KR20210079482A - 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents
연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 Download PDFInfo
- Publication number
- KR20210079482A KR20210079482A KR1020190171134A KR20190171134A KR20210079482A KR 20210079482 A KR20210079482 A KR 20210079482A KR 1020190171134 A KR1020190171134 A KR 1020190171134A KR 20190171134 A KR20190171134 A KR 20190171134A KR 20210079482 A KR20210079482 A KR 20210079482A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- steel
- impact toughness
- low
- less
- temperature
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 104
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 104
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 19
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 26
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 27
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 23
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 22
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 13
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 13
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 7
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims description 6
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims description 6
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 6
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 2
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 abstract description 7
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 47
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 17
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 17
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 7
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 6
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 6
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 5
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 5
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 description 2
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 2
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 230000000116 mitigating effect Effects 0.000 description 1
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 1
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
Images
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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
- B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous 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
- 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
- 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
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- 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
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/009—Pearlite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials 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 측면은, 기존 플랜트 등의 분야에서 사용된 강재에 비해 더욱 우수한 물성, 특히 연성 및 우수한 저온 충격인성을 가지는 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
Description
본 발명은 플랜트, 압력용기, 저장탱크 등의 소재로 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
압력용기용 후판은 목표로 하는 강도, 충격인성 등의 품질을 확보하기 위하여 통상 노멀라이징, ??칭/템퍼링 등의 열처리를 실시하여 제작된다. 그 중 판재 제작시 실시되는 노멀라이징 열처리는 열처리 전의 미세조직에 관계없이 균일한 페라이트 및 펄라이트를 형성시키는 것이 주요 목적이며, 그로 인해 열간가공 중 조대화된 결정립을 미세화 시키고 미세한 구상화 탄화물을 형성하여 기계적 특성을 향상 시키는 효과를 기대할 수 있다. 노멀라이징 열처리는 통상적으로 오스테나이트 단상 영역에서 일정시간을 유지한 후 공냉하는 방법으로 실시된다.
제강 -연속 주조 -열간 압연 -열처리 순서의 제조공정을 거치는 통상적인 상용 후판재의 경우, 노멀라이징 열처리 적용 시최종 미세조직에 압연 방향으로 연신된 형태의 펄라이트 밴드 구조가 생성되는 것이 일반적이다. 이러한 미세조직의 형성은 우선 연속 주조 공정에서 강재가 응고시 덴드라이트가 성장하고, 이때 확산되어 나온 합금원소들은 덴드라이트 사이에 편석되어 이후에 응고가 완료되며, 열간압연 공정 중에 덴드라이트 사이에 편석된 합금 원소들은 가공에 의해 압연 방향으로 길게 연신된 형태의 분포를 가지게 된다. 이후 노멀라이징 열처리시 오스테나이트 단상 영역에서 유지한 후 냉각할 때 Mn등 A3 온도를 낮추는 원소들이 편석된 자리보다 부편석된 자리가 우선적으로 페라이트 변태가 개시되어 C등의 원소가 확산되어 편석대로 이동하여 편석대의 A3온도가 더 낮아지게 된다.이후A1 온도 이하로 냉각되면, 합금원소 및 C의 농도가 증가한 잔존한 오스테나이트 부위가 펄라이트로 변태하며 최종적으로 압연방향으로 연신된 형태의 펄라이트 밴드 구조가 생성되게 된다.이러한 밴드구조의 정도를 정량적으로 표현하기 위한 여러가지 기법이 존재하고 있으며 그중 ASTM E1268 규격에 명기된 Banding Index (이하 BI)값은 미세조직이 완전히 무방향일 때를 0, 완전히 방향성을 가질 밴드 구조일 때를 1로 정의하여 표현한 지수이다.도 1은 ASTM E1268에 의거하여 측정한 미세조직의 BI 값을 나타낸 예시이다.
노멀라이징 강재의 펄라이트 밴드 구조는 강재의 기계적 특성,열수축 거동 등 다양한 특성에 영향을 끼치는 것으로 알려져 있으며,특히 이러한 특성들의 방향 이방성을 발생하게 하는 주요 요인으로 작용한다.통상적으로 밴드구조와 수평한 압연 방향이 밴드구조와 수직인 폭 방향 보다 강도가 낮으며 연신율이나 충격에너지 값은 높은 경향을 보인다. 일반적으로 밴드 구조가 뚜렷하고(BI값이 높고) 밴드간의 층상 간격이 좁을수록 강재의 폭방향 항복강도는 증가하고 충격인성 저하되는 경향을 보이는 데, 이는 펄라이트 밴드구조가 충격인성의 주요인자인 파단의 개시점 및 전파 경로가 되기 때문이다. 따라서 한랭지를 포함한 다양한 환경의 플랜트, 압력 용기, 저장탱크 등에 사용가능 한 강재에서 밴드 구조의 적절한 제어를 통한 높은 강도와 동시에 높은 연신율 및 저온 충격인성을 확보하기 위한 기술의 개발은 필수적이다.
본 발명의 일 측면은, 기존 플랜트 등의 분야에서 사용된 강재에 비해 더욱 우수한 물성, 특히 연성 및 우수한 저온 충격인성을 가지는 강재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 0.02% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 1.0~2.0%, 코발트(Co): 1.0~2.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재를 제공한다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은, 중량%로, 전술한 합금성분을 가지는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 900℃ 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 마무리 압연 후 상온까지 냉각하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 850~950℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 열연강판을 두께 1㎜당 2.5~5분의 시간 동안 유지하는 단계; 및
상기 열처리된 열연강판을 공냉하는 단계를 포함하는, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 연성 및 우수한 저온 충격인성을 가지는 강재를 제공할 수 있다.
본 발명의 강재는 한랭지를 포함한 다양한 환경에서 사용 가능한 플랜트, 압력용기, 저장탱크 등에 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.
도 1은 ASTM E1268에 의거하여 측정한 노멀라이징한 강재의 미세조직의 BI 값을 측정한 예시이다.
도 2은 발명예 1을 광학 현미경을 이용하여 측정한 미세조직 사진이다.
도 3은 비교예 9의 광학 현미경을 이용하여 측정한 미세조직 사진이다.
도 2은 발명예 1을 광학 현미경을 이용하여 측정한 미세조직 사진이다.
도 3은 비교예 9의 광학 현미경을 이용하여 측정한 미세조직 사진이다.
기존 플랜트, 압력용기, 저장탱크 등의 분야에서 사용된 강재는 한랭지를 포함하는 환경에서 사용할 경우 연성 및 저온 충격인성이 급격하게 감소하여 적용이 불가능하였다. 이러한 문제점을 해결하고자 탄소의 함유량을 줄이는 등 합금의 농도를 조절하면 강도가 감소하여 요구하는 강재의 기계적 특성을 만족시키지 못하는 문제점이 존재하였다.
이에, 본 발명자들은 한랭지용 플랜트, 압력용기, 저장탱크에 사용하기 적합한 강도를 가지면서, 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성과 제조조건을 최적화함으로써, 의도하는 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성할 수 있고, 이에 따라 인장강도가 485MPa 이상이면서도, 연신율이 30% 이상이고, -60℃에서의 충격인성이 100J 이상인 강재를 제공할 수 있음을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 0.02% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 1.0~2.0%, 코발트(Co): 1.0~2.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.15~0.25%
탄소(C)는 강재의 강도 확보에 가장 큰 영향을 미치는 원소로서, 그 함량이 적정하게 제어될 필요가 있다. 특히, 노멀라이징 강재에서 C은 Fe와 직접적으로 화합하여 세멘타이트를 형성하며 펄라이트 조직을 구성하게 되어 그 면적 분율에 따라 강재의 기계적 특성에 가장 큰 영향을 주는 원소이다.
상기 C의 함량이 0.15% 미만이면 강재의 강도가 지나치게 낮아져 본 발명에서 목표로 하는 플랜트 등의 소재로서 사용이 어렵다. 반면, 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 강도가 지나치게 증가하여 가공이 어려워지고, 연성 및 저온인성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 C는 0.15~0.25%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.02% 이하
망간(Mn)은 강의 경화능을 높여 강판의 강도를 확보하는 데에 유리한 원소이고 경제적 측면에서도 기타 합금 대비 유리한 원소이므로, 가장 흔하게 사용되는 강재의 합금원소이다. 하지만Mn은 응고과정에서 덴드라이트 사이에 편석되는 경향이 있으며 그로 인해 노멀라이징 강재 두께 중심부의 편석대나 펄라이트 밴드 구조의 형성에 직접적인 영향을 끼친다. 이러한 편석대나 밴드 구조는 파단의 전파경로로 작용하여 연성과 충격인성 저하의 원인이 될 수 있다. 이를 고려하여 Mn을 미첨가하여 편석대를 최소화 하여 이러한 기계적 특성의 향상을 기대할 수 있다. 다만, 상용 강재에서는 합금 철이나 기타 합금 원소에 의해 Mn이 의도치 않게 일정 함량이 첨가될 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 0.02% 이하로 포함할 수 있고, 보다 유리하게는 함량이 낮을수록 유리하다.
인(P): 0.02% 이하
인(P)은 강의 강도 항샹 및 내식성 확보에 유리한 원소이나, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로, 가능한 낮게 제어함이 유리하다.
본 발명은 상기 P을 최대 0.02%로 함유하더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없는 바, 상기 P의 함량을 0.02% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중 Mn과 결합하여 MnS와 같은 비금속개재물을 형성하여 강의 충격인성을 크게 저해하는 원소이다. 이에, 상기 S 역시 가능한 낮게 제어함이 유리하다.
본 발명은 상기 S을 최대 0.01%로 함유하더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없는 바, 상기 S의 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 1.0~2.0%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 높여 고온에서 생성되는 페라이트의 생성을 억제하고 상대적으로 입도가 미세한 저온에서 생성되게 하여 강도의 상승 뿐만 아니라 합금의 첨가로 야기되는 연성 및 저온 충격인성의 저하도 기타 합금에 비해 낮은 수준인 원소이다. 또한, 페라이트-펄라이트 기반의 미세조직에서 석출강화 효과도 상당히 큰 합금원소라서 본 발명에서 실시하고자 하는 Mn의 미첨가로 인해 발생하는 여러가지 기계적 특성의 저하를 보완할 수 있는 원소이다. 다만, 용접부의 경도를 과도하게 증가 시킬 수 있고, 고가의 합금 원소이므로 상용 강재의 경제성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 제한할 필요가 있다. 따라서, 상기 Mo은 1.0~2.0%로 포함할 수 있다.
코발트(Co): 1.0~2.0%
본 발명의 강재에서 코발트(Co)는 몰리브덴과 유사하게 경화능을 증대시키고, 고용강화 또는 석출강화 효과가 높으므로 밴드 구조 생성 억제를 위한 망간 및 주요 원소의 미첨가로 인한 기계적 특성의 저하를 보완해 주는 역할이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는, 상기 Co를 1.0% 이상으로 포함할 수 있으나, 고가의 원소로서 과도하게 첨가하는 경우 경제성이 저하되므로, 이를 고려하여 2.0% 이하로 제한할 수 있다. 따라서, 상기 Co는 1.0~2.0%로 포함할 수 있다.
본 발명의 강재는 상술한 합금성분 이외에 강재의 물성을 더욱 유리하게 확보하기 위한 측면에서, 다음의 성분들을 선택적 원소로서 더 포함할 수 있으나, 특별히 다음의 성분들을 필수로 포함하도록 한정하는 것은 아니다.
실리콘(Si): 0.5% 이하, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02% 및 질소(N): 0.01% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상
Si : 0.5% 이하
Si는 탈산제로 사용되며 강도 향상 효과가 있어 유용하지만, 0.5% 초과할 경우 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 또한, Si는 상대적으로 저온상의 안정성을 높이므로 적은 C 함량으로도 많은 저온상을 형성시킬수 있어 강도향상에는 도움이 되나 인성저하의 결과를 초래하므로 바람직한 Si의 범위는 0.5% 이하이다.
알루미늄(Al): 0.005~0.5%
알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산하는 데에 효과적인 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 연속 주조 시 노즐 막힘을 야기하는 문제가 있으며, 고용된 Al이 용접부에 도상 마르텐사이트 상을 형성시켜 용접부의 인성이 저하될 우려가 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
티타늄(Ti)은 강 중 질소(N)와 결합하여 미세한 질화물을 형성하여 용접 용융선 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화시켜, 인성의 저하를 억제하는 효과가 있다. 이러한 Ti의 함량이 과도하게 낮으면 Ti 질화물의 수가 부족하여 결정립 조대화 억제 효과가 불충분해지므로, 이를 고려하여 0.005% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 너무 과도하게 첨가시 조대한Ti 질화물이 생성되어 결정립계 고착 효과가 저하되는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 강 중 Ti과 결합하여 미세한 질화물을 형성하며, 용접 용융선 근처에서 발생할 수 있는 결정립 조대화를 완화하여 인성의 저하를 억제한다. 하지만, 그 함량이 과도하면 오히려 인성이 크게 감소되므로, 이를 고려하여 0.01% 이하로 제한할 수 있으며, 0%는 제외한다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상술한 합금성분을 가지는 본 발명의 강재는 미세조직으로 페라이트 상과 펄라이트 상을 포함할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 페라이트 상은 폴리고날 페라이트 상을 의미하며, 면적분율 20~30%로 포함할 수 있으며, 잔부 조직으로 펄라이트 상을 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 저온 페라이트 상의 분율을 20% 이상으로 함으로써, 강의 연성 및 저온 충격인성을 충분히 확보할 수 있고, 그 분율을 30% 이하로 함으로써 상대적인 펄라이트상의 분율을 적정 범위로 제어함으로써 목표 수준의 강도를 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 강재는 485MPa 이상의 인장강도와 함께, 연신율이 30% 이상이고, -60℃에서의 충격인성을 100J 이상를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 강재는 본 발명에서 제안하는 합금성분을 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 조압연 - 마무리 압연 - 냉각 - 재가열(reheating) - 노멀라이징]의 공정을 거쳐 제조할 수 있다.
이하에서는 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 가열하여 주조 중에 형성된 Ti 화합물 및 미고용 합금 원소 등을 고용시킬 수 있으며, 이때 1050~1250℃의 온도범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 가열 온도가 1050℃ 미만이면 화합물이 충분히 재고용되지 못하게 되며, 조대한 화합물이 잔존하게 되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의해 강도가 저하되므로 바람직하지 못하다.
[조압연 및 마무리 압연]
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있고, 이때 통상의 조건으로 조압연한 후 일정 온도에서 마무리 압연을 행할 수 있다.
본 발명의 경우, 마무리 압연된 열연강판에 대해 재가열을 실시하므로, 상기 마무리 압연의 온도에 대해서 특별히 한정하지는 아니한다.
다만, 마무리 압연의 온도가 지나치게 낮으면 열간 압연의 부하가 증대되고 강대의 형상이 나빠지는 경향이 있으므로, 이를 고려하여 마무리 압연은 900℃ 이상에서 행할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 마무리 압연은 900℃ 이상 1000℃ 이하의 온도 범위에서 행할 수 있다.
[냉각, 재가열 및 노멀라이징]
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기에 따라 제조된 열연강판을 상온까지 냉각할 수 있고, 예를 들면 상기 냉각은 공냉일 수 있다. 또한, 이어서 노멀라이징 열처리를 위해 일정 분율의 오스테나이트가 생성되는 온도까지 재가열을 행할 수 있다.
상기 재가열시 그 온도가 높을수록 입도가 커지고 경화능이 증대되므로, 재가열 온도가 높을수록 강도 확보에는 유리하다. 다만, 그 온도가 너무 높아지면 오스테나이트의 입도가 과도하게 조대해져 저온 충격인성이열위하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 재가열시 850~950℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상술한 온도로 열연강판을 재가열한 이후에는 강 내부까지 충분히 열이 전달될 수 있도록 유지할 수 있으며, 이때의 유지시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 열연강판의 두께가 두꺼울수록 강판의 가열에 상당한 시간이 소요 되며 목표온도에 도달해서 오스테나이트 상변태 및 결정립의 성장이 충분히 일어날 수 있도록 두께 1㎜당 2.5분 이상 5분 이하의 열처리를 행할 수 있다.
상기에 따른 노멀라이징 열처리를 완료한 후 상온까지 공냉하여 최종 강재를 얻을 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 노멀라이징 열처리 후 얻어지는 최종 미세조직은 통상의 Mn이 함유된 강재의 노멀라이징 열처리 후 미세조직과 생성되는 미세조직의 종류와 면적 분율은 크게 차이가 없으나, 미세조직의 형상에서 차이점을 나타낸다. 연속 주조 공정에서의 강재 응고시 첨가한 Mo, Co 등의 원소가 덴드라이트 사이에 편석되는 거동은 상술한 Mn과 유사하지만, 편석의 수준과 정도가 Mn 대비 낮은 수준을 보여서 열간 압연을 거쳐도 합금원소의 분포가 상대적으로 고른 수준을 보인다. 또한, Mn에 비해 페라이트 변태점 변화에 끼치는 영향이 Mo, Co가 현저히 낮으므로 노멀라이징 열처리시 합금이 편석된 자리와 부편석된 자리 간의 A3 변태점의 차이가 Mn 첨가강에 비해 크지 않아서 펄라이트 밴드구조의 발달이 완화되는 효과가 있다. 이러한 미세조직의 구성으로 인해 강재의 강도는 미세조직의 면적 분율에 지배적인 영향을 받으므로 기존 펄라이트 밴드구조를 가지는 동일한 상분율을 가진 강재와 동일한 수준의 강도를 가지면서도, 밴드구조가 파단의 개시 및 전파의 경로로 작용할 수 있는 극저온 충격인성이나 연성의 측면에서는 개선 되는 발명의 효과를 기대할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금성분을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 제조 조건에 의해 각각의 공정을 행하여 열연강판을 제조하였다.
각각의 열연강판에 대해 폭 방향으로 인장시편을 채취한 후, 미세조직을 관찰하고, 상온(대략 25℃) 인장강도, 연신율 및 연성와극저온(-60℃) 충격인성을 측정하였다.
이때, 미세조직은 광학 현미경을 이용하여×200 배율로 관찰한 후 ASTM E 1268규격에 의거한 Banding Index 측정방법을 적용하여 각 상(phase)의 면적분율을 측정하였다. 저온 충격인성은 샤르피 충격시험기를 이용하여 측정하였다. 각각의 결과 값은 하기 표 3에 나타내었다.
| 강종 | 합금성분 (중량%) | |||||||||
| C | Mn | P | S | Mo | Co | Si | Al | Ti | N | |
| 발명강 1 | 0.2 | 0 | 0.01 | 0.002 | 1.55 | 1.45 | 0.02 | 0.035 | 0.015 | 0.005 |
| 발명강 2 | 0.24 | 0.01 | 0.01 | 0.002 | 1.18 | 1.5 | 0.27 | 0.032 | 0.012 | 0.004 |
| 발명강 3 | 0.17 | 0 | 0.01 | 0.002 | 1.61 | 1.73 | 0.04 | 0.025 | 0.012 | 0.004 |
| 비교강 1 | 0.12 | 0 | 0.01 | 0.002 | 1.49 | 1.82 | 0.35 | 0.025 | 0.012 | 0.006 |
| 비교강 2 | 0.22 | 1.45 | 0.008 | 0.001 | 1.73 | 1.41 | 0.25 | 0.025 | 0.015 | 0.004 |
| 비교강 3 | 0.17 | 0.01 | 0.008 | 0.001 | 0.11 | 1.23 | 0.38 | 0.027 | 0.01 | 0.004 |
| 비교강 4 | 0.22 | 0.01 | 0.008 | 0.001 | 1.89 | 0.002 | 0.42 | 0.0021 | 0.014 | 0.004 |
| 강종 | 구분 | 슬라브 가열온도(℃) | 마무리 압연 온도(℃) | 노멀라이징 온도(℃) | 노멀라이징 시간(분) |
두께(㎜) |
| 발명강1 | 발명예1 | 1129 | 996 | 934 | 120 | 40 |
| 비교예1 | 1270 | 956 | 905 | 120 | 40 | |
| 비교예2 | 1020 | 929 | 904 | 120 | 40 | |
| 발명강2 | 발명예2 | 1101 | 936 | 927 | 440 | 100 |
| 비교예3 | 1210 | 876 | 885 | 440 | 100 | |
| 비교예4 | 1135 | 934 | 820 | 440 | 100 | |
| 발령강3 | 발명예3 | 1135 | 982 | 892 | 150 | 60 |
| 비교예5 | 1204 | 908 | 986 | 150 | 60 | |
| 비교예6 | 1063 | 992 | 847 | 150 | 60 | |
| 비교강1 | 비교예7 | 1206 | 949 | 928 | 100 | 40 |
| 비교예8 | 1199 | 906 | 855 | 100 | 40 | |
| 비교강2 | 비교예9 | 1165 | 940 | 881 | 290 | 80 |
| 비교예10 | 1221 | 920 | 918 | 290 | 80 | |
| 비교강3 | 비교예11 | 1156 | 929 | 884 | 240 | 60 |
| 비교예12 | 1212 | 956 | 927 | 240 | 60 | |
| 비교강4 | 비교예13 | 1146 | 930 | 921 | 450 | 100 |
| 비교예14 | 1217 | 911 | 913 | 450 | 100 |
| 구분 | 미세조직(면적분율%) | 기계적물성 | ||||
| 펄라이트 | 페라이트 | Band Index | 인장강도 (MPa) |
연신율 (%) |
충격인성 (@-60℃, J) |
|
| 발명예1 | 72 | 28 | 0.01 | 492 | 32 | 248 |
| 비교예1 | 74 | 26 | 0.01 | 499 | 29 | 47 |
| 비교예2 | 75 | 25 | 0.01 | 503 | 30 | 96 |
| 발명예2 | 70 | 30 | 0 | 485 | 32 | 387 |
| 비교예3 | 73 | 27 | 0 | 476 | 33 | 256 |
| 비교예4 | 79 | 21 | 0 | 517 | 30 | 89 |
| 발명예3 | 79 | 21 | 0.005 | 517 | 30 | 142 |
| 비교예5 | 69 | 31 | 0.005 | 482 | 32 | 76 |
| 비교예6 | 83 | 17 | 0.005 | 531 | 29 | 90 |
| 비교예7 | 80 | 20 | 0.18 | 520 | 26 | 145 |
| 비교예8 | 88 | 12 | 0.18 | 548 | 24 | 130 |
| 비교예9 | 75 | 25 | 0.06 | 553 | 27 | 42 |
| 비교예10 | 71 | 29 | 0.06 | 539 | 28 | 39 |
| 비교예11 | 80 | 20 | 0.12 | 520 | 26 | 77 |
| 비교예12 | 75 | 25 | 0.12 | 503 | 27 | 82 |
| 비교예13 | 71 | 29 | 0.03 | 489 | 28 | 65 |
| 비교예14 | 72 | 28 | 0.03 | 492 | 28 | 32 |
(표 3에서 페라이트는 폴리고날 페라이트 상을 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금성분, 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 인장강도485MPa 이상의 강도와 함께 30%이상의 연성을 가지며, -60℃ 에서의 충격인성이100J 이상으로 극저온 충격인성을 우수하게 확보함을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 1은 발명강을 적용하였으나 슬라브 가열온도가 과도하게 높아서 최종 미세조직의 입도가 증가하여 연신율과 충격인성이 저하되었다. 통상적으로 노멀라이징 실시 강재의 입도는 노멀라이징 온도에 의해 주요하게 결정되나, 노멀라이징 이전의 미세조직의 입도가 지나치게 증가하거나 감소하면 노멀라이징 시의 상변태에도 영향을 주어, 비교예 1과 같은 입도의 증가로 인한 물성 저하가 발생할 수 있다.
한편, 비교예 2는 발명강을 적용하였으나, 슬라브 가열온도가 과도하게 낮아서 숙열 부족으로 열간 압연의 효과가 감소하여 압연 시 입도의 미세화가 충분히 발생하지 못하여 비교예 1과 유사하게 최종조직의 입도가 증가하여 충격인성이 저하되었다.
비교예 3은 낮은 마무리 압연 온도로 압연할 때, 재결정이 충분히 발생하지 못한 것으로 보이며 그로 인한 입도의 부분적인 조대화가 발생하여 전체 인장강도의 저하로 이어진 것으로 보인다.
비교예 4 및 6은 노멀라이징 온도가 과도하게 낮아서 A1과 A3 사이 온도에서 이상역 열처리가 실시되어 연성과 충격인성이 저하되었다. 특히, 비교예 6은 페라이트의 분율이 17% 수준으로 낮아져서 펄라이트의 분율이 지나치게 높아져서 강도가 다소 상승하였지만 연신율과 충격인성이 감소하였다.
비교예 5는 노멀라이징 온도가 과도하게 높아서 입도의 증가가 발생하여 충격인성이 저하되었다. 또한 입도의 증가가 상변태에도 영향을 끼쳐 펄라이트의 분율이 상대적으로 적어서 강도도 목표 수준에 도달하지 못하였다.
비교예 7내지 14는 본 발명의 제조조건을 적용하였으나, 각각 C, Mn, Mo, Co의 범위가 발명의 범위 밖이라 통상적인 밴드구조가 형성되었고, 그로 인해 강도는 목표수준을 확보하였으나 연신율과 충격인성이 저하된 결과를 보였다.
특히, 비교강 2로부터 제조된 비교예 9 내지 10은 발명강 1(도1)과 비교하여 Mn의 유무에서 차이를 보이는데, 이로 인해 강도가 상대적으로 높은 반면, Band Index 값으로 나타나는 밴드구조의 정도가 높아 연신율 및 저온 충격인성이 저하된 것으로 보인다(도 3).
Claims (9)
- 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 0.02% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 1.0~2.0%, 코발트(Co): 1.0~2.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 강재는 실리콘(Si): 0.5% 이하, 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 티타늄(Ti): 0.005~0.02% 및 질소(N): 0.01% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 강재의 미세조직은, 면적분율로, 20~30%의 폴리고날 페라이트 상 및 잔부 펄라이트 상을 포함하는, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 강재는 30% 이상의 연신율과, -60℃에서 100J 이상의 충격인성을 가지는 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 강재는 ASTM E1268에 의거하여 측정한 Banding index가 0.01 이하인, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
- 제 1 항에 있어서,
상기 강재는 인장강도가 485MPa 이상인, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재.
- 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 0.02% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 1.0~2.0%, 코발트(Co): 1.0~2.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 900℃ 이상에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 마무리 압연 후 상온까지 냉각하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 850~950℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 열연강판을 두께 1㎜당 2.5~5분의 시간동안 유지하는 단계; 및
상기 열처리된 열연강판을 공냉하는 단계를 포함하는, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
- 제 7 항에 있어서,
상기 마무리 압연은 900℃ 이상 1000℃ 이하의 온도에서 행하는 것인, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
- 제 7 항에 있어서,
상기 냉각은 공냉인 것인, 연성 및 저온 충격인성이 우수한 강재의 제조방법.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020190171134A KR102321319B1 (ko) | 2019-12-19 | 2019-12-19 | 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020190171134A KR102321319B1 (ko) | 2019-12-19 | 2019-12-19 | 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20210079482A true KR20210079482A (ko) | 2021-06-30 |
| KR102321319B1 KR102321319B1 (ko) | 2021-11-03 |
Family
ID=76601964
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020190171134A KR102321319B1 (ko) | 2019-12-19 | 2019-12-19 | 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR102321319B1 (ko) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001355036A (ja) * | 2000-06-09 | 2001-12-25 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法 |
| JP2007284776A (ja) * | 2006-04-20 | 2007-11-01 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法 |
| KR20120063200A (ko) | 2010-12-07 | 2012-06-15 | 주식회사 포스코 | 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| JP2014177686A (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-25 | Kobe Steel Ltd | 絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板 |
-
2019
- 2019-12-19 KR KR1020190171134A patent/KR102321319B1/ko active IP Right Grant
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001355036A (ja) * | 2000-06-09 | 2001-12-25 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法 |
| JP2007284776A (ja) * | 2006-04-20 | 2007-11-01 | Nippon Steel Corp | プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びにそれらの製造方法 |
| KR20120063200A (ko) | 2010-12-07 | 2012-06-15 | 주식회사 포스코 | 강도 및 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| JP2014177686A (ja) * | 2013-03-15 | 2014-09-25 | Kobe Steel Ltd | 絞り加工性と加工後の表面硬さに優れる熱延鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR102321319B1 (ko) | 2021-11-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101998991B1 (ko) | 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 | |
| KR101917453B1 (ko) | 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법 | |
| KR101758497B1 (ko) | Pwht 저항성이 우수한 저온 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR20090070484A (ko) | 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법 | |
| CN111479945A (zh) | 具有优秀硬度和冲击韧性的耐磨损钢及其制造方法 | |
| KR102020435B1 (ko) | 굽힘성 및 저온인성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 | |
| KR20180073075A (ko) | 고강도 고인성 후강판 및 이의 제조방법 | |
| KR102164112B1 (ko) | 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 | |
| KR102348539B1 (ko) | 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법 | |
| KR20210102146A (ko) | 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 | |
| JP6691967B2 (ja) | 靭性及び耐切断割れ性に優れた高硬度耐摩耗鋼、並びにその製造方法 | |
| KR20160078573A (ko) | 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법 | |
| KR102321319B1 (ko) | 연성과 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법 | |
| KR101736602B1 (ko) | 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법 | |
| KR102493979B1 (ko) | 충격인성이 우수한 압력용기용 고강도 강재 및 이의 제조방법 | |
| KR102498150B1 (ko) | 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법 | |
| KR102200225B1 (ko) | 극저온 횡팽창이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR102498147B1 (ko) | 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법 | |
| KR102498149B1 (ko) | 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법 | |
| KR102498142B1 (ko) | 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법 | |
| EP4265788A1 (en) | High-hardness bullet-proof steel with excellent low-temperature impact toughness and method for manufacturing same | |
| KR101736601B1 (ko) | 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법 | |
| KR101797369B1 (ko) | 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법 | |
| KR101675677B1 (ko) | 비열처리형 열연강판 및 그 제조 방법 | |
| KR20220088238A (ko) | 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E701 | Decision to grant or registration of patent right | ||
| GRNT | Written decision to grant |