KR20190077785A - 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20190077785A
KR20190077785A KR1020170179246A KR20170179246A KR20190077785A KR 20190077785 A KR20190077785 A KR 20190077785A KR 1020170179246 A KR1020170179246 A KR 1020170179246A KR 20170179246 A KR20170179246 A KR 20170179246A KR 20190077785 A KR20190077785 A KR 20190077785A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
surface layer
less
cooling
fatigue crack
Prior art date
Application number
KR1020170179246A
Other languages
English (en)
Other versions
KR101999022B1 (ko
Inventor
이일철
조재영
강상덕
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020170179246A priority Critical patent/KR101999022B1/ko
Priority to CN201880084275.4A priority patent/CN111542633B/zh
Priority to EP18894284.1A priority patent/EP3733905B1/en
Priority to US16/957,332 priority patent/US11591677B2/en
Priority to JP2020535189A priority patent/JP7096338B2/ja
Priority to PCT/KR2018/014523 priority patent/WO2019132262A1/ko
Publication of KR20190077785A publication Critical patent/KR20190077785A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101999022B1 publication Critical patent/KR101999022B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/18—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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

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 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Al: 0.005~0.5%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 미세조직이 구분되고, 상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제2 상으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하고, 상기 중심부는 래스 베이나이트를 포함할 수 있다.

Description

피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법{High strength steel for structure having excellent fatigue crack arrestability and manufacturing method thereof}
본 발명은 건축물, 교량 등의 구조물에 이용되는 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 상세하게는 강 조성, 미세조직 및 제조공정을 최적화함으로써 피로균열 전파 억제 특성과 고강도성을 효과적으로 확보한 구조용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
건축물, 교량 등의 구조물에 이용되는 구조용 강재는, 그 사용 환경의 특성상 반복 응력이 지속적으로 가해지는바, 구조물의 전체적인 안정성을 확보를 위해서는 소재의 내피로 특성을 확보하는 것이 매우 중요하다. 특히, 최근 구조물이 초대형화됨으로써, 구조물의 경량화 및 강성 확보의 요구가 증가되는 추세이며, 그에 따라 고강도 소재의 사용이 증가하고 있는 실정이다. 다만, 소재의 강도가 증가할수록, 소재에 발생된 균열 주위에 집중되는 응력도 동시에 증가하는바, 소재의 균열 전파 속도가 증가하는 문제가 존재한다.
강재의 피로파괴는 강재의 응력 집중부에서 발생한 피로균열이 강재를 따라 전파됨으로 발생한다. 특히, 구조물에 제공되는 구조용 강재의 경우, 필수불가분적으로 용접부를 구비하며, 용접부 내에는 다수의 결함부가 존재하는바, 피로균열의 발생 자체를 방지하는 것을 실제로 불가능한 일이다. 따라서, 구조물에 제공되는 강재의 피로수명을 향상시키기 위해서는, 피로균열 자체의 발생을 방지하는 것보다는, 이미 용접부에 피로균열이 존재하는 상태로부터 다른 부분으로의 피로균열의 전파 속도를 늦추는 것이 더욱 중요하다.
강재의 피로균열 진전 속도를 늦추는 기술과 관련하여, 특허문헌 1은, 페라이트 결정의 (100)면이 강판 표면에 수직인 방향(ND)과 평행한 방향을 갖는 결정립과 페라이트 결정의 (111)면이 강판 표면에 수직인 방향과 평행한 방위를 갖는 결정립 사이의 경계가 균열의 진전 방향을 따라 적어도 30㎛당 1개소 이상 가로지르거나, 강판 표면과 평행한 측정면에서 페라이트의 (111)면 분율과 (100)면 분율의 비를 1.25~2.0으로 제한함으로써, 피로균열 진전 억제 특성이 개선된 강판을 제안한다. 다만, 특허문헌 1은 페라이트를 주체로 하는바, 인장강도 500MPa 이하의 수준인 강재에만 대응할 수 있는 기술적 단점이 존재한다.
내피로 특성과 직접적인 관련되는 것은 아니지만, 특허문헌 2는 취성균열전파 정지 특성을 향상시키기 위하여 강재의 표층영역의 조직을 개질하는 기술을 제안한다. 특히, 특허문헌 2에는, 표층영역이 세립화된 등축 페라이트 결정림 및 신장 페라이트 결정립을 주체로 하고, (100)면 강도비가 1.5~4.0을 가지도록 함으로써, 취성균열 전파 정지 특성을 확보하는 기술을 제안한다. 다만, 특허문헌 2 역시 신장 페라이트를 주체로 하는바, 700MPa 이상의 고강도 강재에는 적용이 불가능하고, 조직을 미세화하기 위하여 표층부가 복열에 의해 가열되는 중간에 필수로 압연을 실시해야 하는바, 압연 공정 중 정밀한 온도가 불가능하다는 기술적 난점이 존재한다.
일본 특허공개공보 특개2000-017379호 (2000.01.18. 공개) 일본 특허공개공보 특개2002-020835호 (2002.01.23. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면, 피로균열 전파 억제 특성과 고강도성을 효과적으로 확보한 구조용 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량 %로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 미세조직이 구분되고, 상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제 2조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하고, 상기 중심부는 래스 베이나이트를 포함할 수 있다.
상기 표층부는 상부측의 상부 표층부 및 하부측의 하부 표층부로 구분되며, 상기 상부 표층부 및 상기 하부 표층부는 각각 상기 강재의 두께에 대해 3~10%의 두께로 구비될 수 있다.
상기 기지조직 및 상기 제2 조직은 상기 표층부에 95% 이상의 부피분율로 포함될 수 있다.
상기 잔류조직은 상기 표층부에 5% 이하의 부피분율로 포함될 수 있다.
상기 템퍼드 베이나이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)일 수 있다.
상기 프레시 마르텐사이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)일 수 있다.
상기 강재는, 중량 %로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강재의 항복강도는 690MPa 이상일 수 있다.
상기 강재의 인장강도는 800MPa 이상일 수 있다.
상기 표층부의 고경각입계분율은 45% 이상일 수 있다.
상기 강재의 피로균열 진전속도는 2.5x10-5mm/cycle 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법은, 중량 %로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고; 상기 슬라브를 조압연하고; 상기 조압연된 강재를 제1 냉각하고; 상기 제1 냉각된 강재의 표층부가 복열에 의해 재가열되도록 유지하여 복열처리하고; 상기 복열처리된 강재를 사상압연하고; 상기 사상압연된 강재를 제2 냉각할 수 있다.
상기 슬라브는, 중량 %로, %, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 표층부는 상기 강재의 외측 표면으로부터 상기 강재의 중심측을 향해 상기 강재의 두께 대비 3~10% 깊이까지의 영역일 수 있다.
상기 재가열 온도는 1050~1250℃이며, 상기 조압연 온도는 Tnr~1150℃일 수 있다.
상기 제1 냉각은 상기 조압연된 강재의 표층부 온도를 Ms~Bs℃로 냉각할 수 있다.
상기 제1 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이상일 수 있다.
상기 제1 냉각은 상기 조압연 직후에 수행될 수 있다.
상기 제1 냉각의 개시온도는 상기 강재의 표층부 온도 기준으로 Ae3+100℃ 이하일 수 있다.
상기 복열처리에서 상기 표층부는 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 재가열될 수 있다.
상기 사상압연 온도는 Bs~Tnr℃일 수 있다.
상기 제2 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이상이며, 상기 제2 냉각의 냉각종료 온도는 250~500℃일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법은, 복열처리에 의해 강재 표층부의 조직을 미세화하고, 복열처리 온도를 제한하여 표층부의 고경각입계분율을 증가시키는바, 강재의 내피로특성을 효과적으로 개선할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법은, 강 성분, 미세조직 및 공정조건을 최적화함으로써, 피로균열 전파 억제 특성을 확보하면서도, 800MPa급 이상의 인장강도를 가지는 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 피료균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 시편의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 제조방법을 구현하기 위한 설비의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 3은 본 발명의 복열처리에 의한 표층부의 미세조직의 변화를 개략적으로 나타낸 개념도이다.
도 4는 복열 온도와 고경각입계분율 및 피로균열 진진전속도의 관계를 나타낸 그래프이다.
본 발명은 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량 %로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C: 0.02~0.12%
C는 본 발명에서 기지에 베이나이트를 형성시키고 강도를 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있다. C의 함량이 0.02% 미만인 경우, 소입성이 저하되고, 베이나이트의 형성이 억제되는바, 강재의 강도가 하락하는 문제가 발생할 수 있다. 또한, C의 함량이 0.12%를 초과하는 경우, 강재의 저온인성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 C 함량은 0.02~0.12%의 범위일 수 있다. 또한, 용접용 강구조물로 사용되는 강재의 경우, 용접성 확보를 위해 C의 함량을 0.03~0.08%의 범위로 제한할 수 있다.
Mn: 1.7~2.5%
Mn은 소입성을 향상 시키는 원소이며, 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이다. 또한, Mn의 함량이 일정 수준 이하인 경우, 페라이트가 쉽게 형성되어 본 발명이 목적하는 표층부 조직을 얻을 수 없게 된다. 따라서, 본 발명의 Mn 함량은 1.7% 이상으로 제한할 수 있다. 다만, Mn이 과도하게 첨가되는 경우, 경화능의 과도한 증가로 인해 용접부의 인성이 크게 저하될 우려가 있는바, 본 발명의 Mn 함량은 2.5% 이하로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mn 함량은 1.7~2.5%의 범위일 수 있다.
Si: 0.01~0.8%
Si는 탈산제로 사용되는 원소이며, 고용강화로 인한 강도 향상 효과에 기여하는 원소인바, 이러한 효과를 달성하기 위하여 Si는 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Si가 과도하게 첨가되는 경우, 용접부는 물론 모재의 저온인성을 저하시키는바, Si 함량은 0.8% 이하로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Si 함량은 0.01~0.8%의 범위일 수 있다.
Al: 0.005~0.5%
Al은 대표적인 탈산제이며, 강도향상에 기여하는 원소인바, 이러한 효과를 달성하기 위해 0.005% 이상 첨가될 수 있다. 다만, Al이 과다하게 첨가되는 경우, 연속주조 시 연주 노즐의 막힘을 유발할 수 있는바, Al의 함량은 0.5% 이하로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 Al 함량은 0.005~0.5%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 피로균열 전하 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재는, 중량 %로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함할 수 있다.
Nb: 0.005~0.1%
Nb는 TMCP 강의 제조에 있어서 가장 중요한 역할을 수행하는 원소 중의 하나이며, 탄화물 또는 질화물의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도 향상에 크게 기여하는 원소이기도 하다. 또한, 슬라브의 재가열시 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 표층부의 Nb는 조압연 후 슬라브 냉각 시 베이나이트의 형성에 기여하는바, Nb는 0.005% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Nb의 함량이 과다할 경우, 조대한 석출물이 생성되어 강재의 모서리에 취성 크랙을 발생시키는바, Nb 함량은 0.1% 이하로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 Nb 함량은 0.005~0.1%의 범위일 수 있다.
Ti: 0.005~0.1%
Ti은 소입성 향상에 중요한 원소인 B의 첨가 효과를 극대화 하는 원소이다. Ti는 강 중의 N과 결합하여 TiN을 형성하는바, BN 형성을 억제할 수 있으며, 그에 따라 고용 B의 함량을 증가시킬 수 있다. 또한, TiN 석출물은 오스테나이트 결정립을 고정(pinning)시켜 결정립 조대화를 억제시키는바, 저온인성을 크게 향상시킬 수 있다. 따라서, 이러한 효과를 달성하기 위해 Ti은 0.005% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Ti가 과다하게 첨가되는 경우, 연속주조 시 연주 노즐의 막힘을 유발하거나, 슬라브 중심부에 정출되어 저온인성의 감소를 야기할 수 있는바, Ti의 함량은 0.1% 이하로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ti 함량은 0.005~0.1%의 범위일 수 있다.
P: 0.02% 이하
P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 하는 것이 유리하다. 따라서, 본 발명의 P 함량은 0.02% 이하일 수 있다. 다만, P는 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, 0.001% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 바람직한 P 함량은 0.001~0.02%의 범위일 수 있다.
B: 0.004% 이하
B은 상대적으로 저가의 원소이나, 소량의 첨가로도 경화능을 효과적으로 높일 수 있는 유익한 원소이다. 또한, B은 조압연 후의 냉각 시 표층부의 베이나이트 형성에 크게 기여하는 원소이기도 하다. 다만, B이 과도하게 첨가되는 경우, Fe23(CB)6 를 형성하여 오히려 경화능이 저하되며, 저온인성 역시 크게 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명의 B 함량은 0.004% 이하일 수 있다. 다만, 강도 상승 및 표층부의 베이나이트 형성 등의 효과를 고려할 때, 본 발명의 바람직한 B 함량 범위는 0.0005~0.004%일 수 있다.
N: 0.015% 이하
N은 강재의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 그러나, 그 첨가량이 과도한 경우, 강재의 인성이 크게 감소하는바, 본 발명의 N 함량을 0.015% 이하로 제한할 수 있다. 다만, N 역시 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, N 함량을 0.0015% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 P 함량은 0.0015~0.015%의 범위일 수 있다.
S: 0.01% 이하
S는 MnS 등과 같은 비금속개재물을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 따라서, 본 발명의 S 함량은 0.01% 이하일 수 있다. 다만, S 역시 제강공정에서 불가피하게 유입되는 불순물로, 0.001% 미만의 수준으로 제어하는 것은 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명의 바람직한 S 함량은 0.001~0.01%의 범위일 수 있다.
Cu: 0.01~1.0%
Cu는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서, 동시에 강도를 높일 수 있는 원소이다. 따라서, 강도 확보를 위해 Cu는 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Cu의 첨가량이 과도한 경우, 최종 제품 표면의 품질이 저해될 가능성이 높아지는바, 본 발명은 Cu 함량의 상한을 1.0%로 제한될 수 있다. 따라서, 본 발명의 Cu 함량은 0.01~1.0%일 수 있다.
Ni: 0.01~2.0%
Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소인바, 강도 및 인성의 확보를 위해 Ni은 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Ni은 고가의 원소로서 과도한 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않으며, Ni의 첨가량이 과도한 경우 용접성이 열화될 수 있는바, 본 발명은 Ni 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ni 함량은 0.01~2.0%의 범위일 수 있다.
Mo: 0.01~1.0%
Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시키는바, 페라이트의 생성을 억제할 수 있으며, 그에 따라 강재의 강도를 크게 향상시킬 수 있는 원소이다. 따라서, 강도의 확보 측면에서 Mo는 0.01% 이상의 함량으로 첨가될 수 있다. 다만, Mo의 첨가량이 과도한 경우, 용접부의 경도가 과도하게 증가하고 모재의 인성이 저해될 우려가 있는바, 본 발명은 Mo 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Mo 함량은 0.01~1.0%의 범위일 수 있다.
Cr: 0.05~1.0%
Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 강도 확보를 위해 0.05% 이상의 Cr이 첨가될 수 있다. 다만, Cr의 첨가량이 과도한 경우, 용접성이 크게 저하되는바, 본 발명은 Cr 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Cr 함량은 0.05~1.0%의 범위일 수 있다.
V: 0.01~0.4%,
V은 다른 합금 조성에 비하여 고용되는 온도가 낮으며, 용접열영향부에서 석출되어 용접부의 강도 하락을 방지할 수 있다. 따라서, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 V 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, V의 함량이 과다하게 첨가되는 경우, 인성이 저하될 수 있는바, 본 명은 V 함량의 상한을 0.4%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 V 함량은 0.01~0.4% 일 수 있다.
Ca: 0.006% 이하
Ca는 MnS 등의 비금속개재물의 형상을 제어하고, 저온인성을 향상시키는 원소로 주로 사용된다. 다만, Ca의 과도한 첨가는 다량의 CaO-CaS 형성 및 결합에 의한 조대한 개재물 형성을 유발하는바, 강의 청정도 저하 및 현장 용접성 저하 등의 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명의 Ca 함량은 0.006% 이하로 제한될 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물일 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
본 발명의 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 두께는 특별히 한정되지는 않으나, 바람직하게는 20mm 이상의 구조용 후물재 일 수 있다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 강재는 두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 구분될 수 있으며, 표층부 및 중심부는 미세조직적으로 구분될 수 있다. 표층부는 강재 상부측의 상부 표층부 및 강재 하부측의 하부 표층부로 구분되며, 상부 표층부 및 하부 표층부의 두께는 각각 강재의 두께 대비 3~10% 수준일 수 있다. 바람직한 상부 표층부 및 하부 표층부의 두께는 각각 강재의 두께 대비 5~7% 수준일 수 있다.
표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제2 조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하는 혼합조직으로 구비되고, 중심부는 래스 베이나이트를 포함하는 조직으로 구비될 수 있다. 따라서, 표층부 및 중심부는 미세조직적으로 구분될 수 있다.
표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 조직 및 프레시 마르텐사이트 조직의 부피분율의 합은 95% 이상일 수 있으며, 표층부 내에서 잔류 오르테나이트의 부피분율은 5% 이하일 수 있다. 또한, 표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 조직은 85% 이상의 부피분율로 포함될 수 있으며, 프레시 마르텐사이트 조직은 10% 이하로 포함될 수 있다. 표층부 내에서 템퍼드 베이나이트 조직 및 프레시 마르텐사이트 조직의 부피분율 합은 100%일 수도 있으며, 이 경우 표층부 내에서 잔류 오스테나이트의 부피분율은 0%일 수도 있다.
중심부에서 래스 베이나이트 조직은 95% 이상의 부피분율로 포함될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 고강도 강재는 복열처리에 의해 표층부가 미세화되는바, 최종 제품 중심부의 래스(lath) 베이나이트 조직으로 구비되는 반면, 표층부의 템퍼드 베이나이트 조직 및 프레시 마르텐사이트 조직은 각각 3㎛ 이하(0㎛ 제외)의 평균 입경을 가지는 미세한 조직으로 구비될 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 고강도 강재 시편의 미세조직을 관찰한 사진이다. 구체적으로, 도 1의 (a)는 중심부의 미세조직을 관찰한 사진, 도 1의 (b)는 표층부의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 1의 (a) 및 (b)에 나타난 바와 같이, 강재의 중심부에는 조대한 래스 베이나이트 조직이 구비되는 반면, 표층부에는 각각 3㎛의 평균 입경을 가지는 템퍼드 베이나이트 조직, 프레시 마르텐사이트 조직 및 잔류 오스테나이트 조직이 구비되는 것을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 강재는 복열처리에 의해 강재 표층부의 조직을 미세화함으로써, 취성균열 전파 저항성을 효과적으로 개선할 수 있음을 확인할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 강재는 복열처리에 의해 표층부 조직이 미세화되는바, 표층부의 고경각입계분율이 45% 이상이고, 피로균열 진전속도는 2.5x10-5 mm/cycle 이하로 우수한 피로균열 전파 억제 특성을 가질수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 강재는 항복강도는 690MPa 이상이며, 인장강도는 800MPa 이상이므로, 구조용 소재로서 적합한 강성을 확보할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법은, 전술한 조성으로 구비되는 슬라브를 재가열하고; 상기 슬라브를 조압연하고; 상기 조압연된 강재를 제1 냉각하고; 상기 제1 냉각된 강재의 표층부가 복열에 의해 재가열되도록 유지하여 복열처리하고; 상기 복열처리된 강재를 사상압연할 수 있다. 슬라브의 조성 한정 이유는 앞서 설명한 강재의 조성의 한정 이유와 대응하는바, 슬라브의 조성 한정 이유는 앞서 설명한 강재의 조성의 한정 이유로 대체하도록 한다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 보다 상세히 설명한다.
슬라브 재가열
앞서 설명한 강 조성으로 구비되는 슬라브를 1050~1250℃의 온도로 재가열한다. 주조 중에 형성된 Ti 및 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위하여 슬라브의 재가열 온도는 1050℃ 이상으로 제한될 수 있다. 다만, 재가열 온도가 과도하게 높은 경우, 오스테나이트가 조대화 될 우려가 있으며, 조압연 이후 강재의 표층부 온도가 제1 냉각 개시온도에 도달하기까지 과도한 시간이 소요되는바, 재가열 온도의 상한을 1250℃로 제한할 수 있다.
조압연
슬라브의 형상을 조정하고, 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴하기 위하여 재가열 후 조압연을 실시한다. 미세조직의 제어를 위해 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상에서 조압연을 실시하며, 제1 냉각 개시온도를 고려하여 조압연 온도의 상한은 1150℃로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 조압연 온도는 Tnr~1150℃의 범위일 수 있다.
제1 냉각
조압연 종료 후, 강재 표층부에 래스 베이나이트를 형성하기 위하여, 표층부의 온도가 Ms~Bs℃의 범위에 도달할 때까지 제1 냉각을 실시한다. 제1 냉각의 냉각속도가 5℃/s 미만인 경우, 래스 베이나이트 조직이 아닌 폴리고날 페라이트 또는 그래뉼러 베이나이트 조직이 표층부에 형성되는바, 제1 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이상일 수 있다. 또한, 제1 냉각 방식은 특별히 한정되는 것은 아니나, 냉각 효율 측면에서 수냉이 바람직하다. 한편, 제1 냉각의 개시온도가 지나치게 높은 경우, 제1 냉각에 의해 표층부에 형성되는 래스 베이나이트 조직이 조대화 될 우려가 있는바, 제1 냉각의 개시온도는 Ae3+100℃ 이하로 제한함이 바람직하다.
복열처리의 효과를 극대화 하기 위하여 본 발명의 제1 냉각은 조압연의 직후에 실시되는 것이 바람직하다. 도 2는 본 발명의 제조방법을 구현하기 위한 설비(1)의 일 예를 개략적으로 나타낸 도면이다. 슬라브(5)의 이동 경로를 따라, 조압연장치(10), 냉각장치(20), 복열처리대(30) 및 사상압연장치(40)가 순차적으로 배치되며, 조압연장치(10) 및 사상압연장치(40)는 각각 조압연롤러(12a, 12b) 및 사상압연롤러(42a, 42b)를 구비하여 슬라브(5)의 압연을 수행한다. 냉각장치(20)는 냉각수를 분사 가능한 바 쿨러(Bar cooler, 25) 및 조압연된 슬라브(5)의 이동을 안내하는 보조롤러(22)를 구비할 수 있다. 바 쿨러(25)는 조압연기(10)의 직후방에 배치되는 것이 복열처리 효과의 극대화 측면에서 보다 바람직하다. 냉각장치(20)의 후방에는 복열처리대(30)가 배치되며, 조압연된 슬라브(5)는 보조롤러(32)를 따라 이동하면서 복열처리 될 수 있다. 복열처리 종료된 슬라브(5')는 사상압연장치(40)로 이동하여 사상압연될 수 있다. 이와 같은 설비(1)는 본 발명을 실시하기 위한 설비의 일 예를 제시한 것에 불과하며, 본 발명이 반드시 도 2에 도시된 설비에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다.
복열처리
제1 냉각 실시 후, 강재 중심부측의 고열에 의해 강재 표층부측이 재가열되도록 대기하는 복열처리가 실시되며, 복열처리는 강재 표층부의 온도가 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위에 도달할 때까지 실시될 수 있다. 복열처리에 의해 표층부의 래스 베이나이트는 미세한 템퍼드 베이나이트 조직으로 변형될 수 있으며, 표층부의 래스 베이나이트 중 일부는 오스테나이트로 역변태 될 수 있다.
도 3은 본 발명의 복열처리에 의한 표층부의 미세조직의 변화를 개략적으로 나타낸 개념도이다.
도 3의 (a)와 같이, 제1 냉각 직후의 표층부 미세조직은 래스 베이나이트 조직으로 구비될 수 있다. 도 3의 (b)에 도시된 바와 같이, 복열 처리가 진행됨에 따라 표층부의 래스 베이나이트는 템퍼드 베이나이트 조직으로 변형되며, 표층부의 래스 베이나이트 중 일부는 오스테나이트로 역변태 될 수 있다. 복열 처리 후 사상압연 및 제2 냉각을 거침에 따라, 도 3의 (c)에 도시된 바와 같이, 템퍼드 베이나이트 기지조직 및 프레시 마르텐사이트 2상 혼합조직이 형성될 수 있으며, 일부 오스테나이트 조직이 잔류할 수 있다.
복열처리 도달 온도와 고경각입계분율 및 피로균열 진전속도의 관계는 도 4에 도시된 바와 같다. 도 4에 도시된 바와 같이, 표층부의 복열처리 도달 온도가 (Ac1+40℃) 미만인 경우 15도 이상의 고경각입계가 충분히 형성되지 못하며, 피로균열 진전속도가 2.5x10-5mm/cycle을 초과함을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명은 표층부의 복열처리 도달 온도의 하한을 (Ac1+40℃)로 제한할 수 있다. 또한, 표층부 복열처리 도달 온도가 (Ac3-5℃)를 초과하는 경우, 피로균열 진전속도에 관한 큰 이점이 없고, 표층부의 조직이 다시 조대해질 가능성이 높은바, 본 발명은 표층부 복열처리 도달 온도의 상한을 (Ac3-5℃)로 제한할 수 있다. 즉, 본 발명은 표층부의 복열처리 도달 온도를 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 제한함으로써, 표층부 조직의 미세화, 15도 이상의 고경각입계분율 45% 이상 및 피로균열 진전속도 2.5x10-5mm/cycle 이하의 물성을 효과적으로 확보할 수 있다.
사상압연
조압연된 강재의 오스테나이트 조직에 불균일 미세조직을 도입하기 위하여 사상압연을 실시할 수 있다. 사상압연은 베이나이트 변태 시작온도(Bs) 이상, 오스테나이트 재결정온도(Tnr) 이하의 온도구간에서 실시된다.
제2 냉각
사상압연 종료 후 강재 중심부에 래스 베이나이트 조직을 형성하기 위하여 5℃/s 이상의 냉각 속도록 냉각을 실시한다. 제2 냉각 방식은 특별히 한정되는 것은 아니나, 냉각 효율 측면에서 수냉이 바람직하다. 제2 냉각의 냉각종료 온도는 250~500℃일 수 있다. 제2 냉각의 냉각종료 온도가 강재 기준 500℃를 초과하는 경우, 중심부에 래스 베이나이트 조직이 형성되지 않을 수 있으며, 제2 냉각의 냉각종료 온도가 강재 기준 250℃ 미만인 경우, 강재에 뒤틀림이 발생할 우려가 존재하기 때문이다.
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기의 표 1의 조성으로 구비되는 슬라브를 제조하였으며, 표 2는 각각의 슬라브의 변태온도를 산출한 결과이다.
구분 C Si Mn P S Al Ni Cu Cr Mo Ti Nb V B N*
발명강 A 0.06 0.15 2.2 0.013 0.002 0.015 0.4 0.25 0.35 0.16 0.016 0.04 0.04 0.0012 0.00040
발명강 B 0.064 0.35 1.95 0.013 0.005 0.032 0.8 0 0 0.35 0.013 0.02 0.00 0.0015 0.00054
발명강 C 0.057 0.3 2.15 0.012 0.002 0.023 0.33 0.16 0 0 0.015 0.04 0.00 0.004 0.00045
발명강 D 0.078 0.45 2.1 0.013 0.003 0.035 0.43 0 0.46 0 0.019 0.04 0.00 0.0008 0.00041
발명강 E 0.048 0.25 2.3 0.013 0.002 0.03 0 0.26 0 0 0.018 0.03 0.00 0.0016 0.00043
비교강 F 0.015 0.21 1.5 0.014 0.002 0.035 0 0 0 0 0.012 0.03 0.00 0.0021 0.00038
비교강 G 0.18 0.32 0.8 0.013 0.001 0.04 0 0.02 0 0 0.016 0.03 0.00 0.0025 0.00035
비교강 H 0.08 0.42 1.22 0.011 0.003 0.024 0 0 0.48 0 0.012 0.00 0.00 0.0013 0.00032
비교강 I 0.079 0.25 1.4 0.016 0.004 0.03 0 0 0 0.07 0.01 0.04 0.00 0.0001 0.00050
구분 Bs
(℃)		 Tnr
(℃)		 Ms
(℃)		 Ac3
(℃)		 Ac1
(℃)
발명강 A 563 989 434 792 703
발명강 B 579 837 436 788 699
발명강 C 609 957 444 785 703
발명강 D 572 921 429 778 714
발명강 E 610 938 449 785 706
비교강 F 691 933 487 821 713
비교강 G 709 967 439 783 724
비교강 H 665 794 462 818 730
비교강 I 677 988 462 797 715
상기 표 1의 슬라브를 하기의 표 3의 조건으로 조압연, 제1 냉각 및 복열처리를 실시한 후 하기의 표 4의 조건으로 사상압연 및 제2 냉각을 실시하였다. 표 3 및 표 4의 조건으로 제조된 강재의 물성 측정 결과는 하기의 표 5에 나타내었다.
각각의 강재에 대해서 고경각 입계분율, 기계적 성질 및 균열 진전속도를 측정하였다. 이들 중, 고경각 입계분율은 EBSD(Electron Back Scattering Diffraction)법에 의해서, 500mⅹ500m 영역을 0.5m 스텝 사이즈로 측정하고, 인접 입자와의 결정 방위차가 15도 이상인 입계 맵을 작성하고, 이때의 고경각 입계 분율을 구하였다. 항복강도(YS) 및 인장강도(TS)는 3개의 시험편을 판폭 방향으로 인장시험하여 평균치를 구하였다. 또한, 피로 균열 진전 시험은 ASTM E647 기준에 준하여 실시하였다. Compact Tension 시험편의 균열진전 방향은 압연방향에 직각이 되도록 하며, 대기 상태에서 반복 속도 25Hz, 응력비(최소 응력/최대 응력) 0.1인 조건을 사용하였다. 피로균열 진전속도는 응력 확대 계수 범위(ΔK)가 20MPa/m0. 5 일 때를 기준으로 하였다.
구분 조건 재가열 및 조압연 조건 제1 냉각조건 복열처리
조건 		비고
재가열
추출온도
(℃)		 슬라브
두께
(mm)		 조압연
후 두께
(mm)		 조압연
종료온도
(℃)		 제1 냉각종료
표면온도
(℃)		 복열처리
도달
표면온도
(℃)
발명강 A A-1 1070 244 80 1000 559 773 권장조건
A-2 1085 244 25 990 549 763 권장조건
A-3 1120 220 50 1040 551 779 권장조건
A-4 1110 244 65 1070 629 843 복열온도 초과
A-5 1130 220 35 950 461 689 복열온도 미달
A-6 1050 220 60 1020 531 759 권장조건
발명강 B B-1 1070 244 80 1000 559 773 권장조건
B-2 1080 244 25 1000 559 773 권장조건
B-3 1105 220 50 1040 551 779 권장조건
B-4 1100 244 65 1080 639 853 복열온도 초과
B-5 1075 220 35 950 461 689 복열온도 미달
발명강 C C-1 1090 244 80 1000 559 773 권장조건
C-2 1060 244 25 990 549 763 권장조건
C-3 1110 244 65 1085 644 858 복열온도 초과
C-4 1060 220 35 980 491 719 복열온도 미달
C-5 1070 220 60 1020 531 759 권장조건
발명강 D D-1 1080 244 60 1000 559 773 권장조건
D-2 1070 244 25 990 549 763 권장조건
D-3 1100 244 65 1040 599 813 복열온도 초과
D-4 1020 220 35 970 481 709 복열온도 미달
발명강 E E-1 1085 244 80 1005 564 778 권장조건
E-2 1075 244 25 990 549 763 권장조건
E-3 1110 244 65 990 549 763 권장조건
비교강 F F-1 1090 244 65 1000 559 773 권장조건
비교강 G G-1 1090 244 65 1000 559 773 권장조건
비교강 H H-1 1080 244 65 1005 564 778 권장조건
비교강 I I-1 1080 244 65 990 549 763 권장조건
구분 조건 사상압연 조건 제2 냉각조건 비고
사상압연
종료온도
(℃)		 제2 냉각속도
(℃/sec)		 제2 냉각
종료온도
(℃)
발명강 A A-1 860 15.0 250 권장조건
A-2 850 10.0 360 권장조건
A-3 888 7.0 340 권장조건
A-4 930 8.0 385 권장조건
A-5 800 7.0 390 권장조건
A-6 870 7.0 600 제2 냉각 종료온도 고온
발명강 B B-1 860 13.0 260 권장조건
B-2 860 21.0 350 권장조건
B-3 890 14.0 270 권장조건
B-4 935 18.0 300 권장조건
B-5 830 8.0 386 권장조건
발명강 C C-1 858 10.0 270 권장조건
C-2 840 25.0 320 권장조건
C-3 930 10.0 394 권장조건
C-4 825 7.0 400 권장조건
C-5 870 9.0 550 제2 냉각 종료온도 고온
발명강 D D-1 855 15.0 270 권장조건
D-2 850 15.0 350 권장조건
D-3 800 10.0 400 권장조건
D-4 820 7.0 260 권장조건
발명강 E E-1 865 15.0 260 권장조건
E-2 850 19.0 400 권장조건
E-3 850 3.0 480 제2 냉각속도 미달
비교강 F F-1 860 10.0 380 권장조건
비교강 G G-1 850 10.0 380 권장조건
비교강 H H-1 865 10.0 380 권장조건
비교강 I I-1 850 10.0 380 권장조건
구분 조건 물성 비고
YS
(Mpa)		 TS
(Mpa)		 고경각
입계분율		 피로균열
진전속도
(x10-5 mm/cycle)
발명강 A A-1 723 863 0.49 1.99 발명예 1
A-2 764 898 0.47 2.18 발명예 2
A-3 743 881 0.49 1.90 발명예 3
A-4 735 872 0.37 6.78 비교예 1
A-5 745 887 0.42 5.20 비교예 2
A-6 674 792 0.47 2.26 비교예 3
발명강 B B-1 712 823 0.49 1.93 발명예 4
B-2 716 866 0.49 1.93 발명예 5
B-3 705 847 0.50 1.85 발명예 6
B-4 710 846 0.37 6.10 비교예 4
B-5 734 872 0.42 4.95 비교예 5
발명강 C C-1 715 883 0.49 1.91 발명예 7
C-2 740 898 0.48 2.08 발명예 8
C-3 718 863 0.36 5.80 비교예 6
C-4 734 896 0.43 3.58 비교예 7
C-5 640 796 0.47 2.16 비교예 8
발명강 D D-1 712 862 0.50 1.84 발명예 9
D-2 730 871 0.48 2.03 발명예 10
D-3 705 855 0.37 6.40 비교예 9
D-4 720 863 0.42 4.80 비교예 10
발명강 E E-1 715 847 0.50 1.84 발명예 11
E-2 717 842 0.48 2.09 발명예 12
E-3 675 797 0.48 2.09 비교예 11
비교강 F F-1 357 453 0.46 2.44 비교예 12
비교강 G G-1 352 550 0.49 1.94 비교예 13
비교강 H H-1 485 618 0.46 2.47 비교예 14
비교강 I I-1 415 551 0.46 2.38 비교예 15
발명강 A 내지 E는 본 발명의 강 조성 함량을 만족하는 강재이다. 이 중, 본 발명의 공정 조건을 만족하는 발명예 1 내지 12는 표층부의 고경각입계분율이 모두 45% 이상이며, 항복강도 700MPa 이상, 인장강도 800MPa 이상, 피로균열 진전속도 2.5x10-5 mm/cycle 이하를 만족함을 확인할 수 있다.
본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 복열처리 온도가 본 발명의 범위를 초과하는 비교예 1, 4, 6 및 9의 경우, 고경각입계분율이 45% 미만이며, 피로균열 진전속가 2.5x10-5 mm/cycle를 초과함을 확인할 수 있다. 이는, 강재의 표층부가 이상역 열처리 온도구간보다 높은 온도로 가열됨으로써, 표층부의 조직인 모두 오스테나이트로 역변태한 결과, 표층부의 최종조직이 래스 베이나이트의 조직으로 형성되었기 때문이다.
본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 복열처리 온도가 본 발명의 범위에 미달되는 비교예 2, 5, 7 및 10의 경우, 고경각입계분율이 모두 45% 미만이며, 피로균열 진전속가 2.5x10-5 mm/cycle를 초과함을 확인할 수 있다. 이는, 제1 냉각 시 강재의 표층부가 과도하게 냉각되어 표층부 내의 역변태 오스테나이트 조직이 충분히 형성되지 않았기 때문이다.
본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 제2 냉각의 종료온도가 본 발명의 범위를 초과하는 비교예 3 및 8의 경우, 중심부에 충분한 래스 베이나이트를 형성하지 못하여 인장강도 및 항복강도를 충분히 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다. 또한, 본 발명의 강 조성 함량을 만족하나, 제2 냉각의 냉각속도가 본 발명의 범위에 미달되는 비교예 11의 경우 역시, 중심부에 충분한 래스 메이나이트를 형성하지 못하여 일정 수준 이상의 인장강도 및 항복강도를 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다
비교예 12 내지 15의 경우, 본 발명의 공정 조건을 모두 만족하지만, 고강도를 구현하기 위한 C, Mn, Nb 및 B 등의 함량이 본 발명의 범위에 미달되어 일정 수준 이상의 인장강도 및 항복강도를 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 의한 구조용 강재 및 그 제조방법은, 합금조성, 미세조직 및 공정조건을 최적화함으로써, 피로균열 전파 억제 특성을 확보하면서도, 800MPa급 이상의 인장강도를 가지는 고강도 구조용 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.
1: 강재 제조 설비 10: 조압연장치 12a,b: 조압연롤러
20: 냉각장치 22: 보조롤러 25: 바 쿨러
30: 복열처리대 32: 보조롤러 40: 사상압연장치
42a,b: 사상압연롤러

Claims (22)

  1. 중량 %로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    두께방향을 따라 외측의 표층부와 내측의 중심부로 미세조직이 구분되고,
    상기 표층부는 템퍼드 베이나이트를 기지조직으로 포함하고, 프레시 마르텐사이트를 제2 조직으로 포함하며, 오스테나이트를 잔류조직으로 포함하고,
    상기 중심부는 래스 베이나이트를 포함하는 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 표층부는 상부측의 상부 표층부 및 하부측의 하부 표층부로 구분되며,
    상기 상부 표층부 및 상기 하부 표층부는 각각 상기 강재의 두께에 대해 3~10%의 두께로 구비되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 기지조직 및 제2 조직은 상기 표층부에 95% 이상의 부피분율로 포함되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 잔류조직은 상기 표층부에 5% 이하의 부피분율로 포함되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 템퍼드 베이나이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 프레시 마르텐사이트의 평균 입경은 3㎛ 이하(0㎛ 제외)인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강재는, 중량 %로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복강도는 690MPa 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 인장강도는 800MPa 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 표층부의 고경각입계분율은 45% 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 피로균열 진전속도는 2.5x10-5 mm/cycle 이하인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재.
  12. 중량 %로, C: 0.02~0.12%, Mn: 1.7~2.5%, Si: 0.01~0.8%, Al: 0.005~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하고;
    상기 슬라브를 조압연하고;
    상기 조압연된 강재를 제1 냉각하고;
    상기 제1 냉각된 강재의 표층부가 복열에 의해 재가열되도록 유지하여 복열처리하고;
    상기 복열처리된 강재를 사상압연하고;
    상기 사상압연된 강재를 제2 냉각하는 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량 %로, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, P: 0.02% 이하, B: 0.004% 이하, N: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Cu: 0.01~1.0%, Ni: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.0%, Cr: 0.05~1.0%, V: 0.01~0.4%, Ca: 0.006% 이하 중 1종 또는 2종 이상을 더 포함하는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  14. 제12항에 있어서,
    상기 표층부는 상기 강재의 외측 표면으로부터 상기 강재의 중심측을 향해 상기 강재의 두께 대비 3~10% 깊이까지의 영역인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  15. 제12항에 있어서,
    상기 재가열 온도는 1050~1250℃이고, 상기 조압연 온도는 Tnr~1150℃인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  16. 제12항에 있어서,
    상기 제1 냉각은 상기 조압연된 강재의 표층부 온도를 Ms~Bs℃로 냉각하는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  17. 제16항에 있어서,
    상기 제1 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이상인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  18. 제12항에 있어서,
    상기 제1 냉각은 상기 조압연 직후에 수행되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  19. 제12항에 있어서,
    상기 제1 냉각의 개시온도는 상기 강재의 표층부 온도 기준으로 Ae3+100℃ 이하인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  20. 제12항에 있어서,
    상기 복열처리에서 상기 표층부는 (Ac1+40℃)~(Ac3-5℃)의 온도범위로 재가열되는, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  21. 제12항에 있어서,
    상기 사상압연 온도는 Bs~Tnr℃인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
  22. 제21항에 있어서,
    상기 제2 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이상이며,
    상기 제2 냉각의 냉각종료 온도는 250~500℃인, 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재의 제조방법.
KR1020170179246A 2017-12-26 2017-12-26 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법 KR101999022B1 (ko)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170179246A KR101999022B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법
CN201880084275.4A CN111542633B (zh) 2017-12-26 2018-11-23 抑制疲劳裂纹扩展特性优异的结构用高强度钢材及其制造方法
EP18894284.1A EP3733905B1 (en) 2017-12-26 2018-11-23 High-strength structural steel material having excellent fatigue crack propagation inhibitory characteristics and manufacturing method therefor
US16/957,332 US11591677B2 (en) 2017-12-26 2018-11-23 High-strength structural steel material having excellent fatigue crack propagation inhibitory characteristics and manufacturing method therefor
JP2020535189A JP7096338B2 (ja) 2017-12-26 2018-11-23 疲労亀裂伝播抑制特性に優れた構造用高強度鋼材及びその製造方法
PCT/KR2018/014523 WO2019132262A1 (ko) 2017-12-26 2018-11-23 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170179246A KR101999022B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190077785A true KR20190077785A (ko) 2019-07-04
KR101999022B1 KR101999022B1 (ko) 2019-07-10

Family

ID=67067808

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020170179246A KR101999022B1 (ko) 2017-12-26 2017-12-26 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11591677B2 (ko)
EP (1) EP3733905B1 (ko)
JP (1) JP7096338B2 (ko)
KR (1) KR101999022B1 (ko)
CN (1) CN111542633B (ko)
WO (1) WO2019132262A1 (ko)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102237486B1 (ko) * 2019-10-01 2021-04-08 주식회사 포스코 중심부 극저온 변형시효충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 그 제조방법
CN111206185B (zh) * 2020-02-12 2021-08-17 首钢集团有限公司 一种高强度低屈强比钢及其制备方法、应用
CN112553433B (zh) * 2020-12-07 2022-09-23 石河子大学 一种具有仿生多层级结构的钢材及其加工工艺

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR960009174B1 (en) * 1992-09-24 1996-07-16 Nippon Steel Corp Process for porducing rolled shape steel material having high strength high toughness and excellent fire resistance
KR0165151B1 (ko) * 1994-03-29 1999-01-15 다나카 미노루 취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판과 그 제조방법
JP2000017379A (ja) 1998-06-30 2000-01-18 Nippon Steel Corp 結晶方位制御による疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板及びその製造方法
JP2002020835A (ja) 2000-05-02 2002-01-23 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR20150122779A (ko) * 2013-04-04 2015-11-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연 강판 및 그의 제조 방법

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH064903B2 (ja) * 1985-04-09 1994-01-19 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性の優れた厚鋼板およびその製造法
JPH07100814B2 (ja) 1990-09-28 1995-11-01 新日本製鐵株式会社 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた鋼板の製造方法
JP3087454B2 (ja) 1992-06-17 2000-09-11 松下電器産業株式会社 光学的情報記録媒体およびその構造設計方法
JP3770208B2 (ja) 2002-05-30 2006-04-26 住友金属工業株式会社 疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製造法
JP5759109B2 (ja) 2010-03-09 2015-08-05 株式会社神戸製鋼所 脆性亀裂伝播停止特性に優れた鋼材、およびその製造方法
JP5126326B2 (ja) 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101253958B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 우수한 파괴전파 저항성 및 저항복비 특성을 갖는 라인파이프용 강판 및 그 제조방법
CN108130479A (zh) 2011-02-08 2018-06-08 杰富意钢铁株式会社 长脆性裂纹传播停止特性优异的板厚为50mm以上的厚钢板及其制造方法
JP6094139B2 (ja) 2011-12-21 2017-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 強度−伸びバランスに優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP5821911B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6228491B2 (ja) 2013-08-26 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP5776860B1 (ja) * 2013-08-30 2015-09-09 新日鐵住金株式会社 耐サワー性、耐圧潰特性及び低温靭性に優れた厚肉高強度ラインパイプ用鋼板とラインパイプ
KR20180001590A (ko) 2013-11-29 2018-01-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열간 성형용 강판
KR101999015B1 (ko) 2017-12-24 2019-07-10 주식회사 포스코 취성균열 전파 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR960009174B1 (en) * 1992-09-24 1996-07-16 Nippon Steel Corp Process for porducing rolled shape steel material having high strength high toughness and excellent fire resistance
KR0165151B1 (ko) * 1994-03-29 1999-01-15 다나카 미노루 취성균열전파정지특성과 저온인성이 우수한 후강판과 그 제조방법
JP2000017379A (ja) 1998-06-30 2000-01-18 Nippon Steel Corp 結晶方位制御による疲労亀裂伝播特性の良好な鋼板及びその製造方法
JP2002020835A (ja) 2000-05-02 2002-01-23 Nippon Steel Corp 脆性き裂伝播停止特性と板厚方向破壊特性の優れた鋼材およびその製造方法
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR20150122779A (ko) * 2013-04-04 2015-11-02 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연 강판 및 그의 제조 방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP7096338B2 (ja) 2022-07-05
KR101999022B1 (ko) 2019-07-10
CN111542633A (zh) 2020-08-14
EP3733905B1 (en) 2022-04-20
US11591677B2 (en) 2023-02-28
JP2021509144A (ja) 2021-03-18
EP3733905A1 (en) 2020-11-04
CN111542633B (zh) 2022-05-10
US20200332399A1 (en) 2020-10-22
WO2019132262A1 (ko) 2019-07-04
EP3733905A4 (en) 2020-11-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100957970B1 (ko) 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법
KR100851189B1 (ko) 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
KR101018131B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
EP2397570B1 (en) Steel plate for line pipes with excellent strength and ductility and process for production of same
KR101490567B1 (ko) 용접성이 우수한 고망간 내마모강 및 그 제조방법
KR100973923B1 (ko) 고강도 고인성 건설용 강재 및 그 제조방법
JP6700400B2 (ja) Ｐｗｈｔ抵抗性に優れた低温圧力容器用鋼板及びその製造方法
KR101908819B1 (ko) 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101908818B1 (ko) 저온에서의 파괴 개시 및 전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR100843844B1 (ko) 균열성장 저항성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및그 제조방법
KR20210053526A (ko) 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101999022B1 (ko) 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법
KR101917454B1 (ko) 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법
KR101999015B1 (ko) 취성균열 전파 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
US20190010571A1 (en) High hardness wear-resistant steel with excellent toughness and cutting crack resistance and method for manufacturing same
KR20160063532A (ko) Pwht 저항성이 우수한 저온용 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
JP7348948B2 (ja) 冷間曲げ性に優れた高強度構造用鋼材及びその製造方法
KR101304822B1 (ko) 피로균열 진전 억제 특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20100067509A (ko) 용접열영향부 ｃｔｏｄ 특성이 우수한 해양구조용 강판의 제조방법
KR102031499B1 (ko) 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법
KR101304852B1 (ko) 용접성, 두께방향 재질 편차특성 및 저온인성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102200224B1 (ko) 취성파괴 저항성이 우수한 구조용 강재 및 그 제조방법
KR101175413B1 (ko) 크랙 저감을 위한 열연 강판용 슬라브의 연속 주조법
KR20110046681A (ko) 열연 강판용 슬라브의 연속 주조법
KR20240031547A (ko) 후판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
GRNT Written decision to grant