WO2019074236A1 - 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 Download PDF

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김우겸
엄경근
방기현
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet having excellent low-temperature deformation aging impact property and a manufacturing method thereof, and more particularly, to a steel sheet having excellent low-temperature deformation aging impact property which can be used as materials for shipbuilding, .
  • the strain impact characteristics are evaluated by applying a tensile strain of several percent to the steel sheet, aging the steel sheet at about 250 ° C for 1 hour, processing the steel into an impact specimen, and performing an impact test.
  • the deformation aging phenomenon becomes more severe, the toughness of the steel sheet decreases in a short time and the decrease in toughness increases.
  • the service life of the site and structure to which the steel sheet is applied may be reduced and the stability may be affected. Therefore, recently, a steel sheet with high resistance to strain age is required for the purpose of increasing the life of the steel sheet subjected to the deformation and increasing the stability of the structure.
  • Impact toughness is dislocated by strain aging occurs when the yield strength is greater than the fracture strength.
  • the greater the difference between the yield strength and the fracture strength the greater the amount of deformation of the steel material due to ductility, thereby increasing the impact energy absorbed. Therefore, when the steel is cold deformed to apply to the structure, the yield strength of the steel increases, and the difference between the strength and the fracture strength becomes small.
  • the causes of the decrease in toughness due to the increase in yield strength are caused by the deformation of the steel and the interstitial elements in the steel such as C and N are adhered to the potential over time.
  • Non-Patent Document 1 is disclosed.
  • One aspect of the present invention is to provide a post-steel sheet having excellent low-temperature deformation aging impact characteristics and a method of manufacturing the same.
  • An embodiment of the present invention is characterized by comprising, by weight%, 0.04 to 0.1% of C, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: not more than 0.01%, S: not more than 0.003%, Al: 0.015 to 0.04%, Ti: 0.005 to 0.02% 0.001 to 0.8% of Ni, 0.003 to 0.03% of Nb, 0.002 to 0.008% of N, 0.002 to 0.0050% of Ca, 0.009% or less of Cr and 0.0009% or less of Mo and the balance Fe and other unavoidable impurities , And the microstructure contains 95% by area or more of ferrite having an average grain size of 10 mu m or less at a low temperature strain aging impact property.
  • Another embodiment of the present invention is a cement composition
  • a cement composition comprising, by weight%, 0.04 to 0.1% of C, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 1.0 to 2.0%, P: not more than 0.01%, S: not more than 0.003%, Al: 0.015 to 0.04%, Ti: 0.005 to 0.02% 0.001 to 0.8% of Ni, 0.003 to 0.03% of Nb, 0.002 to 0.008% of N, 0.0002 to 0.0050% of Ca, 0.009% or less of Cr and 0.0009% or less of Mo and the balance Fe and other unavoidable impurities Reheating the steel slab at 1020 to 1150 ⁇ ⁇ ; Recrystallizing the reheated steel slab by recrystallization to less than 5 passes (including 0 passes) to obtain a bar; And obtaining a hot-rolled steel by non-recrystallization reverse-rolling the bar above Ar3.
  • FIG. 1 is a photograph of microstructure of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 1 is a photograph of microstructure of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • Comparative Example 1 is a photograph of microstructure of Comparative Example 1 according to an embodiment of the present invention.
  • the content of the alloy composition described below means% by weight.
  • C is an element for causing solid solution strengthening and being present as a carbonitride by Nb or the like to secure tensile strength.
  • the content of C is preferably 0.04% or more, but if it exceeds 0.1%, the formation of MA may be promoted and pearlite may be generated to deteriorate shock and fatigue characteristics at low temperatures. Also, as the solute C is increased, the strain impact characteristics are deteriorated. Therefore, the content of C is preferably in the range of 0.04 to 0.1%. It is more preferable that C is in the range of 0.04 to 0.08% in order to secure toughness at low temperature more stably.
  • Si plays a role of deoxidizing molten steel by supporting Al and is an element necessary for securing the yield and tensile strength, but it is preferable that Si is in the range of 0.4% or less in order to secure impact and fatigue characteristics at low temperature. Further, when Si is more than 0.4%, diffusion of C is disturbed and MA formation is promoted. On the other hand, in order to control Si to 0.05% or less, the processing time in the steelmaking step is greatly increased. Therefore, it is preferable that the content of Si is in the range of 0.05 to 0.4%. It is more preferable that the Si has a range of 0.05 to 0.2% in order to secure the toughness more stably by minimizing MA formation.
  • Mn is preferably added in an amount of 1.0% or more because Mn has an effect of increasing the strength by solid solution strengthening. However, if it exceeds 2.0%, it may cause formation of MnS inclusions or deterioration of toughness due to segregation of the central portion, and therefore it is preferable that the content of Mn is in the range of 1.0 to 2.0%.
  • the Mn is more preferably in the range of 1.3 to 1.7% in consideration of the strength increasing effect and the toughness deterioration due to segregation.
  • P is an element causing grain boundary segregation, which may cause the steel to be pulled, and therefore, the upper limit should be limited to 0.01%.
  • S mainly binds to Mn to form MnS inclusions, which is a factor that hinders low-temperature toughness. Therefore, in order to ensure low-temperature toughness and low-temperature fatigue characteristics, it is necessary to limit the content of S to 0.003% or less.
  • Al is not only a main deoxidizing agent for steel but also an element necessary for fixing N at the time of strain aging.
  • Al is added in an amount of 0.015% or more.
  • the fraction and the size of the Al 2 O 3 inclusions may increase, which may cause the low temperature toughness to be lowered.
  • the content of Al is preferably in the range of 0.015 to 0.04%. It is more preferable that the Al has a range of 0.015 to 0.025% in order to secure the toughness more stably by minimizing MA formation.
  • Ti is an element that reduces solid solubility N by forming Ti nitride (TiN) in combination with N which causes strain aging.
  • Ti nitride plays a role of suppressing coarsening of microstructure and contributing to micronization and improving toughness.
  • Ti is added in an amount of 0.005% or more.
  • the content of Ti exceeds 0.02%, the precipitates may become coarse and cause fracture, and the solid solution Ti which does not bond with N may form Ti carbide (TiC) to decrease the toughness of the base material and welded part . Therefore, it is preferable that the content of Ti is in the range of 0.005 to 0.02%. It is more preferable that the Ti has a range of 0.005 to 0.017% for preventing the coarsening of the nitride.
  • Cu is a component that does not significantly deteriorate impact characteristics, and improves strength by solidification and precipitation. However, if it exceeds 0.35%, surface cracking of the steel sheet due to thermal shock may occur. Therefore, the content of Cu is preferably 0.35% or less.
  • Ni is an element capable of improving strength and toughness at the same time although it does not increase the strength improvement effect with increasing the content. It is preferable that Ni is added in an amount of 0.05% or more in order to sufficiently obtain the above effect. However, since Ni is an expensive element, when it exceeds 0.8%, economical efficiency is lowered. Therefore, the content of Ni is preferably in the range of 0.05 to 0.8%. It is more preferable that the Ni has a range of 0.2 to 0.8% in terms of improvement in strength and toughness.
  • Nb is an element which suppresses recrystallization during rolling or cooling by precipitation of solid solution or carbonitride to decrease grain size of microstructure and increase strength.
  • the Nb is preferably added in an amount of 0.003% or more.
  • Nb exceeds 0.03%, C concentration occurs due to the C affinity, thereby promoting MA phase formation, thereby lowering toughness and fracture characteristics at low temperatures. Therefore, it is preferable that the content of Nb is in the range of 0.003 to 0.03%.
  • N is a major element causing strain aging with C, and is preferably kept as low as possible. N, it is necessary to appropriately contain Al, Ti, Nb or the like in order to reduce the deterioration of the aging impact property due to N. However, if the N content is too high, it becomes difficult to suppress the strain aging effect so that the content of N is 0.008% . On the other hand, when the content of N exceeds 0.002%, the elements added for suppressing the deterioration of the aging characteristics of the deformed agglomerates are hardened in the solid state, or the other precipitates are formed to lower the toughness of the base material and the welded portion. Therefore, it is preferable that the content of N is in the range of 0.002 to 0.008%.
  • Ca When Ca is added to molten steel after Al deoxidation, it is combined with S, which is mainly present as MnS, thereby suppressing MnS formation and forming spherical CaS, thereby suppressing cracks in the center of the steel do. Therefore, Ca should be added in an amount of 0.0002% or more in order to sufficiently form added S in CaS. However, when the addition amount exceeds 0.0050%, excess Ca is combined with O to form a coarse oxidative inclusion, which is then stretched and fractured at the subsequent rolling, thereby serving as a crack initiation point at a low temperature. Therefore, the Ca content is preferably in the range of 0.0002 to 0.0050%.
  • Cr is a strong carbide-forming element, which decreases the fraction of ferrite and accelerates the formation of hard phases, thereby deteriorating impact toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce or not to contain the Cr content as much as possible, and in the present invention, the upper limit is preferably controlled to 0.009%.
  • Mo is a strong carbide-forming element, which reduces the fraction of ferrite and promotes the formation of hard phases, thereby deteriorating impact toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to reduce or not to contain the Mo content as low as possible, and in the present invention, the upper limit is preferably controlled to 0.0009%.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the microstructure of the steel sheet provided by the present invention preferably contains 95% by area or more of ferrite having an average grain size of 10 ⁇ or less. As described above, by making the crystal grains of the ferrite fine, it is possible to improve the low temperature strain aging impact property. On the other hand, when the fraction of the ferrite is less than 95% by area, it may be difficult to secure the above effect. More preferably, the fraction of the ferrite is 98% or more by area.
  • the residual structure of the microstructure of the present invention may include at least one of cementite and MA, and the fraction thereof is preferably 5% or less by area, more preferably 2% or less by area.
  • the ferrite may have a maximum grain size of 20 mu m or less. When the maximum size of the ferrite crystal grains exceeds 20 ⁇ m, it may be difficult to ensure the low temperature strain impact characteristics of the present invention.
  • the ferrite may be composed of polygonal ferrite and needle-like ferrite.
  • the hard phase which can be a starting point of impact tough breaking can be minimized and the ferrite can be microstructured with good shock absorption. It is possible to secure shock at a low temperature and impact aging impact.
  • the steel sheet provided as described above may have a yield strength of 350 MPa or more, a tensile strength of 450 MPa or more, an impact toughness at -60 ⁇ of 200 J or more, and a strain aging impact toughness at -60 ⁇ of 100 J or more, As a result, it is possible to secure not only excellent low-temperature deformation aging impact characteristics but also high yield strength.
  • the strain aging impact toughness refers to an impact energy value measured after aging treatment at 250 ° C for 1 hour after applying a tensile strain of 5 to 10%.
  • the steel sheet of the present invention may have a thickness of 40 mm or more.
  • the upper limit of the thickness of the steel sheet is not particularly limited, but may be 100 mm or less, for example.
  • the post-steel sheet of the present invention can be applied to shipbuilding and offshore structural industries that require curving and cold-deforming work, and it can contribute to securing the stability of the structure and prolonging the life of the structure because of excellent strain impact impact characteristics.
  • the steel slab having the above-described alloy composition is reheated at 1020 to 1150 ⁇ ⁇ . If the reheating temperature is higher than 1150 ° C, the crystal grains of the austenite may be coarsened and toughness may be lowered. If the reheating temperature is lower than 1050 ° C, Ti, Nb, etc. may not be sufficiently solidified, have.
  • the reheated steel slab is recrystallized by rolling back to 5 passes or less (including 0 passes) to obtain bars.
  • recrystallization back-rolling during hot rolling is performed only to match the width size of the product. That is, in the present invention, grain refining can be achieved by minimizing recrystallization back-rolling and maximizing non-recrystallization back-rolling.
  • the number of passes exceeds 5 passes during the recrystallization reverse rolling, the total rolling reduction in the non-recrystallized zone may be reduced. Therefore, in the present invention, it is necessary to omit or minimize the recrystallization reverse rolling.
  • the above bars are subjected to non-recrystallization back-rolling at a temperature higher than Ar3 and about 750 ° C or higher to obtain hot-rolled steel.
  • the rolling temperature is lower than Ar3 in the non-recrystallized reverse rolling, there may arise a problem that the impact toughness of the impact tends to be formed due to the formation of the anisotropy due to the stretching of the ferrite.
  • the reduction amount in the non-recrystallized reverse rolling is preferably 90% or more (including 100%) of the sum of the reduction amount in the recrystallization reverse rolling and the reduction amount in the non-recrystallization rolling.
  • cooling the hot-rolled steel to 300 to 500 ° C at a cooling rate of 2 to 15 ° C / s by water cooling or the like after the non-recrystallized reverse rolling.
  • the cooling rate is less than 2 DEG C / s, it may be difficult to secure the desired strength.
  • the cooling rate is more than 15 DEG C / s, a large amount of hard tissues such as MA and bainite may be formed and the toughness may be deteriorated.
  • the present invention it is not necessary to perform the cooling after the non-recrystallized reverse rolling in order to obtain a sufficient aging impact guarantee temperature.
  • the tensile strength may be slightly lowered.
  • steel slabs were prepared by continuous casting.
  • the steel slab was reheated under the conditions shown in Table 2, followed by hot rolling and cooling to produce a steel sheet.
  • the microstructure and mechanical properties of the thus-prepared steel sheet were measured, and the results are shown in Table 3 below.
  • Examples 1 and 2 show that the alloy composition is satisfied and only the non-recrystallized reverse rolling is performed without performing the recrystallization reverse rolling, and it is found that fine microstructure and excellent mechanical properties are secured.
  • Examples 3 and 4 show that when the two-pass recrystallization reverse-rolling is performed for the product width control while satisfying the alloy composition, and the non-recrystallized reverse rolling is performed, fine microstructure and excellent mechanical properties are secured.
  • Comparative Example 1 the composition of the alloy of the present invention is satisfied, but the normal TMCP process is applied when the recrystallization reverse rolling is performed in eight passes.
  • the low temperature strain aging impact toughness is low due to the coarsening of the ferrite grain.
  • Comparative Examples 2 and 3 are cases where the content of C and N exceeded the conditions of the present invention, respectively, indicating that the low temperature strain impact toughness is low, because the intrinsic elements C and N are adhered to the potential, .
  • impact toughness is deteriorated due to an increase in pearlite due to addition of C.
  • Comparative Examples 4 and 5 are cases where Cr and Mo exceed the conditions of the present invention, respectively. Even though the production conditions of the present invention are satisfied, low-temperature strain aging impact toughness is low. It is considered that this is due to the decrease of the fraction of ferrite and the increase of the hard phase due to the influence of strong carbide forming elements Mo and Cr.
  • FIG. 1 is a photograph showing microstructure of Inventive Example 1.
  • FIG. 1 in the case of Inventive Example 1 satisfying the conditions of the present invention, it can be confirmed that the grain size of the microstructure is minute.
  • FIG. 2 is a photograph of the microstructure observed in Comparative Example 1.
  • FIG. 2 in the case of Comparative Example 1 which is outside the condition of the present invention, it can be confirmed that the crystal grains of the microstructure are coarse.

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Abstract

본 발명은 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 조선용, 해양구조용 등의 소재로 사용 가능한 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.35% 이하(0은 제외), Ni: 0.05~0.8%, Nb: 0.003~0.03%, N: 0.002~0.008%, Ca: 0.0002~0.0050%, Cr: 0.009% 이하, Mo: 0.0009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하인 페라이트를 95면적% 이상 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
본 발명은 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 조선용, 해양구조용 등의 소재로 사용 가능한 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 들어 육상 또는 근해의 에너지 자원이 고갈되면서 자원 채굴지역이 점차 심해지역 또는 한랭지역으로 이동하고 있으며, 이에 따라, 시추, 채굴 및 저장 설비가 대형화, 통합화 등으로 인해 점점 복잡한 구조가 있다. 이에 사용되는 강재는 구조물의 안정성 확보를 위해 저온 인성이 우수한 것이 요구되며, 특히 구조물 제작 과정에서 냉간 가공 등에 의한 변형시효에 따른 인성의 감소를 최소화할 필요가 있다.
일반적으로 변형시효 충격 특성은 강판에 수%의 인장변형을 가한 뒤, 약 250℃에서 1시간 동안 시효처리한 후 충격시편으로 가공하여 충격시험을 실시함으로써 평가한다. 변형시효 현상이 심할수록 강판의 인성이 빠른 시간 내에 감소하고 인성의 감소폭도 증가한다. 이 경우 강판이 적용되는 부위 및 구조물의 수명이 감소하고 안정성에도 영향을 줄 수 있다. 따라서 최근에는 변형이 가해진 강판의 수명을 증가시켜 구조믈의 안정성을 높일 목적으로 변형시효에 대한 저항성이 높은 강판이 요구되고 있다.
변형시효에 의해 충격인성이 열위되는 것은 항복강도가 파괴강도보다 클 경우 발생한다. 즉 항복강도와 파괴강도 간의 차이가 클수록 강재가 연성으로 변형하는 양이 증가하여 흡수하는 충격 에너지가 증가하게 된다. 따라서 강재를 구조물에 적용하기 위해 냉간변형하게 되면 강재의 항복강도가 증가하여 결국 파괴강도와 차이가 작아져 충격인성의 저하가 수반된다.
이러한 항복강도 증가에 의한 인성의 저하 원인은 강재에 변형이 가해지고 이후 시간이 지나면서 C, N와 같은 강 중의 침입형 원소가 전위에 고착되어 발생한다.
이러한 변형에 의한 인성 저하를 방지하기 위하여 종래에는 변형 후 시효현상에 의한 강도 증가를 억제하기 위해 강재 내에 고용되는 탄소 또는 질소의 양의 최소화하거나, 적층결합에너지를 낮춰 전위의 이동이 용이하도록 하는 원소 Ni 등을 첨가하는 방법 등이 적용되고 있다. 또는 변형 후에 응력완화 열처리를 실시하여 강재 내부에 형성딘 전위를 감소시켜 가공 경화에 의해 증가된 항복강도를 낮추는 방법이 사용되며, 이러한 예로서, 비특허문헌 1이 개시되어 있다.
하지만 구조물의 대형화, 복잡화됨에 따라 강재에 요구되는 변형량이 증가하고 있고, 사용 환경(한랭지, 극지) 온도가 낮아지고 있어 종래의 방법으로는 강재의 변형시효에 의한 인성 저하를 효과적으로 방지하기 어려운 문제가 있다.
[선행기술문헌]
(비특허문헌 1) The effect of processing variables on the mechanical properties and strain ageing of high-strength low-alloy V and V-N steels (V. K. Heikkinen and J. D. Boyd, CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY Volume 15 Number 3 (1976), P. 219~)
본 발명의 일측면은 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.35% 이하(0은 제외), Ni: 0.05~0.8%, Nb: 0.003~0.03%, N: 0.002~0.008%, Ca: 0.0002~0.0050%, Cr: 0.009% 이하, Mo: 0.0009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하인 페라이트를 95면적% 이상 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판을 제공한다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.35% 이하(0은 제외), Ni: 0.05~0.8%, Nb: 0.003~0.03%, N: 0.002~0.008%, Ca: 0.0002~0.0050%, Cr: 0.009% 이하, Mo: 0.0009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1020~1150℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 5패스 이하(0패스를 포함)로 재결정역 압연하여 바를 얻는 단계; 및 상기 바를 Ar3 이상에서 미재결정역 압연하여 열연강재를 얻는 단계를 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면에 따르면, 저온 변형시효 충격특성 및 항복강도가 우수한 후강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.04~0.1%
본 발명에서 C는 고용강화를 일으키고 Nb 등에 의해 탄질화물로 존재하여 인장강도를 확보하기 위한 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 상기 C의 함량이 0.04% 이상인 것이 바람직하나, 0.1%를 초과하는 경우에는 MA의 형성을 조장할 뿐만 아니라 펄라이트가 생성되어 저온에서의 충격 및 피로 특성을 열화시킬 수 있다. 또한 고용 C가 증가함에 따라 변형시효 충격특성이 저하되므로, 상기 C의 함량은 0.04~0.1%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C는 저온에서의 인성을 보다 안정적으로 확보하기 위하여 0.04~0.08%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.05~0.4%
Si는 Al을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 항복 및 인장강도 확보를 위해 필요한 원소지만 저온에서의 충격 및 피로 특성을 확보하기 위해서는 0.4% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 또한, Si가 0.4%를 초과할 경우 C의 확산을 방해하여 MA 형성을 조장한다. 한편, Si를 0.05% 이하로 제어하기 위해서는 제강공정에서의 처리 시간이 크게 늘어나는 단점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.05~0.4%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si는 MA 형성을 최소화함으로써 인성을 보다 안정적으로 확보하기 위하여 0.05~0.2%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
Mn은 고용강화에 의한 강도 증가 효과가 크기 때문에 1.0% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 2.0%를 초과하는 경우에는 MnS 개재물의 형성 또는 중심부 편석으로 인해 인성의 저하를 야기할 수 있으므로, 상기 Mn의 함량은 1.0~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn은 강도 증가 효과와 편석으로 인한 인성저하를 고려했을 때 1.3~1.7%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
P: 0.01% 이하
P는 입계편석을 일으키는 원소로서 강을 취하시키는 원인이 될 수 있으므로, 그 상한을 0.01%로 제한할 필요가 있다.
S: 0.003% 이하
S는 주로 Mn과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 저온인성을 저해하는 요인이 된다. 따라서 저온인성과 저온 피로특성을 확보하기 위해서는 S의 함량을 0.003% 이하로 제한할 필요가 있다.
Al: 0.015~0.04%
본 발명에서 Al은 강의 주요한 탈산제일 뿐만 아니라, 변형시효시 N을 고정시키기 위해 필요한 원소이다. 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al이 0.015% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 0.04%를 초과하는 경우에는 Al2O3 개재물의 분율 및 크기의 증가로 저온인성을 저하시키는 원인이 될 수 있다. 또한 Si와 유사하게 모재 및 용접 열영향부에 MA의 생성을 촉진하여 저온인성 및 저온 피로특성을 저하시키므로, 상기 Al의 함량은 0.015~0.04%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al은 MA 형성을 최소화함으로써 인성을 보다 안정적으로 확보하기 위하여 0.015~0.025%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.005~0.02%
Ti는 변형시효를 일으키는 N과 결합하여 Ti질화물(TiN)을 형성함으로써 고용 N을 감소시키는 원소이다. 상기 Ti질화물은 미세조직의 조대화를 억제하여 미세화에 기여하고 인성을 향상시키는 역할을 수행한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 Ti가 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Ti의 함량이 0.02%를 초과할 경우 오히려 석출물이 조대화해져 파괴의 원인이 될 수 있고, N과 결합하지 못한 고용 Ti가 남아 Ti탄화물(TiC)을 형성하여 모재 및 용접부 인성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.02%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti는 질화물의 조대화 방지를 위하여 0.005~0.017%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
Cu: 0.35% 이하(0은 제외)
Cu는 충격 특성을 크게 저하하지 않는 성분으로 고용 및 석출에 의해 강도를 향상시킨다. 그러나 0.35%를 초과하는 경우에는 열충격에 의한 강판의 표면크랙이 발생할 수 있기 때문에, 상기 Cu의 함량은 0.35% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Ni: 0.05~0.8%
Ni는 함량의 증가에 따른 강도 향상 효과가 크지는 않지만 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소이며, 상기 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ni가 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Ni는 고가의 원소이므로 0.8%를 초과하는 경우에는 경제성이 저하된다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.05~0.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ni는 강도와 인성의 향상 측면에서 0.2~0.8%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.
Nb: 0.003~0.03%
Nb는 고용 또는 탄질화물을 석출함으로써 압연 또는 냉각중 재결정을 억제하여 미세조직의 결정립 크기를 작게 만들고 강도를 증가시키는 원소이다. 상기 효과를 위해서는 상기 Nb가 0.003% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Nb가 0.03%를 초과하는 경우에는 C 친화력에 의해 C 집중이 발생하여 MA상 생성을 촉진하여 저온에서의 인성과 파괴특성을 저하시킨다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.003~0.03%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
N: 0.002~0.008%
N은 C와 함께 변형시효를 일으키는 주요 원소로서, 가능한 낮게 유지하는 것이 바람직하다. N에 의한 변형시효 충격특성의 저하를 줄이기 위해서는 Al, Ti, Nb 등을 적절히 포함시킬 필요가 있으나, N 함량이 지나치게 높으면 변형시효 효과를 억제하는 것이 어려워지므로 상기 N의 함량은 0.008% 이하로 포함되는 것이 바람직하다. 반면 N의 함량이 0.002%를 초과하는 경우에는 변형시효 충격특성 열화 억제를 위해 첨가된 원소가 고용된 상태로 고용강화를 일으키거나 다른 석출물을 형성시켜 모재 및 용접부의 인성을 저하시킨다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.002~0.008%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
Ca: 0.0002~0.0050%
Ca는 Al 탈산한 후, 제강중인 용강에 첨가하게 되면, 주로 MnS로 존재하게 되는 S와 결합하여, MnS 생성을 억제함과 동시에 구상의 CaS를 형성하여 강재의 중심부 균열 크랙을 억제하는 효과를 발휘한다. 따라서 본 발명에서는 첨가된 S를 충분히 CaS로 형성시키기 위해 Ca를 0.0002% 이상으로 첨가하여야 한다. 그러나, 그 첨가량이 0.0050%를 초과하게 되면, 잉여의 Ca가 O와 결합하여 조대한 산화성 개재물이 생성되어 이후의 압연에서 연신, 파절되어 저온에서의 균열 개시점으로 작용하게 된다. 따라서, 상기 Ca의 함량은 0.0002~0.0050%의 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.009% 이하
Cr은 강력한 카바이드 형성원소로서, 페라이트의 분율이 감소하고 경질상의 형성을 촉진하며, 이로 인해 충격인성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 가능한 낮추거나 포함되지 않도록 하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.009%로 관리하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.0009% 이하
Mo 또한 Cr과 마찬가지로 강력한 카바이드 형성원소로서, 페라이트의 분율이 감소하고 경질상의 형성을 촉진하며, 이로 인해 충격인성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 가능한 낮추거나 포함되지 않도록 하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 그 상한을 0.0009%로 관리하는 것이 바람직하다.
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 발명이 제공하는 후강판의 미세조직은 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하인 페라이트를 95면적% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 페라이트의 결정립을 미세화함으로써 저온 변형시효 충격특성을 향상시킬 수 있다. 한편, 상기 페라이트의 분율이 95면적% 미만인 경우에는 상기 효과를 확보하기 어려울 수 있다. 보다 바람직하게는 상기 페라이트의 분율이 98면적% 이상이 것이 유리하다. 본 발명 미세조직의 잔부 조직으로는 시멘타이트 및 MA 중 1종 이상을 포함할 수 있으며, 그 분율은 5면적% 이하인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2면적% 이하인 것이 유리하다.
또한, 상기 페라이트는 결정립의 최대 크기가 20㎛ 이하일 수 있다. 상기 페라이트 결정립의 최대 크기가 20㎛ 이하를 초과하는 경우에는 본 발명이 목표로 하는 저온 변형시효 충격특성을 확보하기 어려울 수 있다.
한편, 상기 페라이트는 폴리고날 페라이트 및 침상형 페라이트로 구성될 수 있으며, 이와 같이, 충격 인성 파괴의 시발점이 될 수 있는 경조직(hard phase)을 최소화하고 충격 흡수가 좋은 페라이트로 미세조직함을 구성으로써 낮은 온도에서의 충격 및 변형시효충격 확보가 가능하다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 후강판은 항복강도가 350MPa 이상, 인장강도가 450MPa 이상, -60℃에서의 충격인성이 200J 이상 및 -60℃에서의 변형시효 충격인성이 100J 이상일 수 있으며, 이와 같이 우수한 저온 변형시효 충격특성은 물론, 높은 항복강도를 확보할 수 있다. 상기 변형시효 충격인성은 5~10%의 인장변형을 가한 후 250℃에서 1시간 시효처리 후 측정한 충격 에너지 값을 의미한다.
또한, 본 발명의 후강판은 40mm 이상의 두께를 가질 수 있다. 본 발명에서는 후강판 두께의 상한을 특별히 한정하지 않으나, 예를 들면 100mm 이하의 두께를 가질 수 있다.
본 발명의 후강판은 곡가공, 냉간 변형 작업이 필요한 조선 및 해양구조 산업업 분야에 적용이 가능하며, 변형시효충격 특성이 우수하여 구조물의 안정성 확보 및 수명 연장을 높이는데 기여할 수 있다.
이하, 본 발명 후강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1020~1150℃에서 재가열한다. 상기 재가열온도가 1150℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트의 결정립이 조대화되어 인성을 떨어뜨릴 수 있고, 1050℃ 미만인 경우에는 Ti, Nb 등이 충분히 고용하지 않는 경우가 발생하여 강도의 하락을 초래할 수 있다.
상기 재가열된 강 슬라브를 5패스 이하(0패스를 포함)로 재결정역 압연하여 바를 얻는다. 본 발명에서는 열간압연시 재결정역 압연은 제품의 폭 사이즈를 맞추는 역할로만 시행한다. 즉, 본 발명에서는 재결정역 압연을 최소화하고 미재결정역 압연을 최대화하여 결정립 미세화를 이룰 수 있다. 한편, 상기 재결정역 압연시 5패스를 초과하는 경우에는 미재결정역에서의 총 압하량이 감소되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 재결정역 압연을 생략하거나 최소화하는 것이 필요하다.
상기 바를 Ar3 이상, 약 750℃ 이상에서 미재결정역 압연하여 열연강재를 얻는다. 상기 미재결정역 압연시 압연온도가 Ar3 미만인 경우에는 페라이트의 연신으로 인한 조직 이방성이 형성되어 충격인성이 열위해지는 문제가 발생할 수 있다.
상기 미재결정역 압연시 압하량은 상기 재결정역 압연시 압하량과 미재결역 압연시 압하량의 합 대비 90% 이상(100%를 포함)인 것이 바람직하다. 상기와 같이 재결정역 압연을 5패스 이하(0패스를 포함)로 행함으로써, 미재결정역 압연시 압하량을 90% 이상으로 행할 수 있으며, 이를 통해 결정립 미세화를 구현하여 우수한 저온 변형시효 충격특성을 확보할 수 있다.
상기 미재결정역 압연하는 단계 후에는 수냉 등을 통해 상기 열연강재를 2~15℃/s의 냉각속도로 300~500℃까지 냉각하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 냉각속도가 2℃/s 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있으며, 15℃/s를 초과하는 경우에는 MA, 베이나이트 등의 경조직이 다량 형성되어 인성이 저하될 수 있다.
한편, 본 발명에서는 보다 충분한 시효충격보증온도를 얻기 위하여 상기 미재결정역 압연 후, 상기 냉각을 실시하지 않아도 무방하다. 다만, 이 경우에는 인장강도가 약간 하락할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 마련한 후, 연속주조를 이용하여 강 슬라브를 제조하였다. 상기 강 슬라브를 하기 표 2에 기재된 조건으로 재가열한 뒤, 열간압연하고, 냉각함으로써 후강판을 제조하였다. 이와 같이 제조된 후강판에 대하여 미세조직과 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn P* S* Al Ti Cu Ni Nb N* Ca* Cr Mo
발명강1 0.078 0.203 1.47 77 17 0.023 0.012 0.25 0.63 0.012 35 16 0.008 0.0007
발명강2 0.079 0.205 1.46 84 19 0.028 0.013 0.26 0.63 0.012 38 12 0.009 0.0009
발명강3 0.065 0.213 1.56 75 20 0.022 0.0098 0.26 0.57 0.021 37 15 0.008 0.0008
발명강4 0.072 0.168 1.51 65 21 0.018 0.01 0.25 0.67 0.018 35 14 0.008 0.0009
비교강1 0.105 0.198 1.48 84 18 0.025 0.011 0.27 0.61 0.023 41 12 0.008 0.0008
비교강2 0.068 0.224 1.58 82 17 0.021 0.0099 0.26 0.51 0.019 90 16 0.009 0.0009
비교강3 0.079 0.210 1.55 75 16 0.022 0.012 0.25 0.59 0.021 38 15 0.026 0.0009
비교강4 0.08 0.215 1.56 83 19 0.024 0.011 0.24 0.58 0.022 37 14 0.008 0.007
P*, S*, N*, Ca*는 ppm 단위임.
구분 강종No. 재가열온도(℃) 재결정역 압연시 패스수 미재결정역 압연시작온도(℃) 미재결정역 압연 종료온도(℃) 미재결정역 압연시 압하량(%) 냉각종료온도(℃) 냉각속도(℃/s)
발명예1 발명강1 1107 - 835 764 100 422 6.8
발명예2 발명강2 1110 - 845 762 100 384 7.9
발명예3 발명강3 1114 2 840 758 91 446 6.3
발명예4 발명강4 1112 2 853 759 90 451 7.1
발명예5 발명강1 1123 - 849 758 100 - -
비교예1 발명강4 1123 8 851 764 50 398 6.9
비교예2 비교강1 1109 - 832 755 100 368 8.6
비교예3 비교강2 1116 - 841 754 100 406 7.3
비교예4 비교강3 1118 - 852 751 100 415 6.8
비교예5 비교강4 1114 - 850 756 100 425 7.1
단, 상기 미재결정역 압연시 압하량은 재결정역 압연시 압하량과 미재결역 압연시 압하량의 합에 대한 비율임.
구분 페라이트 결정립평균크기(㎛) 페라이트결정립최대크기(㎛) 페라이트분율(면적%) 잔부조직분율(면적%) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) 충격인성(@-60℃, J) 변형시효충격인성(@-40℃, J) 변형시효충격인성(@-60℃, J)
발명예1 7.5 15 95.6 4.4 375 645 34 268 205 164
발명예2 8.8 18 96.2 3.8 379 656 34 245 221 184
발명예3 9.1 16 95.7 4.3 384 586 35 210 186 121
발명예4 8.4 14 96.1 3.9 388 574 36 206 148 142
발명예5 9.6 18 95.7 4.3 421 522 36 312 252 202
비교예1 24 42 78.6 21.4 382 633 30 154 86 22
비교예2 9.6 19 84.2 15.8 392 643 31 98 24 18
비교예3 8.7 18 95.2 4.8 376 634 30 84 26 15
비교예4 9.4 17 91.4 8.6 412 635 29 58 22 8
비교예5 9.2 19 93.4 6.6 409 645 28 68 18 8
단, 상기 잔부조직은 시멘타이트 및 MA 중 1종 이상을 의미함.
상기 표 1 내지 3을 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 페라이트의 결정립 평균 크기가 10㎛ 이하이면서도, 페라이트의 분율을 95면적% 이상 확보함으로써 항복강도가 350MPa 이상, 인장강도가 450MPa 이상, -60℃에서의 충격인성이 200J 이상 및 -60℃에서의 변형시효 충격인성이 100J 이상임을 확인할 수 있다. 반면, 본 발명의 합금조성 또는 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 3의 경우에는 본 발명이 얻고자 하는 수준의 변형시효 충격인성을 확보하고 있지 않음을 알 수 있다.
발명예 1 및 2는 합금조성을 만족하면서, 재결정역 압연을 실시하지 않고, 미재결정역 압연만을 실시한 경우로서, 미세한 미세조직과 우수한 기계적 물성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
발명예 3 및 4는 합금조성을 만족하면서 제품폭 제어를 위한 2패스의 재결정역 압연을 실시한 뒤, 미재결정역 압연을 실시한 경우로서, 미세한 미세조직과 우수한 기계적 물성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
발명예 5는 합금조성을 만족하면서, 미재결정력 압연만을 실시하고, 수냉은 실시하지 않은 경우로서, 수냉을 실시한 경우에 비하여 강도는 다소 낮지만 우수한 변형시효충격 특성을 확보하고 있음을 알 수 있다.
반면, 비교예 1은 본 발명의 합금조성은 만족하나, 재결정역 압연을 8 패스로 행한 경우로서, 통상의 TMCP 공정을 적용한 경우이다. 비교예 1의 경우 페라이트 결정립의 조대화로 인해 저온 변형시효 충격인성이 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 2 및 3은 각각 C 및 N의 함량이 본 발명의 조건을 초과하는 경우로서, 저온 변형시효 충격인성이 낮은 수준임을 알 수 있으며, 이는 침입형 원소인 C 및 N가 전위에 고착되어 인성을 저하시킨 것으로 사료된다. 특히, 비교예 2의 경우에는 C 과첨가에 의한 펄라이트 증가로 때문에 충격인성이 열화된 것을 알 수 있다.
비교예 4 및 5는 각각 Cr 및 Mo가 본 발명의 조건을 초과하는 경우로서, 본 발명의 제조조건을 만족하고 있음에도 불구하고, 저온 변형시효 충격인성이 낮은 수준임을 알 수 있다. 이는 강력한 카바이드 형성원소인 Mo, Cr의 영향으로 페라이트의 분율이 감소하고 경질상의 증가로 인한 것으로 사료된다.
도 1은 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건을 만족하는 발명예 1의 경우에는 미세조직의 결정립이 미세한 것을 확인할 수 있다.
도 2는 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건을 벗어나는 비교예 1의 경우에는 미세조직의 결정립이 조대한 것을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.35% 이하(0은 제외), Ni: 0.05~0.8%, Nb: 0.003~0.03%, N: 0.002~0.008%, Ca: 0.0002~0.0050%, Cr: 0.009% 이하, Mo: 0.0009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하인 페라이트를 95면적% 이상 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트는 폴리고날 페라이트 및 침상형 페라이트로 구성되는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트는 결정립의 최대 크기가 20㎛ 이하인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은 시멘타이트 및 MA 중 1종 이상을 5면적% 이하 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 후강판은 40mm 이상의 두께를 갖는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 후강판은 항복강도가 350MPa 이상, 인장강도가 450MPa 이상, -60℃에서의 충격인성이 200J 이상 및 -60℃에서의 변형시효 충격인성이 100J 이상인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판.
  7. 중량%로, C: 0.04~0.1%, Si: 0.05~0.4%, Mn: 1.0~2.0%, P: 0.01% 이하, S: 0.003% 이하, Al: 0.015~0.04%, Ti: 0.005~0.02%, Cu: 0.35% 이하(0은 제외), Ni: 0.05~0.8%, Nb: 0.003~0.03%, N: 0.002~0.008%, Ca: 0.0002~0.0050%, Cr: 0.009% 이하, Mo: 0.0009% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1020~1150℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 5패스 이하(0패스를 포함)로 재결정역 압연하여 바를 얻는 단계; 및
    상기 바를 Ar3 이상에서 미재결정역 압연하여 열연강재를 얻는 단계를 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 미재결정역 압연시 압하량은 상기 재결정역 압연시 압하량과 미재결역 압연시 압하량의 합의 90% 이상(100%를 포함)인 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판의 제조방법.
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 미재결정역 압연하는 단계 후, 상기 열연강재를 2~15℃/s의 냉각속도로 300~500℃까지 냉각하는 단계를 추가로 포함하는 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판의 제조방법.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102218423B1 (ko) * 2019-08-23 2021-02-19 주식회사 포스코 저온인성 및 ctod 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법
CN114746568A (zh) * 2019-12-06 2022-07-12 株式会社Posco 具有良好的低温冲击韧性的正火热处理钢板及其制造方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113088834B (zh) * 2021-02-26 2022-12-09 舞阳钢铁有限责任公司 一种高品质海上石油建设用钢板及其生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20090070485A (ko) * 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 모재 ｃｔｏｄ특성이 우수한 고강도 고인성 후강판 및 그제조방법
KR20100040233A (ko) * 2008-10-09 2010-04-19 삼성전자주식회사 피어-투-피어 네트워크를 통한 방송 데이터 송수신 방법 및장치
KR20110130974A (ko) * 2010-05-28 2011-12-06 현대제철 주식회사 변형시효 충격 특성이 우수한 인장강도 400㎫급 후판 제조방법
JP2012229470A (ja) * 2011-04-26 2012-11-22 Kobe Steel Ltd 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法
KR20170075851A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59200723A (ja) * 1983-04-26 1984-11-14 Nippon Steel Corp 靭性のすぐれた高張力鋼板の製造方法
JP2662485B2 (ja) * 1991-11-26 1997-10-15 新日本製鐵株式会社 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法
JP3314295B2 (ja) * 1995-04-26 2002-08-12 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法
KR20030021965A (ko) * 2001-09-10 2003-03-15 주식회사 포스코 극저온 충격인성이 우수한 라인파이프용 열연강판 및 그제조방법
KR100544638B1 (ko) * 2001-12-24 2006-01-24 주식회사 포스코 항복강도 및 저온 파괴정지 특성이 우수한 후판강관구조용 강재의 제조방법
JP4788146B2 (ja) * 2004-03-09 2011-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 耐時効性に優れた低ｙｒ型電縫溶接鋼管用熱延鋼板とその製造方法
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
CN1995430A (zh) * 2006-12-25 2007-07-11 广东韶钢松山股份有限公司 一种改善钢板的低温韧性和应变时效低温韧性的方法
ES2402548T3 (es) * 2007-12-04 2013-05-06 Posco Lámina de acero con alta resistencia y excelente dureza a baja temperatura y método de fabricación de la misma
JP5234951B2 (ja) * 2008-11-21 2013-07-10 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法
JP5272759B2 (ja) * 2009-02-02 2013-08-28 新日鐵住金株式会社 厚鋼板の製造方法
RU2496904C1 (ru) * 2009-09-30 2013-10-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высокой ударной вязкостью, и способ ее изготовления
KR20120026641A (ko) * 2009-11-20 2012-03-19 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 선체용 후강판 및 그 제조 방법
JP5459166B2 (ja) * 2010-09-28 2014-04-02 新日鐵住金株式会社 氷海構造物用鋼板
JP5739225B2 (ja) * 2011-05-17 2015-06-24 大阪瓦斯株式会社 エンジン発電装置とその運転方法
JP5782827B2 (ja) * 2011-05-24 2015-09-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法
CN102304670A (zh) * 2011-09-22 2012-01-04 首钢总公司 一种具有-40℃应变时效高韧性钢板及其生产方法
CN102400043B (zh) * 2011-11-10 2013-09-25 舞阳钢铁有限责任公司 一种大厚度海洋工程用钢板
JP5720612B2 (ja) * 2012-03-30 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 成形性及び低温靭性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5732017B2 (ja) * 2012-10-03 2015-06-10 株式会社神戸製鋼所 歪時効前後の靭性変化が少ない厚鋼板
KR101482359B1 (ko) * 2012-12-27 2015-01-13 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
WO2015151469A1 (ja) * 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 耐歪時効特性及び耐ｈｉｃ特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管
CN104789892B (zh) * 2015-03-20 2017-03-08 宝山钢铁股份有限公司 具有优异低温冲击韧性的低屈强比高强韧厚钢板及其制造方法
JP2017082267A (ja) * 2015-10-26 2017-05-18 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板
KR101758484B1 (ko) * 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
JP6601286B2 (ja) * 2016-03-15 2019-11-06 日本製鉄株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20090070485A (ko) * 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 모재 ｃｔｏｄ특성이 우수한 고강도 고인성 후강판 및 그제조방법
KR20100040233A (ko) * 2008-10-09 2010-04-19 삼성전자주식회사 피어-투-피어 네트워크를 통한 방송 데이터 송수신 방법 및장치
KR20110130974A (ko) * 2010-05-28 2011-12-06 현대제철 주식회사 변형시효 충격 특성이 우수한 인장강도 400㎫급 후판 제조방법
JP2012229470A (ja) * 2011-04-26 2012-11-22 Kobe Steel Ltd 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法
KR20170075851A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3696287A4
VK HEIKKINENJD BOYD, CANADIAN METALLURGICAL QUARTERLY, vol. 15, no. 3, 1976, pages 219

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102218423B1 (ko) * 2019-08-23 2021-02-19 주식회사 포스코 저온인성 및 ctod 특성이 우수한 박물 강재 및 그 제조방법
EP4019655A4 (en) * 2019-08-23 2023-09-13 Posco THIN STEEL PLATE EXHIBITING EXCELLENT LOW TEMPERATURE STRENGTH AND CTOD PROPERTIES AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
CN114746568A (zh) * 2019-12-06 2022-07-12 株式会社Posco 具有良好的低温冲击韧性的正火热处理钢板及其制造方法

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