니혼철강협회, 1972년, 제58호, p. 228 오기하라 고진 외, 「LNG 탱크용 7% Ni-TMCP 강판의 개발(제2보)」, 용접 구조 심포지엄 2011 강연 논문집, 사단법인 용접학회 용접구조연구위원회, 2011년, p. 459
본 발명은, 상기 종래의 문제를 해결하고자 이루어진 것으로, 고가인 Ni의 첨가량을 가능한 한 적게 억제하면서, 극저온에서의 HAZ 인성을 확보할 수 있는 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판을 제공하는 것을 과제로 하는 것이다.
본 발명의 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판은, 질량%로, C: 0.02∼0.10%, Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5∼2.0%, P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005∼0.05%, Ni: 5.0∼7.5%, Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 후강판으로서, ([C]/10)0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×(1+200×[B])×(1.7-0.09×6.5)로부터 구해지는 Di값이 2.5 이상 5.0 이하, sol.N 파라미터가 20ppm 이하, Ni-Ti 밸런스가 0.0024×([Ni]-7.5)2+0.010-[Ti]≥0이며, 또한, 700℃×5s 가열하고, 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 후의 결정 입경이 4.0μm 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판이다. 단, 상기한 각 식 중, [ ]는 질량%를 나타내고, 이하의 명세서에서도 모두 마찬가지이다.
또한, 질량%로, Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 1.2% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것이 바람직하다.
또한, 질량%로, Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 함유하는 것이 바람직하다.
또한, 질량%로, Ca: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음), REM: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종을 추가로 함유하는 것이 바람직하다.
본 발명의 후강판에 의하면, 고가인 Ni의 첨가량을 5.0∼7.5질량%로 최대한 낮게 억제하면서, LNG용 저장 탱크 등에서 필요한 극저온에서의 충분한 HAZ 인성을 확보할 수 있다.
본 발명자들은, 인성을 확보하기 위해서 첨가하지만 고가라는 이유도 있어서 첨가량을 최저한으로 억제하고 싶은 Ni의 첨가량을, 5.0∼7.5질량%로 최대한 낮게 억제하면서, 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, vE-196≥41J이라는 조건을 만족할 수 있는 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판을 얻기 위해서, 예의 연구, 실험에 의한 검토를 실시했다.
그 결과, 후강판의 성분 조성을 소정의 성분 조성으로 함과 더불어, 담금질성의 지표인 성분 밸런스로 결정되는 Di값을 2.5 이상 5.0 이하, sol.N 파라미터를 20ppm 이하, Ni-Ti 밸런스를 0.0024×([Ni]-7.5)2+0.010-[Ti]≥0으로 하며, 또한, 700℃×5s 가열하고, 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 열사이클 후의 결정 입경을 4.0μm 이하로 함으로써, 원하는 극저온에서의 우수한 HAZ 인성을 실현할 수 있다는 것을 발견하여, 본 발명의 완성에 이르렀다.
한편, 본 발명의 후강판으로부터 채취한 수cm 사이즈의 샤르피 충격 시험편을 이용한 시험은 -196℃의 극저온에서 행해지지만, 미터 사이즈의 대형의 시험편을 이용한 시험은 -165℃에서 행해진다. 또한, 실제의 LNG용 저장 탱크 등은 -165℃에서 사용되고 있다. 따라서, 본 발명이 의도하는 극저온은 -165℃∼-196℃까지를 나타낸다.
고Ni강에 있어서 인성을 향상시키는 방법으로서는, 잔류 γ 분율의 확보, 조직 사이즈의 미세화, 저온 YS의 저감(=베이스의 인성 향상) 등의 방법을 들 수 있다. 열사이클에 의해 만들어 넣은 조직이 소실되어 버리는 용접 열영향부(HAZ)에 있어서는, 이들 방법 중, 조직 사이즈의 미세화와 저온 YS의 저감을 채용하는 것이 유효한 방법이라고 생각된다. 또한, 저온 YS의 저감에 대해서는, 코트렐 분위기에 의한 YS의 상승을 초래하는 하나의 원인인 고용 N의 제어, 그리고 베이스의 저온 YS를 저감한다고 말해지는 Ni량에 대하여 주목했다.
(Di값이 2.5 이상 5.0 이하)
본 발명에 있어서, 담금질성의 지표인 Di값은 ([C]/10)0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×(1+200×[B])×(1.7-0.09×6.5)라는 식으로부터 구할 수 있다.
미세한 사이즈의 조직을 얻기 위해서는, Di값을 규정하는 것이 편의상 유효하다. Di값이 2.5 미만인 경우에는, 조직이 조잡해져, 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서의 vE-196이 저하되어 버린다. 한편, Di값이 5.0을 초과하면, 경도가 상승하여, 이 경우도 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서의 vE-196이 저하되어 버린다. 따라서, 담금질성의 지표인 Di값의 적정한 범위는 2.5 이상 5.0 이하로 했다.
(sol.N 파라미터가 20ppm 이하)
주요 첨가 원소의 첨가량을 증량하는 일 없이, 저온 YS를 저감시켜 베이스의 인성을 향상시키기 위해서는, 전위에 고착하여 전위 운동을 저해하는 격자간 원소를 고정하는 것이 유효하다. 본 발명에서는, 이들 중 특히 고용 N의 고정에 주목했다.
고용 N을 고정하는 원소로서는, Al, B, Nb, Ti 등을 들 수 있지만, HAZ는 열사이클의 영향이 있기 때문에, 가령 모재에서 N 고정되어 있어도, HAZ에서는 열적으로 불안정한 N 화합물은 열사이클 중에 재용해되어 버린다. HAZ에 있어서, 열사이클 후까지도 N 고정하기 위해서는, 열적으로 안정된 N 화합물을 형성하는 Ti의 첨가가 유효하다.
한편, 현재 상태의 측정 정밀도에서는 N 화합물로부터의 측정이 어렵고, Ti 이외의 원소는 산화물, 황화물 등의 다른 화합물도 동시에 형성해 버려 측정이 어렵기 때문에, 본 발명에서는, Ti 화합물을 N 고정의 지표로 이용했다. 이하의 식으로부터 구할 수 있는 sol.N 파라미터의 적정한 범위는 질량비로 20ppm 이하이다. 한편, sol.N 파라미터의 하한치는 특별히 규정하지 않지만, N에 대해서 Ti가 과잉이 되면 경도 상승에 수반하는 인성 저하를 초래할 염려가 있기 때문에, -40ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다.
sol.N 파라미터=전체 N-Ti에 고정된 N=전체 N-(14/48)×화합물형 Ti
여기에서 「화합물형 Ti」란, Ti 화합물 중에 포함되는 Ti 함유량을 가리킨다.
한편, 화합물형 Ti의 질량(단위: ppm)은, 후강판의 t/4 위치(t: 판두께)로부터, 전해 추출법에 의해 화합물을 형성하는 Ti 농도(insol.Ti량)를 측정하면 구할 수 있다. 예를 들면, 추출은 아이오딘 메탄올법에 의해 행하면 되며, 추출 후의 전해액을 포어 사이즈 0.1μm의 필터를 이용하여 여과하고, 필터에 남은 추출 잔사 중의 Ti량을 유도 결합 플라즈마(Inductively Coupled Plasma, ICP) 발광 분석에 의해 정량하면 구할 수 있다.
(Ni-Ti 밸런스가 0.0024×([Ni]-7.5)2+0.010-[Ti]≥0)
강 중의 Ni의 함유량을 증량하면, 저온 YS를 저감하는 것은 가능하지만, 상기한 바와 같이, Ni는 고가인 원소이기 때문에 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 그와 같은 이유로, 본 발명에서는 상기한 Ti 첨가에 의한 효과를 얻을 수 있는 Ni-Ti 밸런스를 실험에 의해 구했다. Ti 첨가에 따른 효과는, 상기한 Sol.N 고정이 주된 것으로 생각되지만, 그 이외에도 Ti 화합물 등에 의한 조직 사이즈의 미세화 효과도 있다고 생각할 수 있고, Ti-N 밸런스와는 별개로 Ni-Ti 밸런스도 제어할 필요가 있다.
구체적으로는, Ni-Ti 밸런스를 0.0024×([Ni]-7.5)2+0.010-[Ti]≥0으로 할 필요가 있다. 한편, 본 발명에서는 이 식에 의한 상한치는 특별히 규정하지 않지만, 바람직한 상한치를 든다고 하면, 예를 들면, 0.0180이다.
(700℃×5s 가열하고, 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 후의 결정 입경이 4.0μm 이하이다)
HAZ의 결정 입경을 미세하게 함으로써 HAZ의 저온 인성은 향상된다. 그러나, HAZ의 결정 입경에는, 모재 조직이나 모재의 결정 입경 외에, 조직 내의 변형 등 영향을 주는 몇 가지인가의 요인이 있기 때문에, 모재 조직의 규정만으로는 불충분하다. 따라서, 본 발명에서는, 700℃×5s 가열하고, 더욱이 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 열사이클 후의 결정 입경을 규정한다. 이와 같은 열사이클 후의 조직은 HAZ 상당부의 조직이라고 할 수 있고, 상기 열사이클 후의 결정 입경을 4.0μm 이하로 함으로써, 본 발명이 의도로 하는 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판으로 할 수 있다.
본 발명에서는, 상기한 Di값, sol.N 파라미터, Ni-Ti 밸런스, 열사이클 후의 결정 입경에 더하여, 후강판의 성분 조성을 규정하는데, 그 성분 조성에 대하여 상세하게 설명한다. 이하, 각 원소(화학 성분)의 함유율에 대해서는 간단히 %로 기재하지만, 모두 질량%를 나타낸다.
(성분 조성)
C: 0.02∼0.10%
C는 Ms점을 저하시켜 미세한 사이즈의 조직을 얻기 위해서 유효하다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, C를 적어도 0.02% 이상 함유시키지 않으면 안 된다. C의 함유량의 바람직한 하한은 0.03%이고, 보다 바람직한 하한은 0.04%이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과대한 상승에 의해 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그의 상한을 0.10%로 한다. C의 함유량의 바람직한 상한은 0.08%이고, 보다 바람직한 상한은 0.06%이다.
Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음)
Si는 탈산재로서 유용한 원소이다. Ti가 탈산에 소비되는 것을 막고, N 고정되는 것을 돕는 작용이 있다. 단, 과잉으로 첨가하면, 경질의 섬상 마텐자이트상의 생성이 촉진되어, 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그의 상한을 0.40%로 한다. Si의 함유량의 바람직한 상한은 0.35%이고, 보다 바람직한 상한은 0.20%이다. 한편, Si의 함유량의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 바람직한 하한은 0.01%이다.
Mn: 0.5∼2.0%
Mn은 Ms점을 저하시켜 미세한 사이즈의 조직을 얻기 위해서 유효하다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn을 적어도 0.5% 이상 함유시키지 않으면 안 된다. Mn의 함유량의 바람직한 하한은 0.6%이고, 보다 바람직한 하한은 0.7%이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 템퍼링에 의한 취화를 일으켜, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되기 때문에, 그의 상한을 2.0%로 한다. Mn의 함유량의 바람직한 상한은 1.5%이고, 보다 바람직한 상한은 1.3%이다.
P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음)
P는 인성 저하의 원인이 되는 불순물 원소이므로, 그의 함유량은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 원하는 극저온 인성을 확보한다는 관점에서는, P의 함유량은 0.007% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.005% 이하로 한다. P의 함유량은 적으면 적을수록 좋지만, 공업적으로 강 중의 P를 0%로 하는 것은 곤란하다.
S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음)
S는 P와 마찬가지로 인성 저하의 원인이 되는 불순물 원소이므로, 그의 함유량은 가능한 한 적은 것이 바람직하다. 원하는 극저온 인성을 확보한다는 관점에서는, S의 함유량은 0.007% 이하로 억제할 필요가 있고, 바람직하게는 0.005% 이하로 한다. S의 함유량은 적으면 적을수록 좋지만, 공업적으로 강 중의 S를 0%로 하는 것은 곤란하다.
Al: 0.005∼0.05%
Al은 탈산재로서 유용한 원소이다. Ti가 탈산에 소비되는 것을 막고, N 고정되는 것을 돕는 작용이 있다. 또한, 탈황을 촉진한다. Al의 함유량이 부족하면, 강 중의 고용 황, 고용 질소 등의 농도가 상승하여, 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그의 하한을 0.005%로 한다. Al의 함유량의 바람직한 하한은 0.010%이고, 보다 바람직한 하한은 0.015%이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 산화물이나 질화물 등이 조대화되어, 역시 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그의 상한을 0.05%로 한다. Al의 함유량의 바람직한 상한은 0.045%이고, 보다 바람직한 상한은 0.04%이다.
Ni: 5.0∼7.5%
Ni는 극저온 인성의 향상에 유효한 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ni를 적어도 5.0% 이상 함유시키지 않으면 안 된다. Ni의 함유량의 바람직한 하한은 5.2%이고, 보다 바람직한 하한은 5.4%이다. 단, 고가의 원소인 Ni를 과잉으로 첨가하면, 원료의 비용 상승을 초래하기 때문에, 그의 상한을 7.5%로 한다. Ni의 함유량의 바람직한 상한은 6.5%이고, 보다 바람직한 상한은 6.2%, 더 바람직한 상한은 6.0%이다.
Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음)
Ti는 고용 N의 고정에 유효한 원소이다. 바람직한 하한은 0.003%, 보다 바람직한 하한은 0.005%이다. 한편, 과잉으로 첨가하면, 조대 개재물을 형성하여 인성을 저하시키기 때문에, Ti의 함유량의 바람직한 상한을 0.025%로 한다. Ti의 보다 바람직한 상한은 0.018%이고, 더 바람직한 상한은 0.015%이다.
N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)
N은 고용 N으로서 다량으로 존재하면 HAZ 인성을 저하시킨다. 가령 어떤 방법에 의해 고용 N을 고정할 수 있다고 해도, 용해도 곱의 관점에서는 전체 N 농도는 작은 편이 바람직하기 때문에, 그의 상한을 0.010%로 한다. N의 함유량의 바람직한 상한은 0.006%이고, 보다 바람직한 상한은 0.004%이다. 한편, N의 함유량은 적으면 적을수록 좋지만, 공업적으로 강 중의 N을 0%로 하는 것은 곤란하다.
이상이 본 발명에서 규정하는 필수 함유 원소이고, 잔부는 철 및 불가피적 불순물이다. 또한, 본 발명의 작용을 해치지 않는 범위에서, 이하의 허용 성분을 첨가할 수 있다.
Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 1.2% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상
Cu, Cr 및 Mo는 모두 Ms점을 저하시켜 미세한 사이즈의 조직을 얻기 위해서 유효한 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종류 이상을 병용해도 된다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu를 첨가하는 경우에는 0.05% 이상, Cr을 첨가하는 경우에는 0.05% 이상, Mo를 첨가하는 경우에는 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 향상을 초래하여, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되기 때문에, Cu를 첨가하는 경우에는 1.0% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.7% 이하로 한다. 또한, Cr을 첨가하는 경우에는 1.2% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 1.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.9% 이하로 한다. 또한, Mo를 첨가하는 경우에는 1.0% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.8% 이하, 보다 바람직하게는 0.6% 이하로 한다.
Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상
Nb, V, B 및 Zr은 Ti만큼은 아니지만, 모두 고용 N을 고정하는 데 유효한 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 병용해도 된다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Nb를 첨가하는 경우에는 0.005% 이상, V를 첨가하는 경우에는 0.005% 이상, B를 첨가하는 경우에는 0.0005% 이상, Zr을 첨가하는 경우에는 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 상승을 초래하거나, 또는 조대 개재물을 형성하여 인성을 저하시키기 때문에, Nb를 첨가하는 경우에는, 0.1% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 한다. 또한, V를 첨가하는 경우에는, 0.5% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하로 한다. 또한, B를 첨가하는 경우에는, 0.005% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.003% 이하, 보다 바람직하게는 0.002% 이하로 한다. 또한, Zr을 첨가하는 경우에는, 0.005% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.004% 이하로 한다.
Ca: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음), REM(희토류 원소): 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종
Ca 및 REM은 고용 황을 고정하고, 더욱이 황화물을 무해화하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종을 병용해도 된다. 이들의 함유량이 부족하면, 강 중의 고용 황 농도가 상승하여, 인성이 저하되기 때문에, Ca를 첨가하는 경우에는 0.0005% 이상, REM을 첨가하는 경우에는 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 황화물, 산화물이나 질화물 등이 조대화되어, 역시 인성이 저하되기 때문에, Ca를 첨가하는 경우에는, 0.003% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.0025% 이하로 한다. 또한, REM을 첨가하는 경우에는, 0.005% 이하로 할 필요가 있고, 바람직하게는 0.004% 이하로 한다.
한편, 여기에서 기술하는 REM(희토류 원소)이란, 란타노이드 원소(주기율표에 있어서 원자 번호 57의 La부터 원자 번호 71의 Lu까지의 15원소)에 Sc(스칸듐)와 Y(이트륨)를 더한 원소군이고, 이들을 단독으로 또는 2종 이상을 병용할 수 있다. 또한, 상기한 REM의 함유량은, REM을 1종만 함유하는 경우에는 단독의 함유량이고, 2종 이상 함유할 때에는 그들의 합계 함유량이다.
단, Sc와 Y는 그 밖의 REM과 비교하여 원자량이 작다. REM은, 통상 란타노이드 원소의 복수가 포함되는 염가인 미쉬 메탈을 이용하지만, Sc와 Y를 이용해도 상관없다. 조대한 REM의 황화물, 산화물, 질화물의 형성을 억제하기 위해, Sc와 Y를 첨가하는 경우에는, 이하의 식을 만족시키도록 첨가한다.
(2/3)×(1/88)×(226)×(1/4.8)×[REM(Sc,Y)]+(2/3)×(1/140)×(327)×(1/7)×[REM(others)]≤0.0015
한편, 상기 식 중, [REM(Sc,Y)]는 Sc 및 Y의 첨가량(질량%)이고, [REM(others)]는 Sc 및 Y 이외의 REM의 첨가량(질량%)이다.
또한, REM 중 바람직한 원소는 Ce와 La이다. 또한, REM의 첨가 형태는 특별히 한정되지 않고, Ce 및 La를 주로 포함하는 미쉬 메탈(예를 들면 Ce: 약 70%, La: 약 20∼30%)의 형태로 첨가해도 되고, 또는 Ce, La 등의 단체로 첨가해도 된다.
(제조 요건)
본 발명의 후강판은, 상기 성분 조성을 만족하는 강을 이용하여, 통상의 용제법에 의해 용제하고, 슬래브로 한 후, 통상의 가열, 열간 압연(조압연, 마무리 압연), 냉각이라는 공정을 거침으로써 얻을 수 있지만, 모재의 열처리를 다음에 나타내는 바와 같은 조건에서 실시하는 것에 의해, 확실히 본 발명의 요건을 만족하는 후강판을 제조할 수 있다.
즉, 모재의 열처리를 630℃∼Ac3의 온도역(2상역)에서 실시하는 것이다. 이와 같은 조건에서 열처리를 실시함으로써, 용접 후의 HAZ부의 조직을 세립화할 수 있다. 즉, 본 발명에 있어서는, 700℃×5s 가열하고, 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 열사이클 후의 결정 입경을 4.0μm 이하로 할 수 있다. Ac3 초과의 조건에서 열처리를 실시한 경우, 상기 열사이클 후의 결정 입경이 조대해져, 소정의 인성을 만족할 수 없다.
실시예
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 본 발명의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적절히 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
(실시예 1)
표 1, 2에 나타내는 각 성분 조성의 후강판을 이용하고, 그들 후강판의 t/4 위치(t: 판두께)로부터, 판폭 방향에 평행하게 12.5t×55W×33L의 소편을 채취했다. 그 후, 표 3, 표 4에 기재된 열처리를 부여한 소편으로부터 샤르피 충격 시험편(JIS Z 2242의 V 노치 시험편)을 2본씩 채취하고, JIS Z 2242의 요령으로, -196℃에서의 흡수 에너지를 측정했다. 한편, 열사이클 조건은, 입열 4.2kJ/mm 상당으로, 700℃×5s 가열→700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각하는 것이다. 측정의 결과, -196℃에서의 흡수 에너지의 평균값이 41J 이상, 즉 vE-196≥41J을 만족하는 것을 극저온 인성이 우수하다고 평가했다. 시험 결과를 표 3, 4에 나타낸다.
한편, sol.N 파라미터는 상기한 바와 같이, sol.N 파라미터=전체 N-Ti에 고정된 N=전체 N-(14/48)×화합물형 Ti라는 수식으로부터 구할 수 있다. 또한, 결정 입경은, 광학 현미경으로 촬영한 파면 직하 조직에 있어서, 대략 노치 수직 방향으로 150μm×노치 수평 방향으로 200μm의 범위에 대하여, 폭 0.5μm 이하의 검은 콘트라스트의 선분으로 구분되는 부위를 조직 단위로 하고, 노치 수평 방향에 대해서 선분법으로 50 이상의 조직 단위를 측정하여, 그 평균을 결정 입경으로 했다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
No. 1∼21은 본 발명의 요건을 만족하는 발명예이며, -196℃에서의 흡수 에너지의 평균값은 모두 41J 이상이어서, vE-196≥41J을 만족했다. 이 시험 결과로부터, 본 발명의 요건을 만족하는 No. 1∼21의 발명예는 모두 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판이라고 할 수 있다.
한편, No. 22∼39는, 본 발명의 어느 요건을 만족하지 않는 비교예이며, -196℃에서의 흡수 에너지의 평균값은 모두 41J 미만이어서, vE-196≥41J을 만족할 수는 없어, 극저온에서의 충분한 HAZ 인성은 확보할 수 없었다.
(실시예 2)
상기한 시험에서, -196℃에서의 흡수 에너지의 평균값이 41J 이상으로 양호한 결과를 얻을 수 있었던 발명예에 대하여, 이음을 3본씩 제작해서 인성을 조사했다.
구체적으로는, レ형 개선(single bevel groove: 루트 갭 6mm, 개선 각도 30°)으로 하고, 이하의 조건에서 이음을 제작했다. 한편, 실용 구조물에서는, 다(多)패스의 X 개선으로 함으로써, 저인성 HAZ를 거의 포함하지 않고, 또한 형상적으로 저인성 HAZ부만을 균열이 진전하는 경우는 없도록 설계되고 있지만, CG-HAZ의 악영향이 없는 것을 확인하기 위해, レ형 개선으로 했다.
·진행 방향: 강판 L 방향으로 수직/입향 상진
·용접 재료: NIC-70S(KOBE)
·패스수: BP: 5∼6/FP: 3
·입열: 평균으로 35kJ/cm, 24.5∼41.4kJ/cm 사이
·패스간: 100℃ 미만
상기 입열 조건에서의 이음에서는, 퓨전 라인(FL: 접합 경계)의 극근방에, 비교적 인성이 낮은 CG-HAZ가 형성되지만, 이 CG-HAZ부만을 균열이 진전하는 일 없이, 이음 인성이 저하되지 않는 조건을 구했다.
상기한 시험에서 양호한 HAZ 인성이 얻어진 발명예의 후강판을 이용하여 제작한 이음에 대해, 퓨전 라인으로부터 1mm 및 3mm의 위치에 V 노치를 도입하고, 샤르피 충격 흡수 시험을 행했다. 어느 강재에 대해서도, FL+1mm 노치의 경우, 균열은 CG-HAZ만을 통과하는 일 없이 횡단하여 용금에 도달하고, 그 후에는 용금을 진전했다. 균열 전체 길이의 80% 이상이 용금을 통과하고 있고, 모두 연성적으로 파괴되어, 인성은 양호했다.
한편, FL+3mm 노치의 경우, 균열은 용금측을 향하는 경우와 모재측을 향하는 경우로 나뉘었다. 어느 경우도, vE-196은 41J을 충분히 상회했지만, CG-HAZ로부터 모재측을 통과하는 편이 바람직하다.
노치 위치가 FL+3mm인 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, 3본 모두 CG-HAZ로부터 모재측을 통과하는 이음은 Di값이 4.7 이하인 후강판을 이용한 이음이고, 이 조건을 만족하는 No. 1, 2, 4∼11, 13∼18, 20, 21이 이음 인성이 우수하다고 할 수 있다.
본 발명을 상세하게 또한 특정의 실시태양을 참조하여 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하는 일 없이 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있다는 것은 당업자에게 분명하다.
본 출원은 2014년 4월 8일 출원된 일본 특허출원(특원 2014-079378)에 기초하는 것이고, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.
본 발명의 후강판은 극저온에서의 HAZ 인성이 우수하고, LNG 저장 탱크 등의 극저온 특성이 요구되는 구조재로서 유용하다.

Claims (2)

  1. 질량%로, C: 0.02∼0.10%, Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.5∼2.0%, P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005∼0.05%, Ni: 5.0∼7.5%, Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지는 후강판으로서,
    ([C]/10)0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×(1+200×[B])×(1.7-0.09×6.5)로부터 구해지는 Di값이 2.5 이상 5.0 이하,
    sol.N 파라미터가 20ppm 이하,
    Ni-Ti 밸런스가 0.0024×([Ni]-7.5)2+0.010-[Ti]≥0이며,
    또한, 700℃×5s 가열하고, 700℃에서 500℃까지를 19s로 냉각한 후의 결정 입경이 4.0μm 이하인 것을 특징으로 하는 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판.
    단, 상기한 각 식 중, [ ]는 질량%를 나타낸다.
  2. 제 1 항에 있어서,
    하기 (a)∼(c) 중 적어도 하나를 추가로 함유하는 극저온에서의 HAZ 인성이 우수한 후강판.
    (a) 질량%로, Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음), Cr: 1.2% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상
    (b) 질량%로, Nb: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), V: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), B: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음), Zr: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종 이상
    (c) 질량%로, Ca: 0.003% 이하(0%를 포함하지 않음), REM: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음) 중 1종 또는 2종
KR1020167027394A 2014-04-08 2015-03-31 극저온에서의 haz 인성이 우수한 후강판 KR101843677B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JPJP-P-2014-079378 2014-04-08
JP2014079378A JP6196929B2 (ja) 2014-04-08 2014-04-08 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板
PCT/JP2015/060285 WO2015156179A1 (ja) 2014-04-08 2015-03-31 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20160130442A true KR20160130442A (ko) 2016-11-11
KR101843677B1 KR101843677B1 (ko) 2018-03-29

Family

ID=54287756

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020167027394A KR101843677B1 (ko) 2014-04-08 2015-03-31 극저온에서의 haz 인성이 우수한 후강판

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3130687A4 (ko)
JP (1) JP6196929B2 (ko)
KR (1) KR101843677B1 (ko)
CN (1) CN106133172B (ko)
WO (1) WO2015156179A1 (ko)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017115239A (ja) * 2015-12-18 2017-06-29 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた厚鋼板
KR102075206B1 (ko) 2017-11-17 2020-02-07 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
KR102043523B1 (ko) 2017-12-24 2019-11-12 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 저온용 강재 및 그 제조방법
JP7398970B2 (ja) * 2019-04-22 2023-12-15 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
JP7248896B2 (ja) * 2019-06-17 2023-03-30 日本製鉄株式会社 大入熱溶接用高強度鋼板

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011241419A (ja) 2010-05-17 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温用厚鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57207155A (en) * 1981-06-16 1982-12-18 Nippon Steel Corp Ni steel having weld zone with high rupture toughness
JPH0632864B2 (ja) * 1986-09-24 1994-05-02 新日本製鐵株式会社 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法
JP2001049385A (ja) * 1999-08-09 2001-02-20 Nkk Corp 溶接部靭性に優れた高張力鋼及びその製造方法
JP2001288512A (ja) * 2000-04-05 2001-10-19 Nippon Steel Corp 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法
CN1263880C (zh) * 2002-05-08 2006-07-12 新日本制铁株式会社 扭转次数·刚性模量优良的高强度不锈钢钢丝及其制造方法
JP4105991B2 (ja) * 2003-07-14 2008-06-25 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法
JP4762878B2 (ja) * 2006-12-18 2011-08-31 新日本製鐵株式会社 さび安定化能を高めた耐候性鋼及びその製造方法
BR112013000436B1 (pt) * 2010-07-09 2018-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço com ni adicionado e método de produção da mesma
JP5667502B2 (ja) * 2011-04-06 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 摩擦圧接用機械構造用鋼および摩擦圧接部品
CN103305750A (zh) * 2012-03-09 2013-09-18 株式会社神户制钢所 极低温韧性优异的厚钢板
CN103374681B (zh) * 2012-04-13 2015-07-29 株式会社神户制钢所 极低温韧性优异的厚钢板
JP6018454B2 (ja) 2012-04-13 2016-11-02 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP5594329B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性に優れたＮｉ含有厚鋼板
JP5833991B2 (ja) * 2012-08-23 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 極低温靱性に優れた厚鋼板
WO2014092129A1 (ja) * 2012-12-13 2014-06-19 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた厚鋼板
JP6055363B2 (ja) * 2013-04-17 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011241419A (ja) 2010-05-17 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 低温用厚鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
기무라 가오루 외, 「51/2% Ni강 용접부의 인성 개량에 대하여(저온용 니켈강의 개발 VI)」, 철과 강, 니혼철강협회, 1972년, 제58호, p. 228
오기하라 고진 외, 「LNG 탱크용 7% Ni-TMCP 강판의 개발(제2보)」, 용접 구조 심포지엄 2011 강연 논문집, 사단법인 용접학회 용접구조연구위원회, 2011년, p. 459

Also Published As

Publication number Publication date
EP3130687A1 (en) 2017-02-15
EP3130687A4 (en) 2017-08-30
WO2015156179A1 (ja) 2015-10-15
JP6196929B2 (ja) 2017-09-13
JP2015199983A (ja) 2015-11-12
CN106133172B (zh) 2018-01-02
KR101843677B1 (ko) 2018-03-29
CN106133172A (zh) 2016-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101843677B1 (ko) 극저온에서의 haz 인성이 우수한 후강판
KR101643099B1 (ko) 수소 유도 균열 내성이 우수한 강판 및 그 제조 방법
KR101846759B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
KR101632159B1 (ko) 극저온 인성이 우수한 후강판
JP4957556B2 (ja) 極低温用鋼
CN114761595B (zh) 钢板及其制造方法
JPWO2014156188A1 (ja) 水素用鋼構造物ならびに水素用蓄圧器および水素用ラインパイプの製造方法
KR20190077470A (ko) 고 Mn 강판 및 그 제조 방법
KR101442400B1 (ko) 극저온 인성이 우수한 후강판
KR20180125524A (ko) 용접 구조 부재
KR20130064799A (ko) 내파괴 특성 및 내hic 특성이 뛰어난 고강도 강판
JP5825224B2 (ja) 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2021036077A (ja) 高Ｍｎ鋼
JP6149435B2 (ja) 高圧水素ガス用低合金鋼および高圧水素用蓄圧器
EP3533891A1 (en) Steel for high heat input welding
JP2019063868A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼用溶接材料
KR20180085791A (ko) 용접 열영향부의 저온 인성 열화 및 용접 열영향부의 경도를 억제한 고항복강도를 갖는 비조질 강판
JP4604917B2 (ja) ７８０ＭＰａ級高張力鋼板およびその製造方法
JP5176847B2 (ja) 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法
EP3378962B1 (en) High heat input welded steel material
JP5509945B2 (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
JP4637516B2 (ja) 溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板
KR20130125822A (ko) 판두께 방향의 내피로 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법, 그 후강판을 이용한 필렛 용접 조인트
JP2013086134A (ja) 溶接継手および溶接材料
KR101267543B1 (ko) 강도와 연성의 조합이 우수한 무니켈-고질소 이상 스테인리스강

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