KR20180100422A - 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

강판 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20180100422A
KR20180100422A KR1020187022996A KR20187022996A KR20180100422A KR 20180100422 A KR20180100422 A KR 20180100422A KR 1020187022996 A KR1020187022996 A KR 1020187022996A KR 20187022996 A KR20187022996 A KR 20187022996A KR 20180100422 A KR20180100422 A KR 20180100422A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
mass
less
tin
steel sheet
content
Prior art date
Application number
KR1020187022996A
Other languages
English (en)
Inventor
마사히로 이노모토
히데노리 나코
요시토미 오카자키
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
Priority claimed from PCT/JP2017/003701 external-priority patent/WO2017141714A1/ja
Publication of KR20180100422A publication Critical patent/KR20180100422A/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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C21D6/02—Hardening by precipitation
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper

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 개시의 강판은, C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe 및 불가피적 불순물인 조성을 갖고, 산 불용성의 Ti의 함유량의 조성 전체를 기준으로 하는 Ti의 함유량에 대한 비가 0.80 이하이다.

Description

강판 및 그 제조 방법
본 개시는, 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
조선 분야에 있어서의 용접 구조물의 대형화에 수반하여, 판 두께가 50㎜ 이상이며 또한 항복 강도가 490㎫ 이상인 고강도 강판의 적용이 확대되고 있다. 이러한 강판에서는, 입열량이 증가되기 때문에, 용접 시공 효율 향상의 관점과도 아울러, 대입열 용접의 수요가 높아지고 있다. 대입열 용접에서는, 용접 열 영향부(Heat Affected Zone: HAZ)에 있어서, 가열에 의해 오스테나이트 온도로 장시간 유지됨으로써 조대 오스테나이트 조직이 형성되고, 그 후의 냉각 과정에서 구 오스테나이트 입계를 따른 조대 입계 페라이트 및 조대 입계 베이나이트가 생성된다. 그 결과, HAZ에 있어서의 인성(이하, 「HAZ 인성」이라고도 한다)을 안정되게 얻지 못하게 된다.
이러한 문제에 대하여, Ti 함유 질화물의 형태를 제어함으로써 대입열 용접에서의 HAZ 인성을 개선하는 방법이 제안되어 있다(일본 특허 공개 제2010-95781호 공보 및 일본 특허 공개 제2011-21263호 공보 참조). 그러나, 이들 방법에서는, Ti 함유 질화물의 제어를 위하여 주조 공정에 제약이 있어, 생산 비용의 증대를 초래할 우려가 있다. 또한, 모재의 강도에 대해서는 고려되어 있지 않다.
또한, 산화물계 개재물의 크기를 제어함으로써 대입열 용접에서의 HAZ 인성을 개선하는 방법이 제안되어 있다(일본 특허 공개 제2010-222652호 공보 참조). 그러나, 이 방법에서는, 산화물의 제어를 위하여 정교하고 치밀한 제강 프로세스가 요구되기 때문에, 생산 비용의 증대를 초래할 우려가 있다. 또한, 이 방법에서도 모재의 강도에 대해서는 고려되어 있지 않다.
또한, Ca, S, O 등의 양을 제어하고, 입자 내 변태핵을 도입함으로써 HAZ 조직을 미세화하여, HAZ 인성을 개선하는 방법이 제안되어 있다(일본 특허 공개 제2013-147740호 공보 참조). 그러나, 이 방법으로 얻어지는 모재의 항복 강도는 대부분이 490㎫ 미만으로 불충분하고, 한편 항복 강도가 490㎫ 이상인 것으로는 HAZ 인성이 충분하다고는 하기 어렵다.
또한, Ti-Ca 복합 첨가 그리고 CaO 및 CaS양의 최적화에 의해, 높은 모재 강도와 양호한 HAZ 인성을 실현하는 방법이 제안되어 있다(일본 특허 공개 제2002-317243호 공보). 그러나, 이 방법에서는 압연 전의 유지 온도가 1150 내지 1250℃로 높아, 생산성에 대하여 개선의 여지가 있다. 또한, 판 두께 50㎜ 이상의 두꺼운 강판에 있어서의 특성이 고려되어 있지 않다.
또한, 0.1㎛ 이하의 TiN 석출물을 제어함으로써, HAZ 인성을 개선하는 방법이 제안되어 있다(일본 특허 공개 제2001-98340호 공보 참조). 그러나, 검토되고 있는 입열량이 최대 450kJ/㎝이며, 대입열 용접에 있어서의 개선이 충분하다고는 할 수 없다. 또한, 모재의 강도에 대해서도 고려되어 있지 않다.
일본 특허 공개 제2010-95781호 공보 일본 특허 공개 제2011-21263호 공보 일본 특허 공개 제2010-222652호 공보 일본 특허 공개 제2013-147740호 공보 일본 특허 공개 제2002-317243호 공보 일본 특허 공개 제2001-98340호 공보
본 개시는, 상술한 바와 같은 사정에 기초하여 이루어진 것이며, 모재 강도 및 HAZ 인성이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들은, 예의 검토한 결과, 강판의 Ti 첨가량을 증가시키면, HAZ 인성의 개선에 유효한 미세 TiN이 증가되는 한편, HAZ 인성을 저하시키는, 예를 들어 입경이 2.0㎛ 이상인 조대 TiN도 증가됨을 알아내었다. 그래서, 발명자들은 Ti 첨가량을 증가시켰을 때에 생성되는 조대 TiN의 양을 저감시킴으로써, 대입열 용접 시의 HAZ 인성을 개선할 수 있는 본 개시에 이르렀다.
즉, 상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 발명은, C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe 및 불가피적 불순물인 조성을 갖고, 산 불용성의 Ti의 함유량[질량％]을 [insol.Ti], 상기 조성 전체를 기준으로 하는 Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 하기 식 (1)을 만족시키는 강판이다.
Figure pct00001
당해 강판은, 전체 Ti의 함유량과, 주로 TiN으로서 존재하는 산 불용성의 Ti의 함유량의 비를, 상기 식 (1)을 만족시키는 값으로 조정함으로써, 미세한 TiN이 조대한 TiN에 대하여 상대적으로 증가되므로, 조대 TiN에 기인하는 취성 파괴가 억제되어, HAZ 인성이 우수하다. 또한, 당해 강판은, 상기 조성을 가짐으로써 모재 강도도 우수하다.
N의 함유량[질량％]을 [N]이라 한 경우에 [Ti]/[N]이 2.0 이상 5.0 이하이고, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이상이면 된다. 이렇게 [Ti]/[N], 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도 및 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율을 상기 범위로 조정함으로써, 대입열 용접 시의 TiN의 오스트발트 성장을 억제하여, 입열 후 녹고 남은 TiN에 의해, 구 오스테나이트 입경의 조대화가 억제된다. 그 결과, 조대 입계 페라이트 및 조대 입계 베이나이트의 생성이 억제되므로, HAZ 인성의 향상을 촉진할 수 있다.
C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]라 한 경우에 하기 식 (2)를 만족시키면 된다.
Figure pct00002
상기 식 (2)를 만족시킴으로써, HAZ 인성을 유지하면서, 모재 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.
C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]라 한 경우에 하기 식 (3)을 만족시키면 된다.
Figure pct00003
상기 식 (3)을 만족시킴으로써, 고상선의 온도가 상승되어, 주조 시에 조기에 응고가 완료되기 때문에, 조대 TiN의 저감을 용이하게 달성할 수 있다. 그 결과, HAZ 인성을 더욱 향상시킬 수 있다.
Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하, Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하, 희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및 Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유하면 좋다. 이러한 원소를 더 함유함으로써, 모재 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 다른 발명은, C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe 및 불가피적 불순물인 조성을 갖는 용강을 주조하는 공정과, 상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 750℃ 이상 820℃ 이하의 최종 압연 온도에서 열간 압연하는 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 강재를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 주조 공정에서 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각을 300초 미만으로 행하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법이다.
당해 강판의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 용강을 1,500℃부터 1,450℃까지 300초 미만으로 냉각하는 주조 공정에 의해, 미세한 TiN이 조대한 TiN에 대하여 상대적으로 증가되므로, 조대 TiN에 기인하는 취성 파괴가 억제되어, HAZ 인성이 우수한 강판을 제조할 수 있다. 또한, 당해 강판의 제조 방법에서는, 상술한 조건에서 열간 압연 및 냉각을 행함으로써, 모재 강도도 우수한 강판을 얻을 수 있다.
상기 용강이, Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하, Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하, 희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및 Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유하면 좋다. 용강이 이러한 원소를 더 함유함으로써, 얻어지는 강판의 모재 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 또 다른 발명은, C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe 및 불가피적 불순물인 조성을 갖고, 상기 조성 전체를 기준으로 하는 N의 함유량[질량％]을 [N], Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 [Ti]/[N]이 2.0 이상 5.0 이하이고, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이하인 강판이다.
당해 강판은, [Ti]/[N], 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도 및 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율을 상기 범위로 조정함으로써, 대입열 용접 시의 TiN의 오스트발트 성장을 억제하여, 입열 후 녹고 남은 TiN에 의해, 구 오스테나이트 입경의 조대화가 억제된다. 그 결과, 당해 강판은, 용접 시의 조대 입계 페라이트 및 조대 입계 베이나이트의 생성이 억제되어, HAZ 인성이 우수하다. 또한, 당해 강판은, 상기 조성을 가짐으로써 모재 강도도 우수하다.
Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하, Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하, 희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및 Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유하면 좋다. 이러한 원소를 더 함유함으로써, 모재 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위하여 이루어진 또 다른 발명은, C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe 및 불가피적 불순물인 조성을 갖는 용강을 주조하는 공정과, 상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 열간 압연하는 공정과, 상기 열간 압연 공정 후의 강재를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고, 상기 주조 공정에서, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각을 300초 미만, 1,300℃부터 1,200℃까지의 냉각을 450초 이상 680초 이하로 행하고, 상기 열간 압연 공정에서, 압연 전의 주괴를 1,050℃ 이상 1,200℃ 이하에서 20분 이상 5시간 이하 유지하고, 900℃ 이상에서의 누적 압하량을 30％ 이상, 820℃ 이상 900℃ 미만에서의 누적 압하량을 15％ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법이다.
당해 강판의 제조 방법은, 상기 조성을 갖는 용강을 상기 조건에서 냉각하는 주조 공정과, 상기 조건에서 주괴의 온도를 유지한 후에 압연하는 열간 압연 공정에 의해, 대입열 용접 후에 녹고 남은 일정 크기의 TiN의 수를 증가시킨다. 이에 의해, 구 오스테나이트 입계의 조대화가 억제되고, 나아가서는 조대 입계 페라이트 및 조대 입계 베이나이트의 생성이 억제되므로, 당해 강판의 제조 방법에 의하면, HAZ 인성이 우수한 강판을 제조할 수 있다. 또한, 당해 강판의 제조 방법에서는, 상술한 조건에서 열간 압연 및 냉각을 행함으로써, 모재 강도도 우수한 강판을 얻을 수 있다.
상기 용강이, Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하, Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하, 희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및 Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유하면 좋다. 용강이 이러한 원소를 더 함유함으로써, 얻어지는 강판의 모재 강도를 더욱 향상시킬 수 있다.
본 개시의 강판은, 모재 강도 및 HAZ 인성이 우수하기 때문에, 대형의 용접 구조물에 적합하게 사용할 수 있다. 또한, 본 개시의 강판 제조 방법은, 모재 강도 및 HAZ 인성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 개시에 관한 강판 및 그 제조 방법의 실시 형태에 대하여 설명한다.
〔제1 실시 형태〕
먼저, 본 발명의 제1 실시 형태에 대하여 설명한다.
<강판>
당해 강판은, C(탄소): 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si(규소): 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn(망간): 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P(인): 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S(황): 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al(알루미늄): 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni(니켈): 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu(구리): 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb(니오븀): 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti(티타늄): 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N(질소): 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca(칼슘): 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe(철) 및 불가피적 불순물인 조성을 갖는다.
당해 강판의 평균 두께의 하한으로서는, 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 50㎜이며, 60㎜가 보다 바람직하다. 한편, 당해 강판의 평균 두께의 상한으로서는 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 100㎜이다. 당해 강판의 평균 두께가 상기 하한보다 작은 경우, 선박 등의 용도에 부적합해질 우려가 있다. 반대로, 당해 강판의 평균 두께가 상기 상한을 초과하는 경우, 가공 등이 곤란해질 우려가 있다.
[C(탄소)]
이하, 당해 강판의 각 성분에 대하여 설명한다. C는, 당해 강판의 강도 확보를 위하여 필요한 원소이다. C의 함유량의 하한으로서는, 0.005질량％이며, 0.01질량％가 바람직하고, 0.02질량％가 보다 바람직하다. 한편, C의 함유량의 상한으로서는 0.07질량％이며, 0.06질량％가 바람직하고, 0.05질량％가 보다 바람직하다. C의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 당해 강판의 강도가 불충분해질 우려가 있다. 반대로, C의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 당해 강판의 고상선 온도가 저하됨으로써 조대 TiN의 생성이 조장되어, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
[Si(규소)]
Si는, 당해 강판의 탈산에 유용한 원소이다. Si의 함유량의 하한으로서는, 0질량％이다. 한편, Si의 함유량의 상한으로서는 0.04질량％이며, 0.03질량％가 바람직하고, 0.02질량％가 보다 바람직하다. Si의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, Ti의 활동도가 증가됨으로써 조대 TiN의 생성이 조장되어, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
[Mn(망간)]
Mn은, 당해 강판의 강도 확보를 위하여 필요한 원소이다. Mn의 함유량의 하한으로서는, 1.4질량％이며, 1.50질량％가 바람직하고, 1.60질량％가 보다 바람직하다. 한편, Mn의 함유량의 상한으로서는 2.0질량％이며, 1.95질량％가 바람직하고, 1.92질량％가 보다 바람직하다. Mn의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 당해 강판의 강도가 불충분해질 우려가 있다. 반대로, Mn의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 대입열 용접의 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트가 발생함과 함께, 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 우려가 있다.
[P(인)]
P는, 당해 강판에 불가피하게 포함되고, HAZ 인성을 저하시키는 원소이다. P의 함유량은, 0질량％ 초과이다. P의 함유량은 작을수록 바람직하지만, 공업적으로 0질량％로 하는 것은 곤란하다. 한편, P의 함유량의 상한으로서는 0.010질량％이며, 0.009질량％가 바람직하고, 0.008질량％가 더욱 바람직하다. P의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 당해 강판의 HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
[S(황)]
S는, 당해 강판에 불가피하게 포함되고, HAZ 인성을 저하시키는 원소이다. S의 함유량은, 0질량％ 초과이다. S의 함유량은 작을수록 바람직하지만, 공업적으로 0질량％로 하는 것은 곤란하다. 한편, S의 함유량의 상한으로서는 0.007질량％이며, 0.005질량％가 바람직하고, 0.003질량％가 보다 바람직하다. S의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 당해 강판의 HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
[Al(알루미늄)]
Al은, 당해 강판의 탈산에 필요한 원소이다. Al의 함유량의 하한으로서는, 0.010질량％이며, 0.015질량％가 바람직하고, 0.020질량％가 보다 바람직하다. 한편, Al의 함유량의 상한으로서는 0.040질량％이며, 0.038질량％가 바람직하고, 0.036질량％가 더욱 바람직하다. Al의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 당해 강판 중의 산소 농도가 상승되어, 산화물의 증가에 의해 HAZ 인성이 저하될 우려가 있다. 반대로, Al의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 조대 산화물이 증가되어, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
[Ni(니켈)]
Ni는, 당해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. Ni의 함유량의 하한으로서는, 0.1질량％이며, 0.15질량％가 바람직하고, 0.20질량％가 보다 바람직하다. 한편, Ni의 함유량의 상한으로서는 1.50질량％이며, 1.00질량％가 바람직하고, 0.80질량％가 보다 바람직하다. Ni의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 당해 강판의 강도가 저하될 우려가 있다. 반대로, Ni의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 우려가 있다.
[Cu(구리)]
Cu는, 당해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. Cu의 함유량의 하한으로서는, 0.1질량％이며, 0.12질량％가 바람직하고, 0.15질량％가 보다 바람직하다. 한편, Cu의 함유량의 상한으로서는 0.8질량％이며, 0.60질량％가 바람직하고, 0.50질량％가 보다 바람직하다. Cu의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 당해 강판의 강도가 저하될 우려가 있다. 반대로, Cu의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 우려가 있다.
[Nb(니오븀)]
Nb는, 당해 강판의 강도 확보에 필요한 원소이다. Nb의 함유량의 하한으로서는, 0.004질량％이며, 0.006질량％가 바람직하고, 0.007질량％가 보다 바람직하다. 한편, Nb의 함유량의 상한으로서는 0.025질량％이며, 0.022질량％가 바람직하고, 0.020질량％가 보다 바람직하다. Nb의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 당해 강판의 강도가 불충분해질 우려가 있다. 반대로, Nb의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 대입열 용접의 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트가 발생함과 함께, 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 우려가 있다.
[Ti(티타늄)]
Ti는, N과 함께 TiN으로서 석출되고, 대입열 용접의 HAZ 조직을 미세화하여, 인성을 향상시키는 원소이다. Ti의 함유량의 하한으로서는, 0.010질량％이며, 0.012질량％가 바람직하고, 0.013질량％가 보다 바람직하다. 한편, Ti의 함유량의 상한으로서는 0.025질량％이며, 0.022질량％가 바람직하고, 0.020질량％가 보다 바람직하다. Ti의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 미세한 TiN의 절대량이 부족하여, HAZ 인성의 향상 효과가 불충분해질 우려가 있다. 반대로, Ti의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, HAZ에 있어서 고용 Ti가 증가되어, 조대한 베이나이트 조직이 형성되게 되어 HAZ 인성을 확보하지 못하게 될 우려가 있다.
[N(질소)]
N은, Ti와 함께 TiN으로서 석출되고, 대입열 용접의 HAZ 조직을 미세화하여, 인성을 향상시키는 원소이다. N의 함유량의 하한으로서는, 0.0040질량％이며, 0.0045질량％가 바람직하고, 0.0050질량％가 보다 바람직하다. 한편, N의 함유량의 상한으로서는 0.0080질량％이며, 0.0075질량％가 바람직하고, 0.0070질량％가 보다 바람직하다. N의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 미세한 TiN에 의한 HAZ 인성의 향상 효과가 불충분해질 우려가 있다. 반대로, N의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 대입열 용접의 HAZ에 있어서의 고용 N이 증가되어, 인성이 저하될 우려가 있다.
[Ca(칼슘)]
Ca는, 당해 강판의 탈산에 필요한 원소이다. Ca의 함유량의 하한으로서는, 0.0005질량％이며, 0.0008질량％가 바람직하고, 0.0010질량％가 보다 바람직하다. 한편, Ca의 함유량의 상한으로서는 0.0030질량％이며, 0.0025질량％가 바람직하고, 0.0022질량％가 보다 바람직하다. Ca의 함유량이 상기 하한보다 작은 경우, 산화물 입자를 기점으로 하는 조대 TiN의 생성이 조장되어, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다. 반대로, Ca의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 조대 산화물의 증가에 의해, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
당해 강판은, 상술한 조성 외에도, Cr(크롬): 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하, Mo(몰리브덴): 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, V(바나듐): 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, B(붕소): 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하, 희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및 Zr(지르코늄): 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유하면 좋다.
[Cr(크롬)]
Cr은, 당해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 강도를 향상시키기 위해서는, Cr을 0.01질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.05질량％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 한편, Cr의 첨가에 의해, 대입열 용접의 HAZ 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 가능성이 있다. 그로 인해, Cr의 함유량의 상한으로서는 1.00질량％가 바람직하고, 0.50질량％가 보다 바람직하고, 0.10질량％가 더욱 바람직하다.
[Mo(몰리브덴)]
Mo는, 당해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 강도를 향상시키기 위해서는, Mo를 0.01질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.03질량％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하고, 0.05질량％ 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Mo의 첨가에 의해, 대입열 용접의 HAZ 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 가능성이 있다. 그로 인해, Mo의 함유량의 상한으로서는 0.50질량％가 바람직하고, 0.30질량％가 보다 바람직하고, 0.20질량％가 더욱 바람직하다.
[V(바나듐)]
V는, 당해 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 강도를 향상시키기 위해서는, V를 0.003질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.02질량％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하고, 0.05질량％ 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 한편, V의 함유량의 상한으로서는 0.50질량％가 바람직하고, 0.35질량％가 보다 바람직하고, 0.15질량％가 더욱 바람직하다. V의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 대입열 용접의 HAZ 경도가 과도하게 상승되어 인성이 저하될 우려가 있다.
[B(붕소)]
B는, 당해 강판의 강도 및 HAZ 인성 향상에 기여하는 원소이다. 강도를 향상시키기 위해서는, B를 0.0002질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.0004질량％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하고, 0.0005질량％ 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 한편, B의 함유량의 상한으로서는 0.0009질량％가 바람직하고, 0.0008질량％가 보다 바람직하고, 0.0007질량％가 더욱 바람직하다. B의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 당해 강판의 인성이 불안정해질 우려가 있다.
[희토류 금속]
희토류 금속은, 당해 강판의 탈산에 기여하는 원소이며, 0.0003질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.0010질량％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하고, 0.0015질량％ 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 한편, 희토류 금속의 함유량 상한으로서는 0.0050질량％가 바람직하고, 0.0040질량％가 보다 바람직하고, 0.0030질량％가 더욱 바람직하다. 희토류 금속의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 조대 산화물의 증가에 의해, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다. 여기서 「희토류 금속」이란, 원자 번호 57의 La(란탄)부터 원자 번호 71의 Lu(루테튬)까지의 15의 란타노이드 원소와, Sc(스칸듐) 및 Y(이트륨)을 의미한다.
[Zr(지르코늄)]
Zr은 당해 강판의 탈산에 기여하는 원소이며, 0.0003질량％ 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.0008질량％ 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하고, 0.0010질량％ 이상 함유시키는 것이 더욱 바람직하다. 한편, Zr의 함유량의 상한으로서는 0.0050질량％가 바람직하고, 0.0040질량％가 보다 바람직하고, 0.0030질량％가 더욱 바람직하다. Zr의 함유량이 상기 상한을 초과하는 경우, 조대 산화물의 증가에 의해, HAZ 인성이 저하될 우려가 있다.
[잔부]
당해 강판은, 상술한 각 원소 이외에도 Fe(철) 및 불가피적 불순물을 잔부로서 함유한다. 이 불가피적 불순물로서는, 예를 들어 Sn(주석), As(비소), Pb(납) 등을 들 수 있다.
당해 강판은, 산 불용성의 Ti의 함유량[질량％]을 [insol.Ti], 조성 전체를 기준으로 하는 Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 하기 식 (1)을 만족시킨다.
Figure pct00004
또한, 산 불용성의 Ti란, 산에 불용의 Ti 화합물(예를 들어, TiN, Ti 산화물 등) 중의 Ti이며, 소위 석출물 및 정출물 중의 Ti를 포함하는 개념이다. 본 실시 형태에서는, 후술하는 전해 추출법에 의해 전해액에 용해되지 않는 석출물 및 정출물 중의 Ti를, 산 불용성의 Ti라 하고 있다.
상기 식 (1)의 우변으로서는, 0.77이 바람직하고, 0.75가 보다 바람직하다. [insol.Ti]/[Ti]가 이들 값을 초과하면, 조대 TiN에 의해 HAZ 인성이 저하되기 쉬워진다. 또한, [insol.Ti]/[Ti]가 동등하고 Ti 첨가량이 상이한 강재를 비교하면, Ti 첨가량이 많은 것일수록 조대 TiN의 생성량도 많다. 그러나, Ti 첨가량이 많은 것은 동시에 HAZ 조직의 미세화에 기여하는 미세 TiN도 증가되어 있기 때문에, [insol.Ti]/[Ti]가 동등하면, 얻어지는 HAZ 인성도 거의 동등해진다.
여기서, 산 불용성의 Ti의 함유량은, 강판의 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치에서 채취한 시험편에 대하여 전해액을 사용한 전해 추출법을 실시하고, 얻어진 잔사를 여과하여 화합물을 추출하고, 이 화합물에 대하여, 예를 들어 ICP 발광 분광 분석법에 의해, Ti 함유량을 측정함으로써 얻어진다.
또한, 본 발명의 실시 형태에 있어서의 산 불용성의 Ti는, 주로 TiN으로서 존재하지만, Ti 산화물 등, 다른 화합물로서 존재하는 것도 포함된다. 또한, 상기 산 불용성의 Ti는, 후술하는 주조 공정에 있어서, 용강 중에서 생성되는 정출물이 대부분이지만, 고체 철 중에 생성하는 석출물도 일부 포함하는 것이다.
또한, N의 함유량[질량％]을 [N]으로 한 경우, [Ti]/[N]의 하한으로서는, 2.0이 바람직하고, 2.5가 보다 바람직하다. 한편, [Ti]/[N]의 상한으로서는 5.0이 바람직하고, 4.5가 보다 바람직하다. [Ti]/[N]이 상기 하한보다 작으면, TiN의 수는 증가하지만, TiN의 사이즈가 작아져, 후술하는 원 상당 직경이 일정 범위의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 부족할 우려가 있다. 반대로, [Ti]/[N]이 상기 상한을 초과하면, Ti 확산 율속 성장이 촉진되어, TiN의 사이즈가 커져, 조대한 TiN이 증가될 우려가 있다.
당해 강판은, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이상이면 된다.
또한, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도의 하한으로서는, 2.5×105개/㎟가 보다 바람직하고, 3.0×105개/㎟가 더욱 바람직하다. 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 상기 하한보다 작으면, 구 오스테나이트 입경 조대화 억제에 기여하는 미세 TiN이 감소되어, HAZ 인성이 저하되기 쉬워질 우려가 있다. 한편, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 1.0×106개/㎟이다.
또한, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율의 상한으로서는 10％가 보다 바람직하고, 6％가 더욱 바람직하다. 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 상기 상한을 초과하면, 용접 시의 고온 유지에 있어서의 오스트발트 성장이 촉진되어 TiN이 소실되고, 구 오스테나이트 입경이 조대화되기 때문에, HAZ 인성이 저하되기 쉬워질 우려가 있다. 한편, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율의 하한은 특별히 한정되지 않고 실질적으로 0％이다.
여기서, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도 및 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율은, 이하의 방법에 의해 측정한 값을 의미한다. 먼저, 당해 강판의 임의의 부위를 절단하고, 얻어진 절단면을 투과형 전자 현미경(Transmission Electron Microscope: TEM) 등의 전자 현미경으로 관찰한다. 상기 관찰에 있어서는, 에너지 분산형 형광 X선 분석(Energy Dispersive X-ray spectrometry: EDX) 장치 등에 의해 Ti를 함유하는 석출물을 판별하고, 이것을 TiN 함유 석출물로 한다. 이어서, 화상 해석에 의해 관찰 시야 중의 각 TiN 함유 석출물의 면적을 측정하여 원 상당 직경으로 환산하여, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수와, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수를 계측하여, 1㎟당 개수를 산출함으로써 단면 밀도를 구하고, 상기 개수의 비로부터 개수 비율을 구한다.
당해 강판은, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]로 한 경우에 하기 식 (2)를 만족시키는 것이 바람직하다.
Figure pct00005
상기 식 (2)의 우변으로서는, 0.75가 보다 바람직하고, 0.77이 더욱 바람직하다. Di가 이들 값 미만이면 모재 강도가 불충분해질 우려가 있다.
C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]로 한 경우에 하기 식 (3)을 만족시키는 것이 바람직하다.
Figure pct00006
상기 식 (3)의 우변으로서는, 21.2가 보다 바람직하고, 21.0이 더욱 바람직하다. A가 이들 값을 초과하면, 고상선 온도의 저하에 의해 조대 TiN이 생성되기 쉬워져, HAZ 인성이 불충분해질 우려가 있다.
[용도]
당해 강판은, 강도 및 대입열 용접 시의 HAZ 인성이 우수하므로, 선박 등의 대형 용접 구조물에 적합하게 사용할 수 있다.
<강판의 제조 방법>
제1 실시 형태의 당해 강판의 제조 방법으로서는, 예를 들어 용강을 주조하는 주조 공정과, 얻어진 주괴를 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 열간 압연 후의 강재를 냉각하는 공정을 구비하는 방법 등을 들 수 있다. 이하, 각 공정에 대하여 설명한다.
[주조 공정]
본 공정에서는, 상기 조성을 갖는 용강을 슬래브 형상 등으로 주조하여, 주괴를 얻는다. 상기 조성을 갖는 용강은, 탈황 처리, 탈산 처리, 각 원소의 첨가 등의 종래 공지된 방법을 적절히 조합함으로써 얻을 수 있다.
주조 공정에서는, 1,500℃부터 1,450℃까지의 온도 범위의 냉각 처리를 300초 미만의 냉각 시간에 행한다. 조대 TiN은, 주조 과정에 있어서 강이 일부 응고된 온도 영역(고액 공존 온도 영역)에서 생성된다. 즉, 액상 철이 응고되어 고체가 되는 과정에서, 고체 철로부터 액상 철로 Ti가 배출되어, 액상 철 중의 Ti 농도가 상승한다. Ti 농도가 높아진 액상 철 중에서는 TiN이 생성되기 쉬워지고, 그 외에도, 액상 중에서 생성된 TiN은 용이하게 조대화된다. 그로 인해, 조대 TiN을 저감시키기 위해서는, 고액 공존 온도 영역을 신속하게 통과하여, TiN의 생성 및 조대화를 억제하는 것이 중요하다. 따라서, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간이 300초 이상이면 주조 시에 조대한 TiN이 생성되어, [insol.Ti]/[Ti]가 상기 식 (1)을 만족시키지 않게 되고, 나아가서는 HAZ 인성이 저하된다. 또한, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간은 285초 미만이 보다 바람직하다. 또한, 주괴가 두께 t[㎜]의 판상인 경우, 상기 냉각 온도는 주괴의 표면으로부터 두께 방향으로 t/4의 위치에서의 측정 온도로 한다.
[열간 압연 공정]
본 공정에서는, 상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 열간 압연함으로써 강판을 얻는다. 이 열간 압연 시의 주괴의 최종 압연 온도로서는, 750℃ 이상 820℃ 이하이다. 최종 압연 온도가 상기 하한보다 작으면, 오스테나이트 입자가 미세화되고, 계속되는 냉각 공정에서의 페라이트 석출이 조장되기 때문에, 소정의 강도를 얻는 것이 어려워질 우려가 있다. 반대로, 최종 압연 온도가 상기 상한을 초과하면, 강재의 인성이 저하될 우려가 있다.
[냉각 공정]
열간 압연 후에는, 강재의 냉각을 행한다. 이 냉각 속도로서는, 5℃/초 이상으로 한다. 냉각 속도가 상기 하한보다 작으면, 페라이트가 석출되어, 소정의 강도를 얻는 것이 어려워질 우려가 있다.
〔제2 실시 형태〕
이어서, 본 발명의 제2 실시 형태에 대하여 설명한다.
<강판>
당해 강판은, C(탄소): 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하, Si(규소): 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하, Mn(망간): 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하, P(인): 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하, S(황): 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하, Al(알루미늄): 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하, Ni(니켈): 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하, Cu(구리): 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하, Nb(니오븀): 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하, Ti(티타늄): 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하, N(질소): 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하, Ca(칼슘): 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고 잔부: Fe(철) 및 불가피적 불순물인 조성을 갖는다.
당해 강판의 평균 두께는 상기 제1 실시 형태의 강판과 마찬가지로 할 수 있다. 또한, 당해 강판의 C, Si, Mn, P, S, Al, Ni, Cu, Nb, Ti, N 및 Ca의 바람직한 함유량, 그리고 잔부는 상기 제1 실시 형태의 강판과 마찬가지로 할 수 있다.
당해 강판은, 상술한 조성 외에도, Cr(크롬): 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하, Mo(몰리브덴): 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, V(바나듐): 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하, B(붕소): 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하, 희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및 Zr(지르코늄): 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 중 적어도 1종을 더 함유하면 좋다. 또한, 당해 강판의 이들 조성의 바람직한 함유량은 상기 제1 실시 형태의 강판과 마찬가지로 할 수 있다.
또한, 당해 강판의 [Ti]/[N]의 하한으로서는, 2.0이며, 2.5가 바람직하다. 한편, [Ti]/[N]의 상한으로서는 5.0이며, 4.5가 바람직하다. [Ti]/[N]이 상기 하한보다 작으면, TiN의 수는 증가하지만, TiN의 사이즈가 작아져, 후술하는 원 상당 직경이 일정 범위의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 부족하기 쉬워진다. 반대로, [Ti]/[N]이 상기 상한을 초과하면, Ti 확산 율속 성장이 촉진되어, TiN의 사이즈가 커져, 조대한 TiN이 증가되기 쉬워진다.
당해 강판은, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이하이다.
또한, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도의 하한으로서는, 2.5×105개/㎟가 바람직하고, 3.0×105개/㎟가 보다 바람직하다. 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 상기 하한보다 작으면, 구 오스테나이트 입경 억제에 기여하는 미세 TiN이 감소되어, HAZ 인성이 저하되기 쉬워진다. 한편, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 5.0×105개/㎟이다.
또한, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율의 상한으로서는 10％가 바람직하고, 6％가 보다 바람직하다. 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 상기 상한을 초과하면, 용접 시의 고온 유지에 있어서의 TiN의 오스트발트 성장이 촉진되어, 구 오스테나이트 입경 억제에 기여하는 TiN수가 적어져, HAZ 인성이 저하되기 쉬워진다. 한편, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율의 하한은 특별히 한정되지 않고 실질적으로 0％이다.
[용도]
당해 강판은, 강도 및 대입열 용접 시의 HAZ 인성이 우수하므로, 선박 등의 대형 용접 구조물에 적합하게 사용할 수 있다.
<강판의 제조 방법>
제2 실시 형태의 당해 강판의 제조 방법으로서는, 예를 들어 용강을 주조하는 주조 공정과, 얻어진 주괴를 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 열간 압연 후의 강재를 냉각하는 공정을 구비하는 방법 등을 들 수 있다. 이하, 각 공정에 대하여 설명한다.
[주조 공정]
본 공정에서는, 상기 조성을 갖는 용강을 슬래브 형상 등으로 주조하여, 주괴를 얻는다. 상기 조성을 갖는 용강은, 탈황 처리, 탈산 처리, 각 원소의 첨가 등의 종래 공지된 방법을 적절히 조합함으로써 얻을 수 있다.
주조 공정에서는, 1,500℃부터 1,450℃까지의 온도 범위의 냉각 처리를 300초 미만의 냉각 시간에 행한다. 조대 TiN은, 주조 과정에 있어서 강이 일부 응고된 온도 영역(고액 공존 온도 영역)에서 생성된다. 즉, 액상 철이 응고되어 고체가 되는 과정에서, 고체 철로부터 액상 철로 Ti가 배출되어, 액상 철 중의 Ti 농도가 상승한다. Ti 농도가 높아진 액상 철 중에서는 TiN이 생성되기 쉬워지고, 그 외에도, 액상 중에서 생성된 TiN은 용이하게 조대화된다. 그로 인해, 조대 TiN을 저감시키기 위해서는, 고액 공존 온도 영역을 신속하게 통과하여, TiN의 생성 및 조대화를 억제하는 것이 중요하다. 따라서, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간이 300초 이상이면 주조 시에 조대한 TiN이 생성되어, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 작아지고, 나아가서는 HAZ 인성이 저하된다. 또한, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간은 285초 미만이 보다 바람직하다. 또한, 주괴가 두께 t[㎜]의 판상인 경우, 상기 냉각 온도는 주괴의 표면으로부터 두께 방향으로 t/4의 위치에서의 측정 온도로 한다.
또한, 주조 공정에서는, 1,300℃부터 1,200℃까지의 온도 범위의 냉각 처리를 450초 이상 680초 이하로 행한다. 상기 온도 범위의 냉각 처리 시간의 하한으로서는 500초가 바람직하고, 상한으로서는 600초가 바람직하다. 상기 냉각 처리 시간이 상기 하한 미만이면 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물이 감소되어, HAZ 인성이 저하된다. 한편, 상기 냉각 처리 시간이 상기 상한을 초과하면, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 TiN 함유 석출물이 증가됨으로써 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 커져, HAZ 인성이 저하된다.
[열간 압연 공정]
본 공정에서는, 상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 열간 압연함으로써 강판을 얻는다. 본 공정에서는, 열간 압연 전에 압연 전의 주괴를 1,050℃ 이상 1,200℃ 이하에서 20분 이상 5시간 이하 유지한다. 또한, 상기 유지 시간의 하한으로서는, 2시간이 바람직하다. 유지 온도 또는 시간이 상기 하한 미만이면 0.040㎛ 미만의 미소한 TiN이 성장하지 않기 때문에, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물이 감소되어, HAZ 인성이 저하된다. 한편, 유지 온도 또는 시간이 상기 상한을 초과하면, 오스트발트 성장이 과잉 진행되어 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물이 감소되어, HAZ 인성이 저하된다.
열간 압연 공정에서는, 900℃ 이상에서의 누적 압하량을 30％ 이상, 820℃ 이상 900℃ 미만에서의 누적 압하량을 15％ 이상으로 되도록 압연을 행한다. 이에 의해 변형으로부터 유기되는 Ti의 확산에 의해 미세 TiN이 성장하여, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수가 증가되어, HAZ 인성을 향상시킬 수 있다. 한편, 상기 범위를 일탈하여 압연을 행하면, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수가 감소되어, HAZ 인성이 저하된다. 또한, 각 온도 범위에서의 누적 압하량의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 50％이다. 또한, 「누적 압하량」이란, 1패스당 압하량의 총합이며, 「압하량」은, 하기 식 (4)에 의해 계산되는 값이다.
Figure pct00007
식 (4) 중, t0은, 표면의 온도가 압연 온도 범위에 있을 때의 강편의 압연 개시 두께[㎜], t1은, 표면의 온도가 압연 온도 범위에 있을 때의 강편의 압연 종료 두께[㎜]를 각각 나타낸다.
[냉각 공정]
열간 압연 후에는, 강재의 냉각을 행한다. 이 냉각 속도로서는, 5℃/초 이상이며, 6℃/초 이상이 바람직하다. 냉각 속도가 상기 하한보다 작으면, 페라이트가 석출되어, 소정의 강도를 얻는 것이 어려워질 우려가 있다.
〔그 밖의 실시 형태〕
본 개시의 강판 및 그 제조 방법은, 상기 실시 형태에 한정되는 것은 아니다.
실시예
이하, 실시예에 의해 본 개시를 더욱 상세하게 설명하지만, 본 개시는 이들 실시예에 한정되는 것은 아니다.
<강판의 제작 (1)>
150㎏ 진공 유도로를 사용하여, 표 1에 나타내는 조성을 갖는 용강을 용제하고, 이 용강을 주조함으로써 슬래브를 제작했다. 여기서 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간은 표 2에 나타내는 시간으로 했다. 이 슬래브를 1,100℃에서 3시간 유지 후, 최종 마무리 온도 780℃에서 열간 압연하고, 냉각 속도 7.5℃/초로 수랭함으로써 평균 두께 65㎜의 실시예 1 내지 10 및 비교예 1 내지 6의 강판을 얻었다.
<[insol.Ti]의 측정>
얻어진 강판의 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치에서 시험편을 채취하고, 전해액을 사용한 전해 추출법에 의해 상기 시험편으로부터 추출한 산 불용성의 Ti의 농도를 측정함으로써 [insol.Ti]의 측정을 행했다. 또한, 전해액으로서는, 메탄올 100㏄ 중에, 트리에탄올아민 2㏄와, 테트라메틸암모늄클로라이드 1g을 함유하는 것을 사용했다. 측정 시에는, 상기 전해액에서의 전해 추출에 의해 얻어진 용액을 구멍 직경 2.0㎛의 필터로 여과하여 잔사를 얻은 후, 이 잔사를 ICP 발광 분광 분석법에 의해 화학 성분을 분석하여, [insol.Ti]를 구했다. 또한, 상기 전해액에서의 전해 추출에서 불용인 Ti는, 본 개시에서 정의하는 산 불용성의 Ti라고 판단할 수 있다. 이 측정 결과를 표 2에 나타낸다.
<강판의 평가 (1)>
이하의 방법에 의해, 각 강판의 항복 강도 및 HAZ 인성을 평가했다. 평가 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 표 2 중 「Di」는 상기 (2) 식의 좌변을 나타내고, 「A」는 상기 (3) 식의 좌변을 나타낸다.
[항복 강도]
각 강판으로부터, JIS-Z2241:2011에 규정된 막대 형상의 4호 시험편을 잘라냈다. 이 잘라내기에 있어서는, 시험편의 축방향이 강판의 폭 방향과 일치하고, 시험편의 중심축과 강판의 한쪽 표면의 거리가 강판의 판 두께의 1/4이 되도록 했다. 이어서, JIS-Z2241:2011에 기재된 방법으로 인장 시험을 행하여, 항복 강도 YS[㎫]를 측정했다. 항복 강도는, 그 값이 클수록 강도가 우수함을 나타내고, 490㎫ 이상을 「양호」, 490㎫ 미만을 「양호하지 않다」라고 판단할 수 있다.
[HAZ 인성]
각 강판의 두께 방향에서 판 두께의 1/4의 위치로부터, 12.5㎜(두께 방향)×32㎜(C 방향)×55㎜(압연 L 방향)의 시험편을 잘라내고, 1400℃에서 60초간 유지한 후, 800℃부터 500℃까지의 냉각 시간이 400초가 되도록 속도를 제어하여 냉각했다. 이것은, 입열량이 55kJ/㎜인 대입열 용접을 모의한 열 사이클이다. 이어서, JIS-Z2242:2005에 준거하여, 규정된 샤르피 충격 시험편을 3개씩 채취하여, -20℃에서 샤르피 충격 시험을 행하여, 흡수 에너지 vE[J]를 측정했다. HAZ 인성은, vE가 100J를 초과하는 것을 「양호」, 100J 이하를 「양호하지 않다」라고 판단할 수 있다.
Figure pct00008
Figure pct00009
표 1, 2로부터 명백한 바와 같이, 실시예 1 내지 10의 강판은, 항복 강도 및 HAZ 인성이 모두 양호했다.
또한, Di가 0.72 이상인 실시예 2, 6 내지 10은, 항복 강도가 515㎫ 이상으로 높은 값이 되어, 실시예 1,3 내지 5에 비하여 항복 강도가 우수했다. 이러한 점에서, Di의 값을 0.72 이상으로 함으로써 HAZ 인성을 유지하면서, 모재 강도를 향상시킬 수 있다고 판단된다.
또한, A가 21.5 이하인 실시예 3 내지 5, 9 내지 10은, HAZ 인성이 146J 이상으로 양호하여, 실시예 1,2에 비하여 HAZ 인성이 우수했다. 이러한 점에서, A의 값을 21.5 이하로 함으로써, HAZ 인성을 보다 향상시킬 수 있다고 판단된다.
또한, 실시예 6 내지 8에 대해서는, A의 값이 21.5 이하이지만, Cr이 0.10질량％를 초과하여 함유되어 있기 때문에, Cr의 영향에 의해, HAZ 인성은, 실시예 3 내지 5, 9 내지 10에 비교하면 떨어졌다.
또한, Cr 함유량이 0.10질량％ 이하 및 Mo 함유량이 0.20질량％ 이하인 실시예 3 내지 5, 10은, HAZ 인성이 160J 이상으로 양호하여, 실시예 6 내지 9에 비하여 HAZ 인성이 우수했다. 이러한 점에서, Cr 함유량을 0.10질량％ 이하 및 Mo 함유량을 0.20질량％ 이하로 함으로써, HAZ 인성을 보다 향상시킬 수 있다고 판단된다.
또한, 실시예 1 내지 2에 대해서는, Cr 및 Mo를 포함하고 있지 않지만, A의 값이 21.5를 초과하고 있기 때문에, 당해 A의 영향에 의해, HAZ 인성은, 실시예 3 내지 5, 10에 비교하여 떨어졌다.
한편, Cr 함유량이 0.10질량％ 초과, 또는 Mo 함유량이 0.20질량％ 초과인 실시예 6 내지 9는, 항복 강도가 527㎫ 이상으로 높은 값이 되어, 실시예 1,3 내지 5, 10에 비하여 항복 강도가 우수했다. 이러한 점에서, Cr 함유량을 0.10질량％ 초과, 또는 Mo 함유량을 0.20질량％ 초과로 함으로써, 항복 강도를 보다 향상시킬 수 있다고 판단된다.
또한, 실시예 2에 대해서는, Cr 및 Mo를 포함하고 있지 않지만, Di가 0.81로 높기 때문에, 당해 Di의 영향에 의해, 항복 강도는, 실시예 1,3 내지 5, 10에 비하여 높아졌다.
한편, 비교예 1 내지 4는, [insol.Ti]/[Ti]가 0.8 초과이기 때문에, 조대한 TiN이 많아져, HAZ 인성이 양호하지 않다. 또한, 비교예 5는, [insol.Ti]/[Ti]가 0.8 이하이지만, Ti의 함유량이 너무 많기 때문에, 고용 Ti가 많아져, HAZ 인성이 양호하지 않다. 또한, 비교예 6도, [insol.Ti]/[Ti]가 0.8 이하이지만, Ti 및 N의 함유량이 작기 때문에, 미세한 TiN의 절대량이 부족하여, HAZ 인성이 양호하지 않다.
<강판의 제작 (2)>
이어서, 150㎏ 진공 유도로를 사용하여, 표 3에 나타내는 조성을 갖는 용강을 용제하고, 이 용강을 주조함으로써 슬래브를 제작했다. 여기서 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간 및 1,300℃부터 1,200℃까지의 냉각 시간은 표 4에 나타내는 시간으로 했다. 이 슬래브를 표 4에 나타내는 온도 및 시간으로 유지 후, 900℃ 이상 및 820℃ 이상 900℃ 미만에서 각각 표 4에 나타내는 누적 압하량이 되도록 열간 압연하고, 또한 표 4에 나타내는 냉각 속도로 수랭함으로써 평균 두께 65㎜의 실시예 11 내지 20 및 비교예 7 내지 15의 강판을 얻었다. 또한, 표 3의 「REM」은, 희토류 금속(rare earth metal)을 나타낸다.
<TiN 함유 석출물의 측정>
얻어진 강판의 두께 방향으로 판 두께의 1/4의 위치에서 시험편을 채취하고, 각 강판으로부터, 기둥체 형상의 시험편을 잘라냈다. 이 잘라내기의 방법에서는, 시험편의 축방향이 강판의 압연 방향과 일치하도록 했다. 또한, 시험편의 중심축과, 강판의 한쪽 표면의 거리가 강판의 평균 두께의 1/4이 되도록 했다. 또한, 시험편의 한쪽 저면이 강판의 종단면이 되도록 했다. 이어서, 이 시험편의 상기 강판의 종단면에 상당하는 저면으로부터 레플리카 TEM 시험편을 제작하여, 투과형 전자 현미경(TEM)으로 관찰했다. 관찰 조건은, 관찰 배율 15,000배, 관찰 시야 52.7㎛2로 하고, 2시야 관찰했다. 관찰에 있어서는, 에너지 분산형 형광 X선 분석(EDX) 장치에 의해 Ti를 함유하는 석출물을 판별하고, 이 석출물을 TiN 함유 석출물로 했다. 이어서, 화상 해석에 의해 관찰 시야 중의 각 TiN 함유 석출물의 면적을 측정하여 원 상당 직경으로 환산하고, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수와, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수를 계측하여, 1㎟당 개수를 산출함으로써 단면 밀도를 구함과 함께, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율을 구했다. 측정 결과를 표 4에 나타낸다.
<강판의 평가 (2)>
상술한 방법에 의해, 각 강판의 항복 강도 및 HAZ 인성을 평가했다. 평가 결과를 표 4에 나타낸다.
Figure pct00010
Figure pct00011
표 3, 4로부터 명백한 바와 같이, 실시예 11 내지 20의 강판은, 항복 강도 및 HAZ 인성이 모두 양호했다.
또한, 실시예를 비교하면, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 작을수록 HAZ 인성이 우수한 경향이 있고, 특히 개수 비율이 6％ 이하인 실시예 11, 13, 14, 18은 다른 실시예보다도 양호한 HAZ 인성을 갖는다.
한편, 비교예 7 내지 10은, 조성이 본원 발명의 범위를 만족시키지 않기 때문에, 항복 강도 또는 HAZ 인성의 어느 쪽이 양호하지 않다. 또한, 비교예 11, 13, 14는, 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 불충분하기 때문에, HAZ 인성이 양호하지 않다. 비교예 11은 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각 시간이 너무 크고, 비교예 13은 900℃ 이상에서의 누적 압하량이 너무 작고, 비교예 14는 820℃ 이상 900℃ 미만에서의 누적 압하량이 너무 작음으로써, 상기 단면 밀도가 불충분해졌다고 생각된다. 또한, 비교예 12는, 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 너무 크기 때문에, HAZ 인성이 양호하지 않다. 비교예 12는 1,300℃부터 1,200℃까지의 냉각 시간이 너무 큼으로써, 상기 개수 비율이 증대되었다고 생각된다.
본 명세서의 개시 내용은, 이하의 양태를 포함한다.
(양태 1)
C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
잔부: Fe 및 불가피적 불순물
인 조성을 갖고,
산 불용성의 Ti의 함유량[질량％]을 [insol.Ti], 상기 조성 전체를 기준으로 하는 Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 하기 식 (1)을 만족시키는 강판.
Figure pct00012
(양태 2)
N의 함유량[질량％]을 [N]으로 한 경우에 [Ti]/[N]이 2.0 이상 5.0 이하이고,
원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이하인 양태 1에 기재된 강판.
(양태 3)
C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]로 한 경우에 하기 식 (2)를 만족시키는 양태 1 또는 양태 2에 기재된 강판.
Figure pct00013
(양태 4)
C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]로 한 경우에 하기 식 (3)을 만족시키는 양태 1, 양태 2 또는 양태 3에 기재된 강판.
Figure pct00014
(양태 5)
Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
중 적어도 1종을 더 함유하는 양태 1 내지 양태 4 중 어느 것에 기재된 강판.
(양태 6)
C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
잔부: Fe 및 불가피적 불순물
인 조성을 갖는 용강을 주조하는 공정과,
상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 750℃ 이상 820℃ 이하의 최종 압연 온도에서 열간 압연하는 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 강재를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고,
상기 주조 공정에서 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각을 300초 미만으로 행하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
(양태 7)
상기 용강이,
Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
중 적어도 1종을 더 함유하는 양태 6에 기재된 강판의 제조 방법.
(양태 8)
C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
잔부: Fe 및 불가피적 불순물
인 조성을 갖고,
상기 조성 전체를 기준으로 하는 N의 함유량[질량％]을 [N], Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 [Ti]/[N]이 2.0 이상 5.0 이하이고,
원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이하인 강판.
(양태 9)
Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
중 적어도 1종을 더 함유하는 양태 8에 기재된 강판.
(양태 10)
C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
잔부: Fe 및 불가피적 불순물
인 조성을 갖는 용강을 주조하는 공정과,
상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 열간 압연하는 공정과,
상기 열간 압연 공정 후의 강재를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고,
상기 주조 공정에서, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각을 300초 미만, 1,300℃부터 1,200℃까지의 냉각을 450초 이상 680초 이하로 행하고, 상기 열간 압연 공정에서, 압연 전의 주괴를 1,050℃ 이상 1,200℃ 이하에서 20분 이상 5시간 이하 유지하고, 900℃ 이상에서의 누적 압하량을 30％ 이상, 820℃ 이상 900℃ 미만에서의 누적 압하량을 15％ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
(양태 11)
상기 용강이,
Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
중 적어도 1종을 더 함유하는 양태 10에 기재된 강판의 제조 방법.
본 출원은, 출원일이 2016년 2월 15일인 일본 특허 출원 제2016-026380호, 출원일이 2016년 7월 4일인 일본 특허 출원 제2016-132915호 및 출원일이 2016년 10월 31일인 일본 특허 출원 제2016-213579호를 기초 출원으로 하는 우선권 주장을 수반한다. 일본 특허 출원 제2016-026380호, 일본 특허 출원 제2016-132915호 및 일본 특허 출원 제2016-213579호는 참조함으로써 본 명세서에 포함된다.
본 개시의 강판은, 모재 강도 및 HAZ 인성이 우수하다. 또한, 본 개시의 강판 제조 방법은, 모재 강도 및 HAZ 인성이 우수한 강판을 얻을 수 있다.

Claims (9)

  1. C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
    Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
    Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
    P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
    S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
    Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
    Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
    Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
    Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
    Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
    N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
    Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물
    인 조성을 갖고,
    산 불용성의 Ti의 함유량[질량％]을 [insol.Ti], 상기 조성 전체를 기준으로 하는 Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 하기 식 (1)을 만족시키고,
    N의 함유량[질량％]을 [N]이라 한 경우에 [Ti]/[N]이 2.0 이상 5.0 이하이고,
    원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이하인 강판.
    Figure pct00015
  2. 제1항에 있어서, C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V 및 B의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V] 및 [B]라 한 경우에 하기 식 (2)를 만족시키는, 강판.
    Figure pct00016
  3. 제1항에 있어서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]라 한 경우에 하기 식 (3)을 만족시키는, 강판.
    Figure pct00017
  4. 제2항에 있어서, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo 및 V의 함유량[질량％]을 각각 [C], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo] 및 [V]라 한 경우에 하기 식 (3)을 만족시키는, 강판.
    Figure pct00018
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
    Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
    V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
    B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
    희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
    Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
    중 적어도 1종을 더 함유하는, 강판.
  6. C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
    Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
    Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
    P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
    S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
    Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
    Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
    Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
    Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
    Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
    N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
    Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물
    인 조성을 갖고,
    상기 조성 전체를 기준으로 하는 N의 함유량[질량％]을 [N], Ti의 함유량[질량％]을 [Ti]라 한 경우에 [Ti]/[N]이 2.0 이상 5.0 이하이고,
    원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 단면 밀도가 2.0×105개/㎟ 이상이며, 또한 원 상당 직경 0.040㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물에 있어서의 원 상당 직경 0.1㎛ 이상 1㎛ 이하의 TiN 함유 석출물의 개수 비율이 15％ 이하인, 강판.
  7. 제6항에 있어서,
    Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
    Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
    V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
    B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
    희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
    Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
    중 적어도 1종을 더 함유하는, 강판.
  8. C: 0.005질량％ 이상 0.07질량％ 이하,
    Si: 0질량％ 이상 0.04질량％ 이하,
    Mn: 1.4질량％ 이상 2.0질량％ 이하,
    P: 0질량％ 초과 0.010질량％ 이하,
    S: 0질량％ 초과 0.007질량％ 이하,
    Al: 0.010질량％ 이상 0.040질량％ 이하,
    Ni: 0.1질량％ 이상 1.50질량％ 이하,
    Cu: 0.1질량％ 이상 0.8질량％ 이하,
    Nb: 0.004질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
    Ti: 0.010질량％ 이상 0.025질량％ 이하,
    N: 0.0040질량％ 이상 0.0080질량％ 이하,
    Ca: 0.0005질량％ 이상 0.0030질량％ 이하, 그리고
    잔부: Fe 및 불가피적 불순물
    인 조성을 갖는 용강을 주조하는 공정과,
    상기 주조 공정에서 얻어진 주괴를 열간 압연하는 공정과,
    상기 열간 압연 공정 후의 강재를 5℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하는 냉각 공정을 구비하고,
    상기 주조 공정에서, 1,500℃부터 1,450℃까지의 냉각을 300초 미만, 1,300℃부터 1,200℃까지의 냉각을 450초 이상 680초 이하로 행하고, 상기 열간 압연 공정에서, 압연 전의 주괴를 1,050℃ 이상 1,200℃ 이하에서 20분 이상 5시간 이하 유지하고, 900℃ 이상에서의 누적 압하량을 30％ 이상, 820℃ 이상 900℃ 미만에서의 누적 압하량을 15％ 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 강판의 제조 방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 용강이,
    Cr: 0질량％ 초과 1.00질량％ 이하,
    Mo: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
    V: 0질량％ 초과 0.50질량％ 이하,
    B: 0질량％ 초과 0.0009질량％ 이하,
    희토류 금속: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하 및
    Zr: 0질량％ 초과 0.0050질량％ 이하
    중 적어도 1종을 더 함유하는, 강판의 제조 방법.
KR1020187022996A 2016-02-15 2017-02-02 강판 및 그 제조 방법 KR20180100422A (ko)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016026380 2016-02-15
JPJP-P-2016-026380 2016-02-15
JPJP-P-2016-132915 2016-07-04
JP2016132915 2016-07-04
JP2016213579A JP2018009239A (ja) 2016-02-15 2016-10-31 鋼板及びその製造方法
JPJP-P-2016-213579 2016-10-31
PCT/JP2017/003701 WO2017141714A1 (ja) 2016-02-15 2017-02-02 鋼板及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20180100422A true KR20180100422A (ko) 2018-09-10

Family

ID=60995101

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020187022996A KR20180100422A (ko) 2016-02-15 2017-02-02 강판 및 그 제조 방법

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP3418415A4 (ko)
JP (1) JP2018009239A (ko)
KR (1) KR20180100422A (ko)
CN (1) CN108603268A (ko)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001098340A (ja) 1999-09-29 2001-04-10 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼
JP2002317243A (ja) 2001-04-19 2002-10-31 Nkk Corp 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼
JP2010095781A (ja) 2008-10-20 2010-04-30 Kobe Steel Ltd 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2010222652A (ja) 2009-03-24 2010-10-07 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板
JP2011021263A (ja) 2009-07-17 2011-02-03 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
JP2013147740A (ja) 2011-12-19 2013-08-01 Jfe Steel Corp 大入熱溶接用鋼材

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100447278C (zh) * 2005-01-11 2008-12-31 宝山钢铁股份有限公司 一种可大线能量焊接的厚钢板及制造方法
JP5320274B2 (ja) * 2009-12-07 2013-10-23 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および強度の均一性に優れた厚鋼板
JP5444093B2 (ja) * 2010-04-07 2014-03-19 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP5820341B2 (ja) * 2012-06-19 2015-11-24 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材
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
JP6211296B2 (ja) * 2013-04-30 2017-10-11 株式会社神戸製鋼所 耐サワー性とｈａｚ靭性に優れた鋼板
JP6193206B2 (ja) * 2013-12-11 2017-09-06 株式会社神戸製鋼所 耐サワー性、ｈａｚ靭性及びｈａｚ硬さに優れた鋼板およびラインパイプ用鋼管

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001098340A (ja) 1999-09-29 2001-04-10 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼
JP2002317243A (ja) 2001-04-19 2002-10-31 Nkk Corp 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼
JP2010095781A (ja) 2008-10-20 2010-04-30 Kobe Steel Ltd 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP2010222652A (ja) 2009-03-24 2010-10-07 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板
JP2011021263A (ja) 2009-07-17 2011-02-03 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
JP2013147740A (ja) 2011-12-19 2013-08-01 Jfe Steel Corp 大入熱溶接用鋼材

Also Published As

Publication number Publication date
CN108603268A (zh) 2018-09-28
JP2018009239A (ja) 2018-01-18
EP3418415A4 (en) 2019-07-24
EP3418415A1 (en) 2018-12-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6055363B2 (ja) 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP6058439B2 (ja) 冷間加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板
JP4699341B2 (ja) 疲労限度比に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼部品
EP3561124A1 (en) Steel material for pressure vessels which has excellent resistance to hydrogen induced cracking and manufacturing method thereof
KR101892412B1 (ko) 강재
JP6018453B2 (ja) 極低温靭性に優れた高強度厚鋼板
JP4699342B2 (ja) 疲労限度比に優れた高強度冷間鍛造用非調質鋼
CN111433381B (zh) 高Mn钢及其制造方法
KR20130103422A (ko) 극저온 인성이 우수한 후강판
JP2021036077A (ja) 高Ｍｎ鋼
KR20130116202A (ko) 극저온 인성이 우수한 후강판
JP6036645B2 (ja) 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP5838693B2 (ja) 高温強度に優れる鋼材の製造方法
KR101082639B1 (ko) 용접열 영향부의 인성이 우수한 고장력 후강판
JP2011021263A (ja) 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板
JP7469714B2 (ja) 鋼材
WO2022145067A1 (ja) 鋼材
WO2020217873A1 (ja) 厚鋼板およびその製造方法
KR20180100422A (ko) 강판 및 그 제조 방법
WO2022145066A1 (ja) 鋼材
JP7127751B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
TWI732658B (zh) 鋼及其製造方法
JP2019099866A (ja) 二相ステンレス鋼及びその溶接物
WO2017141714A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP2013060631A (ja) 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E601 Decision to refuse application