WO2019107700A1 - 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2019107700A1
WO2019107700A1 PCT/KR2018/008579 KR2018008579W WO2019107700A1 WO 2019107700 A1 WO2019107700 A1 WO 2019107700A1 KR 2018008579 W KR2018008579 W KR 2018008579W WO 2019107700 A1 WO2019107700 A1 WO 2019107700A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
temperature
ferrite
pearlite
Prior art date
Application number
PCT/KR2018/008579
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
엄경근
김대우
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 JP2020529743A priority Critical patent/JP7197582B2/ja
Priority to EP18883591.2A priority patent/EP3719162A4/en
Priority to CN201880077488.4A priority patent/CN111492083B/zh
Publication of WO2019107700A1 publication Critical patent/WO2019107700A1/ko

Links

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel material used for a plant facility for mining, processing, transporting, storing crude oil, and shipbuilding offshore structures and a method of manufacturing the same. More particularly, High strength steel and a method of manufacturing the same.
  • a high strength normalized steel material has been proposed as an example of a plant facility for mining, processing, transporting and storing crude oil and shipbuilding offshore structures.
  • the increase of the pearlite fraction by the addition of C or the addition of solid solution strengthening elements such as Cu and Mo and the generation of carbonitride precipitates by the simple addition of Nb and V are utilized.
  • the amount of C added and the amount of the solid solution strengthening component are increasing for securing strength.
  • the increase of the amount of C increases the pearlite fraction and also causes the pearlite to appear as banded streucture, thereby facilitating propagation of the hydrogen organic crack, .
  • Addition of solid solution strengthening components such as Cu, Ni, and Mo has an effect of increasing the strength, but it causes surface cracks due to the red-hot brittleness or causes a significant decrease in economic efficiency due to high cost.
  • the conventional method has a problem that it is difficult to secure the high strength of the normalized steel, the excellent impact toughness at low temperature, and the excellent hydrogen organic crack prevention property.
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a high strength steel excellent in hydrogen organic cracking resistance (HIC characteristic) and low temperature impact toughness.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method for producing a high strength steel excellent in hydrogen organic cracking resistance (HIC characteristic) and low temperature impact toughness.
  • HIC characteristic hydrogen organic cracking resistance
  • a ferritic stainless steel comprising 0.02 to 0.12% of C, 0.02 to 0.60% of Si, 0.6 to 1.6% of Mn, 0.020% 0.001 to 0.6% of Cu, 0.005 to 1.0% of Ni, 0.005 to 0.5% of Cr, 0.01 to 0.3% of Mo, 0.01 to 0.3% of Mo, 0.001 to 0.10 of Ti (excluding 0% 0.001 to 0.06% of N, 0.001 to 0.10% of N, 0.001 to 0.006% of N, 0.0002 to 0.0060% of Ca and the balance of Fe and other unavoidable impurities, and (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo ) Is not less than 0.05%, (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) / C is not less than 0.8, and at least one of ferrite and the remaining pearlite, cementite and MA (martensite-austenite composite phase) , Wherein the percentage of the percentage of the percentage of the percentage of the percentage of the percentage of
  • a steel sheet comprising, by weight%, 0.02 to 0.12% of C, 0.02 to 0.60% of Si, 0.6 to 1.6% of Mn, 0.001 to 0.6% of Cu, 0.005 to 1.0% of Ni, 0.005 to 0.5% of Cr, 0.01 to 0.3% of Mo, 0.001 to 0.3% of Ti, (Ti + V + 0.5Nb + 0.5) containing 0.10% of Nb, 0.001 to 0.06% of N, 0.001 to 0.10% of V, 0.001 to 0.006% of N, 0.0002 to 0.0060% of Ca, and the balance of Fe and other unavoidable impurities.
  • Mo of not less than 0.05% and (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) / C of not less than 0.8 to a temperature of 1080 to 1300 ⁇ ⁇ ;
  • the slabs being reheated as described above are controlled and rolled to obtain a hot-rolled steel sheet at a rolling finish temperature of 850 ° C or higher;
  • the method may further include a step of subjecting the steel material, which has been heat-treated according to the normalizing heat-treating step, to tempering treatment at 500 ° C or more for 10 minutes or more.
  • FIG. 2 is a microstructure photograph of a steel material (Inventive Example 1) produced according to the present invention.
  • Example 3 is a photograph showing the distribution of precipitates of a steel material produced according to a conventional method (Comparative Example 3).
  • One of the main concepts of the present invention is to maximize the fraction of fine ferrite and ensure that the hard phase such as cementite, pearlite and MA phase, which are unfavorable microstructures, has a minimum microstructure in order to secure both HIC propagation resistance and strength.
  • the hard phase such as cementite, pearlite and MA phase, which are unfavorable microstructures
  • it is necessary to reduce the amount of ferrite produced during cooling in order to produce nano-sized fine precipitates in the ferrite crystal grains by hot rolling (controlled rolling) and water cooling (HIC characteristic), low-temperature impact toughness and strength at the same time by finely controlling the crystal grain size by fine ferrite and precipitate.
  • One of the main concepts of the present invention is to maximize the fraction of fine ferrite and ensure that the hard phase such as cementite, pearlite and MA phase, which are unfavorable microstructures, has a minimum microstructure in order to secure both HIC propagation resistance and strength.
  • the hard phase such as cementite, pearlite and MA phase, which are unfavorable microstructures
  • it is necessary to reduce the amount of ferrite produced during cooling in order to produce nano-sized fine precipitates in the ferrite crystal grains by hot rolling (controlled rolling) and water cooling (HIC characteristic), low-temperature impact toughness and strength at the same time by finely controlling the crystal grain size by fine ferrite and precipitate.
  • the content of C is controlled to be lower than 0.12% so that the content of C is lower than that of the conventional method,
  • the cooling conditions after hot rolling are controlled so that fine precipitates of 100 nm or less are present in the ferrite powder at 0.03% by weight or more
  • the growth is suppressed after the austenite is formed during the normalizing heat treatment so that the ferrite grains Cementite and MA phase, which is a structure disadvantageous to the low-temperature toughness and the hydrogen-organic crack-preventing property, is controlled to be 10% or less, and a large amount of fine precipitates are controlled not only to increase the strength It also acts as a fixation site for absorbed hydrogen
  • the stars (in the HIC characteristic) and the low-temperature impact toughness to provide an excellent high-strength steel and a method of manufacturing the same.
  • a high strength steel material excellent in hydrogen organic cracking resistance (HIC characteristic) and low temperature impact toughness comprises 0.02 to 0.12% of C, 0.02 to 0.60% of Si, 0.6 to 1.6% of Mn, , P: not more than 0.020% (excluding 0%), S: not more than 0.003% (excluding 0%), Sol.Al: 0.002 to 0.060%, Cu: 0.005 to 0.6% 0.001 to 0.5%, Mo: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.001 to 0.10%, Nb: 0.001 to 0.06%, V: 0.001 to 0.10%, N: 0.001 to 0.006% (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) / C of not less than 0.8, and the ferrite and the remaining pearlite , Cementite and MA (martensite-austenite composite phase), wherein the fraction of the ferrite is at least 90% (excluding 100%) by area%, and the pearlite, cementite and MA (marten
  • C is generally added to form a pearlite, cementite or MA phase to secure tensile strength.
  • C is added as an important element for forming fine precipitates of 100 nm or less, and its content is 0.02 To 0.12%.
  • the content of C is less than 0.02%, the fraction of the carbonitride precipitates and the fraction of pearlite and the like are lowered and the tensile strength of the base phase may be lowered.
  • the content is more than 0.12%, a hard phase such as pearlite is excessively generated, So that the impact resistance at low temperature as well as hydrogen organic cracking resistance can be lowered.
  • the content of C is 0.03 to 0.10%, and the content of C is more preferably 0.05 to 0.08%.
  • Si is an element to be added for the purpose of strengthening solubility with deoxidation and desulfurization effect, and is preferably added in an amount of 0.02% or more for securing the yield strength and tensile strength.
  • the Si content is preferably limited to 0.02 to 0.60%. More preferably, the content of Si is 0.05 to 0.45%, and the content of Si is more preferably 0.05 to 0.35%.
  • Mn is an element having a large strength increasing effect by solid solution strengthening, and is preferably added in an amount of 0.6% or more.
  • Mn is added excessively, segregation becomes serious in the thickness direction center portion of the steel sheet, and at the same time, formation of MnS as a non-metallic inclusion is promoted together with segregated S.
  • the MnS inclusions produced in the center portion are stretched by the subsequent rolling, and as a result, the low temperature toughness and the hydrogen organic cracking resistance are greatly reduced, so that the content of Mn is preferably limited to 1.6% or less.
  • a more preferable content of Mn is 0.8 to 1.45%, and a more preferable content of Mn is 1.1 to 1.3%.
  • P has an effect of increasing strength at the time of addition, but it is better to manage as low as possible because it is an element that especially lowers the low-temperature toughness by grain segregation in heat-treated steel.
  • it is expensive to remove it excessively in the steelmaking process, so it is desirable to limit it to less than 0.020% (excluding 0%).
  • S is considered to be a typical factor for promoting the generation and propagation of hydrogen-induced cracks as well as deteriorating the low-temperature toughness by forming MnS inclusions mainly in the thickness direction center of the steel sheet by bonding with Mn. Therefore, in order to secure hydrogen organic cracking resistance, S should be removed as much as possible in the steelmaking process, but excessive cost may be required, so it is preferable to limit the S to 0.003% or less. The more preferable content of S is 0.001% or less.
  • Al is added as a strong deoxidizer in the steelmaking process, and when added alone or in combination, more than 0.002% should be added to obtain the maximum effect.
  • the content of Al is preferably limited to 0.002 to 0.06%. More preferred Sol.
  • the content of Al is 0.005 to 0.04%, and the more preferred Sol.
  • the content of Al is 0.01 to 0.025%.
  • Cu is a component added because it has an effect of significantly improving the strength by solidification and precipitation and has an effect of suppressing corrosion in a wet hydrogen sulfide atmosphere. Excessive addition of Cu causes cracks on the surface of the steel sheet, and it is preferable that the content of Cu is limited to 0.005 to 0.6% from the viewpoint of economy as an expensive element . More preferably, the content of Cu is 0.02 to 0.4%, and the content of Cu is more preferably 0.05 to 0.3%.
  • Ni has little effect of increasing the strength, but is effective in improving the low-temperature toughness.
  • Cu when added, it has an effect of suppressing surface cracking due to selective oxidation occurring at reheating of the slab.
  • Ni is added to obtain such an effect, and Ni is also an expensive element, and its content is preferably limited to 0.005 to 1.0% from the viewpoint of economy. More preferably, the content of Ni is 0.02 to 0.5%, and the content of Ni is more preferably 0.05 to 0.3%.
  • the content of Cr is preferably limited to 0.5% or less. More preferably, the content of Cr is 0.01 to 0.4%, and the content of Cr is more preferably 0.02 to 0.2%.
  • Mo is generally an element effective for prevention of strength drop during tempering or post-welding heat treatment like Cr, and has an effect of preventing toughness deterioration due to intergranular segregation of impurities such as P and the like.
  • Mo has an effect of greatly increasing the strength by generating nano-sized carbonitride, and in order to obtain such effect, at least 0.01% is added.
  • Mo when Mo is added in an amount of more than 0.3%, the curing ability is excessively increased to promote a light image which deteriorates toughness and hydrogen organic cracking resistance, so that the content thereof is preferably limited to 0.01 to 0.3% Do.
  • a more preferable content of Mo is 0.02 to 0.2%, and a more preferable content of Mo is 0.05 to 0.15%.
  • the effect of increasing the nano-sized carbonitride greatly increases. It is added in an amount of 0.001% or more, but when it is added in an amount exceeding 0.10%, it is present as a precipitate of coarse TiN hexagonal body, But also as a starting point for hydrogen organic cracking. Therefore, it is preferable to limit the content of Ti to 0.10% or less. More preferably, the content of Ti is 0.002 to 0.05%, and the content of Ti is more preferably 0.005 to 0.03%.
  • Nb is dissolved in the austenite during the reheating of the slab to increase the hardenability of the austenite and precipitate as a carbonitride which matches with the matrix at high temperature during hot rolling to inhibit recrystallization and to make the final microstructure fine. Further, there is an effect of generating a fine precipitate having a size of 100 nm or less even after being transformed after cooling, thereby greatly increasing the strength.
  • Nb is added in an excessively large amount, coarse precipitates are easily formed in the center of the thickness direction, and the hardenability of the welded portion is increased more than necessary to lower the low temperature toughness and the crack resistance of hydrogen organic cracking.
  • the content of Nb is 0.002 to 0.05%, and the content of Nb is more preferably 0.005 to 0.04%.
  • V 0.001 to 0.10%
  • V is almost completely reheated when the slab is reheated, and there is almost no strengthening effect due to precipitation or solidification in the rolling state, but there is an effect of improving the strength by precipitating very fine carbonitride during tempering or post-welding heat treatment.
  • the content of V is preferably 0.001 to 0.10% because of the high cost. More preferably, the content of V is 0.001 to 0.06%, and the content of V is more preferably 0.005 to 0.02%.
  • N may form precipitates together with added Nb, Ti, Mo and V to refine the crystal grains of the steel to improve the strength and toughness of the base material.
  • N when added excessively, N is present in a surplus atomic state and promotes embrittlement at high temperatures .
  • the reusable fraction of carbonitride is reduced during reheating of the slab, which causes the amount of fine precipitate, which is an important means of the present invention, to be greatly reduced. Accordingly, it is preferable that the content of N is limited to 0.001 to 0.006% in consideration of the contents of Nb, V, Mo and Ti and the reheating temperature of the slab. More preferably, the content of N is 0.002 to 0.005%, and the content of N is more preferably 0.002 to 0.0045%.
  • Ca is preferably added in an amount of 0.0002% or more in order to sufficiently form added S into CaS.
  • the upper limit of the Ca content is preferably limited to 0.0060%. More preferably, the content of Ca is 0.0005 to 0.0060%, and the content of Ca is more preferably 0.001 to 0.0025%.
  • the reason for limiting the contents of Ti, Nb, V and Mo, which are elements forming denitrified precipitates, to the above formula is that the nano-sized fine precipitates are sufficiently generated in the normalizing heat treatment to suppress the growth of austenite,
  • the content of these elements must be added at a certain level or more because the effect of not only fineening but also increasing the strength greatly due to the fine precipitate itself.
  • a fine precipitate can be sufficiently generated only when the ratio of carbon to carbon, which is an important constituent element of the carbonitride, is high.
  • (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) be 0.05% or more and (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) / C be 0.8 or more.
  • a high strength steel excellent in hydrogen organic cracking resistance (HIC characteristic) and low temperature impact toughness is composed of ferrite as a microstructure and one of the remaining pearlite, cementite and MA (martensite- austenite composite phase) , wherein the fraction of the ferrite is at least 90% (excluding 100%) by area%, and the total fraction of the pearlite, cementite and MA (martensite-austenite composite phase) is at least 10% And a fine carbonitride precipitate having an average size of 100 nm or less is present in an amount of 0.03% or more by weight in the ferrite structure, and the average crystal grain size of the ferrite structure is 20 ⁇ or less.
  • HIC characteristic hydrogen organic cracking resistance
  • MA martensite- austenite composite phase
  • Said steel being at least 90% (excluding 100%) of ferrite; And the remaining 10% or less of at least one of pearlite, cementite and MA (martensite-austenite composite phase).
  • the pearlite, cementite and MA are effective for improving the strength and particularly tensile strength of the steel sheet.
  • the pearlite, cementite and MA Impact toughness deteriorates at a low temperature, and in particular, it acts as a path for generation and propagation of hydrogen organic cracks, and the hydrogen organic cracking resistance may be deteriorated drastically. Therefore, it is preferable that the total fraction of at least one of the pearlite, cementite and MA (martensite-austenite composite phase) is limited to 10% or less by area%.
  • the pearlite may be present in a finely dispersed form that is not present in banded streutures and has a degree of orientation (Omega 12) defined in ASTM E1268 of 0.1 or less.
  • the finely dispersed pearlite is between the fine ferrites.
  • the steel material is produced by a steel material manufacturing method including a normalizing heat treatment step.
  • the fraction of ferrite, pearlite, cementite and MA in the microstructure after the normalizing heat treatment of the steel is increased by 10% or less compared to that before the normalizing heat treatment , Pearlite decreased by less than 10%, cementite increased by less than 5%, and MA decreased by less than 3%.
  • a fine carbonitride precipitate having an average size of 100 nm or less is present in an amount of 0.03% by weight or more.
  • the mean grain size of the ferrite structure is 20 mu m or less.
  • the steel may have a tensile strength of at least 485 MPa, an impact absorption energy value of at least 120 J at -40 DEG C, and a longitudinal crack ratio (CLR) of 5% or less in HIC evaluation.
  • CLR longitudinal crack ratio
  • the steel may have a thickness of 6 to 133 mm.
  • a method for producing a high strength steel excellent in hydrogen organic cracking resistance (HIC characteristic) and low temperature impact toughness comprises 0.02 to 0.12% of C, 0.02 to 0.60% of Si, (Excluding 0%), S: 0.003% or less (excluding 0%), Sol.Al: 0.002-0.60%, Cu: 0.005-0.6%, Ni: 0.005-1.0 0.001 to 0.10% of N, 0.001 to 0.006% of N, 0.001 to 0.006% of Ca, 0.001 to 0.5% of Cr, 0.01 to 0.3% of Mo, 0.001 to 0.10% (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) / C of 0.8 or more and (Ti + V + 0.5Nb + 0.5Mo) of 0.05% or more and a balance of Fe and other unavoidable impurities, ≪ / RTI >
  • the slabs being reheated as described above are controlled and rolled to obtain a hot-rolled steel sheet at a rolling finish temperature of 850 ° C or higher;
  • the slab having the above composition is reheated at 1080 to 1300 ⁇ ⁇ .
  • the slab reheating temperature is preferably limited to 1080 to 1300 ° C.
  • a more preferable slab reheating temperature is 1150 to 1280 ⁇ ⁇ .
  • the reheated slab is controlled and rolled to a hot rolled steel material at a rolling finish temperature of 850 DEG C or higher.
  • the rolling is terminated at an excessively high temperature and the effect of grain refinement is small. Further, when the rolling is controlled to an excessively low temperature, reused Nb and the like are precipitated as carbonitride, The size of the deposited precipitates is so large that the effect of suppressing the austenite crystal growth during normalization is greatly reduced. Also, the coarse complex inclusions generated in the refining process must accommodate the deformation due to rolling as the steel sheet is increased in strength as the rolling temperature is lowered, thereby separating the inclusions into small-sized inclusions or elongating the amorphous inclusions. Such an elongated or segmented inclusion is a direct cause of generation and propagation of hydrogen organic cracks.
  • the rolling finish temperature it is preferable to limit the rolling finish temperature to 850 DEG C or more.
  • a more preferable rolling finish temperature is 850 to 1050 ⁇ ⁇ .
  • the rolling finish temperature may be Ar 3 + 70 ° C to Ar 3 + 270 ° C.
  • the hot-rolled steel may have a thickness of 6 to 133 mm.
  • the hot-rolled steel is water-cooled to a cooling termination temperature of 550 to 750 ° C and then air-cooled.
  • Control cooling is performed by water-cooling and air-cooling the controlled-rolled steel as described above.
  • water cooling is performed after controlled rolling, most of the generation of ferrite at high temperature during the water cooling can be largely prevented, and the effect of miniaturizing is generated at a lower temperature than when air is cooled.
  • the cooling is terminated within the range of 550 to 750 ° C, fine carbonitride is produced at the same time as the ferrite is produced.
  • the precipitate produced at this time is as fine as 100 nm or less. If the cooling termination temperature exceeds 750 ° C, ferrite is produced at high temperature and becomes coarse, and precipitates are formed coarsely, and the effect is greatly reduced.
  • the cooling termination temperature of the control cooling is limited to 550 to 750 ⁇ ⁇ in consideration of the components and rolling conditions.
  • the more preferable cooling end temperature is 580 to 670 ⁇ .
  • the steel after controlled cooling has a microstructure in which the ferrite is 90% or more (excluding 100%) and the total fraction of at least one of pearlite, cementite and MA phase is 10% or less, 0.03% by weight or more of the precipitate may be present.
  • the cooled steel material is maintained at a temperature of 850 to 950 ⁇ for 1.3 * t [t is the steel sheet thickness (mm)] + (5 to 60 minutes), followed by air cooling and normalizing heat treatment.
  • the holding temperature is lower than 850 ⁇ , it is difficult to secure the strength because the solid solute elements are difficult to be reused. On the other hand, when the holding temperature is higher than 950 ⁇ , grain growth occurs and low temperature toughness is deteriorated.
  • the reason for limiting the holding time in the normalizing heat treatment is that if the holding time is shorter than the reference time, the homogenization of the tissue is difficult and the productivity is deteriorated if the holding time is longer than the reference time.
  • the holding time in the normalizing heat treatment is preferably limited to 1.3 * t [t is the steel sheet thickness (mm)] + (5 to 60 minutes).
  • the steel microstructure after the normalizing heat treatment is composed of ferrite; Cermetite and MA (martensite-austenite composite phase), wherein the percentage of the ferrite is 90% or more (excluding 100%) in area%, and the pearlite, cementite and MA Site-austenite composite phase) is 10% or less by area%, fine carbonitride precipitates of 100 nm or less are present in 0.03% or more by weight in the ferrite structure, and the average grain size of the ferrite structure The size may be 20 ⁇ m or less.
  • the percentage of ferrite, pearlite, cementite and MA in the steel microstructure after the normalizing heat treatment is increased by 10% or less, the pearlite is decreased by 10% or less, the cementite is decreased by 5% or less, 3% or less.
  • the normalized steel can be subjected to tempering treatment at 500 ° C or more for 10 minutes or more as necessary.
  • the tempering heat treatment can be carried out for the purpose of increasing toughness and strength at low temperatures.
  • the tempering temperature is preferably 500 ⁇ or higher. If the tempering temperature is lower than 500 ⁇ , the removal of the residual stress of the steel is not smooth or the desired fine precipitate is not generated. When the tempering heat treatment time is less than 10 minutes, generation of precipitates is insignificant, and therefore, it is preferable to be limited to 10 minutes or more.
  • the fraction of ferrite in the microstructure of the steel can be increased by 3% or less by area%, and the total fraction of pearlite, cementite and MA (martensite-austenite composite phase) % ≪ / RTI >
  • the content of the carbonitride precipitates in the steel can be increased by 0.001 to 0.005% by weight.
  • the slabs having the steel compositions (chemical composition) shown in the following Table 1 were reheated under the manufacturing conditions shown in Table 2, and then the reheated slabs were controlled and rolled to obtain hot-rolled steel sheets having the thicknesses shown in Table 2, The steel was heat treated to produce a steel.
  • the inventive materials (a to c) are in conformity with the steel composition of the present invention, and the comparative materials (d to h) are out of the steel composition of the present invention.
  • the microstructure other than ferrite and pearlite is at least one of cementite and MA (martensite-austenite composite phase).
  • Fig. 1 is a microstructure photograph of Comparative Example 3
  • Fig. 2 is a microstructure photograph of Inventive Example 1
  • Fig. 3 is a precipitate distribution photograph of Comparative Example 3
  • Fig. 4 is a photograph of a precipitate distribution of Inventive Example 1.
  • the steel material (Inventive Example 1-3) produced according to the steel composition and manufacturing conditions of the present invention had a tensile strength of 485 MPa or more, a shock absorption energy value of 120 J or more at -40 ⁇ , (CLR) of less than 5%.
  • Such a steel material of the present invention is very effective for use as a steel material for shipbuilding, marine and pressure vessels.
  • Comparative Example 1 the composition satisfies the range of the invention, but since the reheating temperature of the slab is lower than the range of the invention, the coarse carbonitride precipitates produced during the slab production are not sufficiently reused and are produced as fine precipitates upon subsequent rolling and cooling The fraction is greatly decreased and the effect of increasing the strength after normalizing is hardly exhibited.
  • Comparative Example 2 also satisfies the range of the invention, but the cooling end temperature in the cooling step after rolling is lower than that of the invention, so that the rate at which the precipitate is produced becomes too slow, resulting in a failure to generate sufficient carbonitride. Even in this case, the strength after normalizing can not be sufficiently secured.
  • Comparative Example 3 is a conventional manufacturing method in which the component satisfies the scope of the invention but is not subjected to control cooling after rolling and is air-cooled. However, due to a too slow cooling rate, ferrite transformation is initiated at a high temperature to generate coarse ferrite But also the generation of fine precipitates is not sufficient. In this case, the final microstructure is not only coarse in the ferrite (white portion in the photograph) as shown in FIG. 1, but also in the form of pearlite (black portion in the photograph) containing a little MA structure, Toughness, and HIC characteristics are not sufficiently secured.
  • Comparative Example 4 shows a case where the added carbonitride generating elements are not sufficient. Even though all of the production conditions are within the range of the present invention, the amount of micro precipitates produced is not sufficient and sufficient strength can not be secured.
  • Comparative Example 5 shows a case where the addition amount of C exceeds the range of the present invention.
  • the content of C increases, the amount of carbonitride to be deposited increases, but when the ratio of C is higher than that of the alloying elements, the generated carbonitrides are formed to a great extent so that the ability to inhibit the growth of austenite during the subsequent normalizing is decreased , The effect of increasing the strength as a whole is also greatly reduced, and consequently, the toughness at the low temperature and the toughness at the low temperature are simultaneously deteriorated.
  • the addition amount of Mo exceeds the range of the present invention.
  • Mo is an important element to make fine precipitates, and at the same time, the molten Mo greatly increases the hardenability of the steel, thereby promoting the formation of residual austenite as a MA constituent during cooling after normalizing. As a result, the yield strength of the steel is lowered, the tensile strength is greatly increased, and the toughness at low temperature is significantly lowered.
  • Comparative Example 7 is a case where the added amount of Ti exceeds the range of the present invention.
  • Ti is the most important element for making fine precipitates, but when added excessively, precipitates are produced in a very coarse size, which acts as a starting point of fracture, resulting in a significant deterioration of toughness at low temperature and resistance to organic cracking .
  • Comparative Example 8 is a case where the addition amount of N exceeds the range of the present invention. However, if N is added excessively, the storage capacity of the crude carbonitride produced in slab manufacturing is greatly reduced even if the reheating temperature is increased. Therefore, even if the subsequent production conditions satisfy the range of the present invention, the fraction of the produced fine carbonitride is significantly lowered, so that a sufficient strengthening effect can not be obtained.
  • the steel material (Comparative Example 3) produced according to the conventional method has a banded structure of pearlite as shown in Fig. 1, whereas the steel material (Inventive Example 1) (Fig. 4) produced according to the present invention (Fig. 4) as well as the pearlite existed in a finely dispersed form without being present in the form of strips (Comparative Example 3 ) (Fig. 3). It can be seen that more fine precipitates are distributed.

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 발명은 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.60%, Mn: 0.6~1.6%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), Sol.Al: 0.002~0.060%, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ti: 0.001~0.10%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, N: 0.001~0.006%, Ca: 0.0002~0.0060%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상이고, 미세조직으로 페라이트;와 나머지 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)중 1종 이상을 포함하고, 상기 페라이트의 분율이 면적%로 90% 이상(100% 제외)이고, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율이 면적%로 10%이하이고, 상기 페라이트 조직내에 평균크기 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 중량%로 0.03% 이상으로 존재하고, 상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하인 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 원유를 채굴, 처리, 수송, 저장하는 플랜트 설비 및 조선해양 구조물 등에 사용되는 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
석유 자원의 고갈과 고유가로 인해서 점차 유황 등의 불순물 함량이 높은 저품질 원유의 생산이 크게 증가하고 있으며, 이에 따라 저 품위의 원유를 채굴, 처리, 수송, 저장하는 모든 플랜트 설비에 사용되는 강재도 원유 속의 유황성분에 의한 습윤 황화수소에 의한 크랙 발생(HIC: Hydrogen Induced Cracking) 이 억제하는 특성이 필수적으로 요구되고 있다.
또한 최근의 안전사고에 의한 환경오염이 전 지구적인 문제가 되고, 이를 복구하는데 천문학적인 비용이 소요됨에 따라서 에너지 산업에 사용되는 철강재의 요구특성의 수준이 점차 엄격해지는 추세에 있다.
원유를 채굴, 처리, 수송, 저장하는 플랜트 설비 및 조선해양 구조물 등의 소재의 일례로 고강도 노말라이징 강재가 제안되어 있다.
노말라이징 강재에서 고강도를 얻기 위한 방법으로는, C 첨가에 의한 펄라이트 분율의 증가 또는 Cu, Mo 등의 고용강화 원소의 첨가, 그리고 Nb, V 단순 첨가에 의한 탄질화 석출물의 생성을 활용하고 있다.
한편, 강재의 수소 유기 균열에 대한 저항성을 향상시키기 위한 방법으로는 수소의 집적 및 크랙의 개시점으로 작용할 수 있는 강재 내부의 개재물, 공극등의 내부 결함을 제어하는 방법, 크랙이 쉽게 발생 전파하는 펄라이트 등의 경화조직을 최소화 또는 그 형상을 제어하기 위해 강압연을 적용하는 방법 등이 널리 제안 및 사용되고 있다.
그러나, 필요한 강재의 강도 요구가 점차 증가함에 따라, 강도 확보를 위해서 C의 첨가량 이나 고용강화 성분의 첨가량이 증가되고 있는 실정이다. 그러나, C 첨가량의 증가는 펄라이트 분율을 증가시키고 또한, 펄라이트를 띠 형태(Banded streucture)로 나타나게 하여 수소유기 균열의 전파를 용이하게 할 뿐 아니라, 저온에서의 충격인성을 크게 저하시키는 원인이 되는 모순에 부딪치게 된다.
또한, Cu, Ni, Mo 등의 고용강화 성분의 첨가는 강도를 증가시키는 효과는 있으나, 적열취성에 의한 표면 크랙을 유발하거나 고가로 인해 경제성을 크게 저하시키는 원인이 된다.
또한, 석출물에 의한 강화효과를 얻기 위해 Nb, V을 과량으로 첨가하게 되면 용접부의 경화능을 기준이상으로 크게 증가시켜 용접부의 인성 저하 및 수소 유기 균열의 원인으로 작용하게 된다.
이와 같이, 종래의 방법으로는 노말라이징 강재의 고강도, 저온에서의 우수한 충격인성 그리고 우수한 수소 유기 균열 방지 특성을 동시에 확보하기가 어렵다는 문제점이 있다.
따라서, 고강도, 저온에서의 우수한 충격인성 및 우수한 수소 유기 균열 방지 특성을 동시에 갖는 노말라이징 강재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.60%, Mn: 0.6~1.6%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), Sol.Al: 0.002~0.060%, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ti: 0.001~0.10%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, N: 0.001~0.006%, Ca: 0.0002~0.0060%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상이고, 미세조직으로 페라이트;와 나머지 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)중 1종 이상을 포함하고, 상기 페라이트의 분율이 면적%로 90% 이상(100% 제외)이고, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율이 면적%로 10%이하이고, 상기 페라이트 조직내에 평균 크기 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 중량%로 0.03% 이상 존재하고, 상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하인 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재가 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.60%, Mn: 0.6~1.6%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), Sol.Al: 0.002~0.060%, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ti: 0.001~0.10%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, N: 0.001~0.006%, Ca: 0.0002~0.0060%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상인 슬라브를 1080~1300℃로 재가열하는 단계;
상기와 같이 재가열된 슬라브를 압연종료온도가 850℃ 이상이 되는 조건으로 제어압연하여 열연강재를 얻는 단계;
상기 열연강재를 550~750 ℃의 냉각 종료온도로 수냉한 다음, 공냉하는 제어냉각 단계; 및
상기와 같이 냉각된 강재를 850~950℃에서 1.3*t [t는 강판두께(mm)] + (5~60분) 동안 유지한 다음, 공냉하는 노말라이징 열처리 단계; 를 포함하는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법이 제공된다.
상기 노말라이징 열처리하는 단계에 따라 열처리된 강재를 500℃ 이상에서 10분 이상 템퍼링 열처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 측면에 의하면, 원유를 채굴, 처리, 수송, 저장하는 플랜트 설비, 조선해양 구조물 및 압력용기 등에 유효하게 적용될 수 있는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재를 제공할 수 있다.
도 1 은 종래방법에 따라 제조된 강재(비교예3)의 미세조직 사진이다.
도 2 는 본 발명에 따라 제조된 강재(발명예 1)의 미세조직 사진이다.
도 3 은 종래방법에 따라 제조된 강재(비교예3)의 석출물 분포를 나타내는 사진이다.
도 4 는 본 발명에 따라 제조된 강재(발명예 1)의 석출물 분포를 나타내는 사진이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다.
그러나, 본 발명의 실시 형태는 당해 기술 분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
또한, 본 발명의 실시 형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다.
덧붙여, 명세서 전체에서 어떤 구성요소를 '포함'한다는 것은 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있다는 것을 의미한다.
본 발명의 주요 개념 중의 하나는 HIC 전파 저항성과 강도를 동시에 확보하기 위해 미세한 페라이트의 분율을 최대화 하고 불리한 미세조직인 시멘타이트, 펄라이트 및 MA상 등의 경질상이 최소한으로 구성된 미세조직을 갖도록 한 것으로서, 이를 얻기 위하여 열간압연(제어압연)과 수냉각(제어냉각)에 의해 페라이트 결정립 내에 나노 크기의 미세한 석출물을 생성시켜 이후의 노말라이징 열처리시에 오스테나이트의 생성 이후 성장을 크게 억제하여 냉각 중에 생성되는 페라이트의 결정립 크기를 미세하게 제어하여 미세한 페라이트와 석출물에 의해 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성), 저온 충격인성 및 강도를 동시에 향상시키고자 하는 것이다.
본 발명의 주요 개념 중의 하나는 HIC 전파 저항성과 강도를 동시에 확보하기 위해 미세한 페라이트의 분율을 최대화 하고 불리한 미세조직인 시멘타이트, 펄라이트 및 MA상 등의 경질상이 최소한으로 구성된 미세조직을 갖도록 한 것으로서, 이를 얻기 위하여 열간압연(제어압연)과 수냉각(제어냉각)에 의해 페라이트 결정립 내에 나노 크기의 미세한 석출물을 생성시켜 이후의 노말라이징 열처리시에 오스테나이트의 생성 이후 성장을 크게 억제하여 냉각 중에 생성되는 페라이트의 결정립 크기를 미세하게 제어하여 미세한 페라이트와 석출물에 의해 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성), 저온 충격인성 및 강도를 동시에 향상시키고자 하는 것이다.
본 발명은 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도의 노말라이징 강재를 생산하기 위하여, C의 함량을 기존의 일반적인 방법보다 낮도록 0.12% 이하의 범위로 제어하고, 미세조직을 페라이트가 90% 이상이 되도록 하지만, 열간 압연 이후의 냉각조건을 제어하여 페라이트 입내에 100nm 이하의 미세한 석출물이 0.03중량% 이상 존재하게 함으로써 노말라이징 열처리시에 오스테나이트의 생성 이후 성장을 억제하여 냉각중에 생성되는 페라이트 결정립이 20㎛ 이하가 되게 함과 동시에 저온 인성과 수소 유기 균열 방지 특성에 불리한 조직인 펄라이트, 시멘타이트 및 MA상 중 1종 이상의 전체 분율을 10% 이하가 되도록 제어하고, 또한 다량의 미세한 석출물은 강도 증가 효과 이외에도 흡수된 수소의 고착 사이트로서도 작용을 하여, 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재는 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.60%, Mn: 0.6~1.6%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), Sol.Al: 0.002~0.060%, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ti: 0.001~0.10%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, N: 0.001~0.006%, Ca: 0.0002~0.0060%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상이고, 미세조직으로 페라이트;와 나머지 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)중 1종 이상을 포함하고, 상기 페라이트의 분율이 면적%로 90% 이상(100% 제외)이고, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율이 면적%로 10%이하이고, 상기 페라이트 조직내에 평균 크기 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 중량%로 0.03% 이상 존재하고, 상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하이다.
이하, 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C: 0.02~0.12중량%(이하, "%"라고도 함)
노말라이징 강에서 C는 일반적으로 펄라이트, 시멘타이트 또는 MA상을 형성하여 인장 강도를 확보하기 위하여 첨가되지만, 본 발명에서는 이 뿐 아니라 100nm 이하의 미세한 석출물을 생성시키는 중요한 원소로 첨가되며, 그 함량은 0.02~0.12%로 한정하는 것이 바람직하다. C의 함량이 0.02% 미만인 경우에는 탄질화 석출물의 분율 및 펄라이트 등의 분율이 저하되어 기지 상의 인장 강도가 저하될 수 있고, 0.12%를 초과하는 경우에는 과도한 펄라이트 등의 경질상이 생성되고 이후의 압연에서 띠모양으로 존재하여 저온에서의 충격 인성뿐 아니라 수소 유기 균열 저항성을 떨어뜨릴 수 있다. 보다 바람직한 C의 함량은 0.03 ~ 0.10%이고, 보다 더 바람직한 C의 함량은 0.05 ~ 0.08%이다.
Si: 0.02~0.60%
Si은 탈산, 탈황 효과와 더불어 고용 강화의 목적으로 첨가되는 원소로서, 항복 강도 및 인장강도 확보를 위해 0.02% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
한편, 그 함량이 0.60%를 초과하면 용접성 및 저온충격특성이 저하되고, 제조된 강판 표면이 쉽게 산화되어 산화 피막이 심하게 형성될 수 있으므로 Si의 함량은 0.02~0.60%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Si의 함량은 0.05~ 0.45%이고, 보다 더 바람직한 Si의 함량은 0.05 ~ 0.35%이다.
Mn: 0.6~1.6%
Mn은 고용강화에 의한 강도 증가효과가 큰 원소로 0.6% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Mn이 과다하게 첨가되면 강판의 두께방향 중심부에 편석이 심해지고, 동시에 편석된 S와 함께 비금속 개재물인 MnS의 형성을 조장한다. 중심부에 생성된 MnS 개재물은 이후의 압연에 의해 연신되어 결과적으로 저온 인성 및 수소 유기 균열 저항성을 크게 저하시키므로 상기 Mn의 함량은 1.6% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Mn의 함량은 0.8 ~ 1.45%이고, 보다 더 바람직한 Mn의 함량은 1.1 ~ 1.3%이다.
P: 0.020%이하(0%는 제외)
P는 첨가시 강도를 증가시키는 효과는 있으나, 이에 비해 특히 열처리강에 있어서 입계 편석에 의해서 저온 인성을 크게 해치는 원소이므로 최대한 낮게 관리하는 것이 좋다. 그러나, 제강 공정에서 이를 과다하게 제거하는 것은 많은 비용이 소요되므로 0.020%이하(0%는 제외)로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.003% 이하(0%는 제외)
S는 Mn과 결합하여 주로 강판의 두께 방향중심부에 MnS 개재물을 생성시켜 저온 인성을 나쁘게 할 뿐만 아니라 수소 유기 균열의 발생 및 전파를 조장하는 대표적인 요인으로 꼽힌다. 따라서, 수소 유기 균열 저항성을 확보하기 위해서는 S를 제강공정에서 최대한 제거하여야 하지만, 과다한 비용이 소요될 수 있으므로 0.003%이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 S의 함량은 0.001%이하이다.
Sol.Al: 0.002~0.060%
Al은 Si, Mn와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제로 첨가되며, 단독 또는 복합 탈산 시에 0.002% 이상 첨가하여야 이러한 효과를 최대한으로 얻을 수 있다. 한편, 0.060%를 초과하여 첨가하면 그 효과는 포화되고, 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중의 Al2O3의 분율이 필요이상으로 증가하여 크기는 조대해지고, 정련 중에 잘 제거되지 않을 수 있다. 따라서, Sol. Al의 함량은 0.002~0.06%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Sol. Al의 함량은 0.005 ~ 0.04%이고, 보다 더 바람직한 Sol. Al의 함량은 0.01 ~ 0.025%이다.
Cu: 0.005~0.6%
Cu는 고용 및 석출에 의해 강도를 크게 향상시킬 수 있고, 습윤 황화 수소 분위기에서의 부식을 억제하는 효과가 있어 첨가되는 성분이다. 과도한 Cu 첨가는 강판의 표면에 크랙을 유발하며, 고가의 원소로서 경제성 측면에서 Cu의 함량은0.005~0.6%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cu의 함량은 0.02 ~ 0.4%이고, 보다 더 바람직한 Cu의 함량은 0.05 ~ 0.3%이다.
Ni: 0.005~1.0%
Ni은 강도 증대 효과는 거의 없으나, 저온 인성의 향상에 효과적이고, 특히 Cu를 첨가하는 경우에 슬라브를 재가열시 발생하는 선택적 산화에 의한 표면 크랙을 억제하는 효과를 가진다. Ni은 이러한 효과를 얻기 위하여 첨가되는 것이며, Ni 역시 고가의 원소로서 경제성 측면에서 그 함량은 0.005~1.0%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Ni의 함량은 0.02 ~ 0.5%이고, 보다 더 바람직한 Ni의 함량은 0.05 ~ 0.3%이다.
Cr: 0.005~0.5%
Cr은 고용에 의한 항복 강도 및 인장 강도를 증대시키는 효과는 작으나, 템퍼링이나 용접후 열처리 동안의 시멘타이트의 분해 속도를 느리게 함으로서 강도 하락을 방지하는 효과가 있으므로 0.005% 이상을 첨가한다. 한편, Cr을 0.5% 초과하여 첨가하게 되면, 비용이 증가할 뿐 아니라 용접성을 나쁘게 하므로 Cr의 함량은 0.5% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cr의 함량은 0.01 ~ 0.4%이고, 보다 더 바람직한 Cr의 함량은 0.02 ~ 0.2%이다.
Mo: 0.01~0.3%
Mo는 일반적으로 Cr과 같이 템퍼링 또는 용접후 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유효한 원소이며, P 등의 불순물의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과를 가지고 있다. 본 발명에서 Mo 는 나노 크기의 탄질화물을 생성시켜 강도를 크게 증가시키는 효과가 있고, 이와 같은 효과를 얻기 위해 0.01% 이상을 첨가한다.
한편, Mo는 고가의 원소이고, 0.3%를 초과하여 첨가하는 경우에는 경화능이 과도하게 증가하여 인성과 수소 유기균열 저항성을 열화시키는 경화상을 조장하므로 그 함량은 0.01~0.3%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Mo의 함량은 0.02 ~ 0.2%이고, 보다 더 바람직한 Mo의 함량은 0.05 ~ 0.15%이다.
Ti: 0.001~0.10%
Ti를 첨가함에 따라 나노 크기의 탄질화물을 크게 증가시키는 효과가 있어 0.001% 이상 첨가하나, 0.10%를 초과하여 첨가하게 되면, 조대한 TiN 형태의 육각면체의 석출물로 존재하여, 저온에서의 충격시험에서뿐만 아니라 수소 유기 균열의 개시점으로 작용할 수 있다. 따라서 Ti의 함량은 0.10% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Ti의 함량은 0.002 ~ 0.05%이고, 보다 더 바람직한 Ti의 함량은 0.005 ~ 0.03%이다.
Nb:0.001~ 0.06%
Nb은 슬라브 재가열시 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트의 경화능을 증대시키고, 열간 압연시에 고온에서 기지와 정합을 이루는 탄질화물로 석출되어 재결정을 억제하여 최종 미세조직을 미세하게 만드는 효과가 크다. 또한, 냉각 이후 변태되는 동안에도 크기가 100nm 이하인 미세한 석출물을 생성하여 강도를 크게 증가시키는 효과가 있다.
그러나, Nb가 지나치게 다량으로 첨가되면 두께 방향 중심부에 조대한 석출물을 형성하기 쉬울 뿐만 아니라, 용접부의 경화능을 필요이상 증가시켜 저온 인성과 수소 유기 균열 저항 특성을 저하시키므로, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.06% 로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Nb의 함량은 0.002 ~ 0.05%이고, 보다 더 바람직한 Nb의 함량은 0.005 ~ 0.04%이다.
V: 0.001~0.10%
V은 슬라브 재가열시 거의 모두가 재고용되어 압연 상태에서는 석출이나 고용에 의한 강화효과가 거의 없지만, 이후 템퍼링이나 용접후 열처리 동안 아주 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시키는 효과가 있다. 하지만, 고가인 관계로 상기 V의 함량은 0.001~0.10%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 V의 함량은 0.001~0.06% 이고, 보다 더 바람직한 V의 함량은 0.005~ 0.02%이다.
N: 0.001~0.006%
N는 첨가된 Nb, Ti, Mo 그리고 V과 함께 석출물을 형성하여 강의 결정립을 미세화시켜 모재의 강도와 인성을 향상시키기도 하지만, 과도한 첨가시에는 잉여의 원자상태로 존재하여 고온에서의 취화를 조장할 수 있다. 또한, 슬라브를 재가열하는 동안 탄질화물의 재고용 분율이 감소하여 본 발명의 중요한 수단인 미세한 석출물의 생성량이 크게 감소하는 원인이 된다. 따라, N의 함량은 Nb, V, Mo 및 Ti의 함량과 슬라브 재가열 온도를 고려하여 0.001~0.006%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 N의 함량은 0.002 ~ 0.005%이고, 보다 더 바람직한 N의 함량은 0.002 ~ 0.0045%이다.
Ca: 0.0002~0.0060%
Ca을 Al 탈산 후 첨가하면, MnS 로 존재하는 S와 결합하여 MnS 생성을 억제함과 동시에 구상의 CaS를 형성하여 수소 유기 균열을 억제하는 효과를 발휘한다. 따라서 첨가된 S를 충분히 CaS로 형성시키기 위해 Ca를 0.0002% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Ca의 첨가량이 과다하게 되면, 잉여의 Ca는 O(산소)와 결합하여 조대한 산화성 개재물이 생성되어 이후의 압연에서 연신, 파절되어 수소 유기 균열을 조장하게 된다. 따라서 Ca 함량의 상한은 0.0060%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Ca의 함량은 0.0005~0.0060%이고, 보다 더 바람직한 Ca의 함량은 0.001 ~ 0.0025%이다.
(Ti+V+0.5Nb+0.5Mo): 0.05% 이상, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C :0.8 이상
탈질화 석출물을 생성시키는 원소인 Ti, Nb, V 그리고 Mo 의 함량을 위의 식으로 제한하는 이유는 노말라이징 열처리시 나노 크기의 미세한 석출물을 충분히 생성시켜서 오스테나이트의 성장을 억제하여 페라이트의 결정립을 미세화시킬 뿐 아니라 미세한 석출물 자체로 인해 강도가 크게 증가하는 효과가 있기 때문에, 이들 원소의 함량이 일정 수준 이상으로 첨가되어야 한다.
또한, 탄질화물의 중요한 구성 원소인 C와의 비율도 높아야만 미세한 석출물이 충분히 생성될 수 있다.
이에, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)는 0.05% 이상, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C 는 0.8 이상으로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재는 미세조직으로 페라이트;와 나머지 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)중 1종 이상을 포함하고, 상기 페라이트의 분율이 면적%로 90% 이상(100% 제외)이고, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율이 면적%로 10%이하이고, 상기 페라이트 조직내에 평균 크기 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 중량%로 0.03% 이상으로 존재하고, 상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하이다.
상기 강재는 90% 이상(100% 제외)의 페라이트; 와 나머지 10%이하의 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상을 포함한다.
상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)은 강판의 강도 특히, 인장강도를 향상시키는데 크게 유효하지만, 과도하게 많아지면 그 크기가 커지거나 압연에 의해 길게 연신된 형태로 되며, 이렇게 되는 경우에는 저온에서 충격인성이 나빠지고, 특히, 수소 유기 균열의 발생 및 전파의 경로로 작용하게 되어 수소 유기 균열 저항성이 급격히 나빠지게 될 수 있다. 따라서, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율은 면적%로 10%이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 펄라이트는 띠 형태(banded streucture)로 존재하지 않고 ASTM E1268 에서 정의하는 방향성 정도(The degree of orientation, 오메가_12) 값이 0.1 이하인 미세하게 분산된 형태로 존재할 수 있다. 상기 미세하게 분산된 펄라이트는 미세한 페라이트 사이 사이에 존재한다.
상기 강재는 노말라이징 열처리 단계를 포함하는 강재 제조방법으로 제조되는 것으로, 상기 강재의 노말라이징 열처리 후의 미세조직 중의 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트 및 MA의 분율은 노말라이징 열처리 전에 비하여 페라이트는 10%이하 증가하고, 펄라이트는 10%이하 감소하고, 시멘타이트는 5%이하 증가하고, MA는 3%이하 감소한 것일 수 있다.
상기 페라이트 조직내에 평균 크기 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 0.03 중량% 이상으로 존재한다.
상기 미세한 탄질화 석출물 함량이 0.03 중량% 미만인 경우에는 노말라이징 열처리시 오스테나이트의 성장을 억제하지 못하여 조대한 오스테나이트가 생성되고 이후의 냉각중에도 조대한 펄라이트가 생성되고, 동시에 석출물에 의한 강도 증가 및 수소 고정 효과가 크게 감소할 우려가 있다.
상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하이다.
상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 조직 미세화에 의한 강도와 수소 유기크랙 저항성이 저하될 우려가 있다.
상기 강재는 485MPa 이상의 인장강도, -40℃에서 120J 이상의 충격 흡수에너지값 및 HIC 평가 시 5%이하의 길이 방향 균열 비율(CLR)을 가질 수 있다.
상기 강재는 6~133mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 수소 유기 균열 저항성(내HIC 특성) 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재의 제조방법은 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.60%, Mn: 0.6~1.6%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), Sol.Al: 0.002~0.060%, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ti: 0.001~0.10%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, N: 0.001~0.006%, Ca: 0.0002~0.0060%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상인 슬라브를 1080~1300℃로 재가열하는 단계;
상기와 같이 재가열된 슬라브를 압연종료온도가 850℃ 이상이 되는 조건으로 제어압연하여 열연강재를 얻는 단계;
상기 열연강재를 550~750℃의 냉각 종료온도로 수냉한 다음, 공냉하는 제어냉각 단계; 및
상기와 같이 냉각된 강재를 850~950℃에서 1.3*t [t는 강판두께(mm)] + (5~60분) 동안 유지한 다음, 공냉하는 노말라이징 열처리 단계;를 포함한다.
재가열 단계
상술한 조성을 갖는 슬라브를 1080~1300℃에서 재가열한다.
상기 재가열 온도가 1080℃보다 낮을 경우에는 연주중에 슬라브내에 생성된 탄화물 등의 재고용이 어렵게 되고, 재가열 온도가 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 이 후 강판의 인장 강도와 저온 인성 등의 기계적 물성들이 크게 저하될 수 있다. 특히, 첨가한 Ti, Nb, V, Mo 등이 충분히 재 고용될 수 있는 온도로 재가열 되어야 하므로 슬라브 재가열 온도는 1080~1300℃로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 슬라브 재가열 온도는 1150~1280℃ 이다.
열연강재를 얻는 단계
상기와 같이 재가열된 슬라브를 압연종료온도가 850℃ 이상이 되는 조건으로 제어압연하여 열연강재를 얻는다.
상기의 재가열된 슬라브를 일반 압연하게 되면, 너무 고온에서 압연이 종료하게 되어 결정립 미세화 효과가 적으며 또한, 너무 낮은 온도까지 제어압연을 하게 되면, 재고용된 Nb 등이 탄질화물로 석출하는데 고온에서 생성된 석출물은 그 크기가 커서 이 후 노말라이징 동안의 오스테나이트 결정 성장을 억제하는 효과가 크게 감소하게 된다. 또한, 정련 과정에서 생성된 조대한 복합 개재물은 압연 온도가 낮아질수록 강판의 강도가 증가함에 따라 압연에 의한 변형을 수용하여야 하고 이에 의해 작은 크기의 개재물로 분절되거나 비정질의 개재물은 길게 연신된다. 이렇게 연신 또는 분절된 개재물은 수소 유기 균열의 발생 및 전파의 직접적인 원인이 된다. 이러한 현상들을 감안하여, 압연 종료 온도는 850℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 압연 종료 온도는 850 ~ 1050℃이다. 상기 압연종료온도는 Ar3 + 70℃ ~ Ar3 + 270℃일 수 있다.
상기 열연강재는 6~133mm의 두께를 가질 수 있다.
제어냉각단계
상기 열연강재를 550~750℃의 냉각 종료온도로 수냉한 다음, 공냉한다.
상기와 같이 제어압연된 강재에 대하여 수냉 및 공냉하는 제어 냉각을 실시한다. 제어압연 후 수냉을 하게 되면, 수냉하는 동안 페라이트가 고온에서 생성되는 것을 대부분 방지할 수 있고, 공냉했을 때 보다 낮은 온도에서 생성시켜 미세화하는 효과가 크다. 특히, 550~750℃의 범위에서 냉각을 종료하면, 페라이트의 생성과 동시에 미세한 탄질화물이 생성된다. 이 때 생성되는 석출물은 100nm 이하로 아주 미세하다. 만약 냉각 종료온도가 750℃를 초과하게 되면, 페라이트가 고온에서 생성되어 조대해지고, 석출물 또한 조대하게 생성되어 그 효과가 크게 감소하게 된다. 한편, 냉각 종료온도가 550℃미만으로 너무 낮아지게 되면, 미세한 석출물이 생성되지 않아서 충분한 강도가 확보되지 않거나, 냉각 속도가 빠른 경우에는 페라이트 생성이 억제되고 경한 베이나이트 상들이 생성되어 강도는 높으나, 저온에서의 인성이 크게 감소하는 문제가 발생하게 된다. 따라서, 제어 냉각의 냉각 종료 온도는 성분과 압연 조건등을 고려하여 550~750℃로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 냉각 종료온도는 580~ 670 ℃이다.
상기 제어냉각 후의 강재는 페라이트가 90% 이상(100% 제외)이고, 펄라이트, 시멘타이트 및 MA상 중의 1종 이상의 전체 분율이 10% 이하인 미세조직을 가지면서, 상기 페라이트 입내에 평균 크기 100nm 이하의 미세한 석출물이 0.03중량% 이상 존재하게 될 수 있다.
노멀라이징 열처리 단계
상기와 같이 냉각된 강재를 850~950℃에서 1.3*t [t는 강판두께(mm)] + (5~60분) 동안 유지한 다음, 공냉하는 노말라이징 열처리한다.
상기 노말라이징 열처리 시 유지온도가 850℃보다 낮으면 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 한편, 유지 온도가 950℃보다 높아지면 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해치게 된다.
또한, 상기 노말라이징 열처리 시 유지시간의 제약을 두는 이유는 상기 유지시간이 상기 기준 시간보다 짧으면 조직의 균질화가 어렵고 그 보다 긴 시간을 유지하면 생산성을 해치기 때문이다.
따라서, 노말라이징 열처리 시 유지시간은 1.3*t [t는 강판두께(mm)] + (5~60분)으로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 노말라이징 열처리 후의 강재 미세조직은 페라이트; 와 나머지 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)중 1종 이상을 포함하고, 상기 페라이트의 분율이 면적%로 90% 이상(100% 제외)이고, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율이 면적%로 10%이하이고, 상기 페라이트 조직내에 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 중량%로 0.03% 이상으로 존재하고, 상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하일 수 있다.
상기 노말라이징 열처리 후의 강재 미세조직 중의 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트 및 MA의 분율은 노말라이징 열처리 전에 비하여 페라이트는 10%이하 증가하고, 펄라이트는 10%이하 감소하고, 시멘타이트는 5%이하 증가하고, MA는 3%이하 감소할 수 있다.
이와 같이, 본 발명에 따라 강 조성, 제어압연, 제어냉각 및 노말라이징 열처리 방법을 최적으로 제어함으로써, 기존의 방법보다 인성과 수소 유기 균열 저항성에 불리한 펄라이트, 시멘타이트 및 MA 등의 경화조직을 최소화하면서도 조직의 미세화를 통해 고강도, 저온인성 그리고 수소유기 균열 저항성이 동시에 우수한 고강도 강재를 효과적으로 제조할 수 있게 된다.
템퍼링 열처리 단계
노멀라이징 처리가 된 강재를 필요에 따라 500℃ 이상에서 10분 이상 템퍼링 열처리할 수 있다.
템퍼링 열처리는 저온에서의 인성 및 강도 증가를 목적으로 실시될 수 있다. 템퍼링 온도는 500℃ 이상에서 실시하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도가 500℃ 보다 낮으면 강재의 잔류 응력 제거가 원활하지 않거나, 원하는 미세한 석출물의 생성이 미미하다. 템퍼링 열처리 시간이 10분 미만인 경우에는 석출물의 생성이 미미하므로, 10분 이상으로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 템퍼링 열처리에 의해, 강재의 미세조직 중 페라이트의 분율은 면적%로, 3%이하 증가할 수 있고, 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)의 전체 분율은 면적%로, 3%이하 감소할 수 있다.
상기 템퍼링 열처리에 의해, 강재 중의 탄질화 석출물의 함량은 0.001~ 0.005중량% 증가 될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
하기 표 1의 강 조성(화학조성)을 갖는 슬라브를 하기 표 2의 제조조건으로 재가열한 다음, 재가열된 슬라브를 제어압연하여 하기 표 2의 두께를 갖는 열연강재를 얻은 다음, 제어냉각 및 노말라이징 열처리하여 강재를 제조하였다.
이 때, 노말라이징 열처리 시간은 1.3*t [t는 강판두께(mm)] + 20분이었다.
하기 표 1에서 발명재(a~c)는 본 발명의 강 조성과 부합되는 것이고, 비교재(d~h)는 본 발명의 강 조성을 벗어난 것이다.
상기와 같이 제조된 강재에 대하여 페라이트의 분율(면적%) 및 평균 결정립 크기(㎛), 미세석출물의 함량(중량%) 및 평균크기(nm), 펄라이트 분율(면적%), 노말라이징 후의 항복강도(MPa), 인장강도(MPa), 충격흡수에너지(J, -45℃), HIC CLR(%)를 조사하고, 그 결과를 하기 표 3 및 표 4에 나타내었다.
하기 표 3에서 미세조직 중 페라이트 및 펄라이트 외의 조직은 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상이다.
한편, 발명예 1 및 비교예 3에 대해서는 미세조직 및 석출물 분포를 관찰하고, 그 결과를 도 1 내지 4에 나타내었다. 도 1은 비교예3의 미세조직 사진을, 도 2는 발명예 1의 미세조직 사진을, 도 3은 비교예3의 석출물 분포 사진을, 도 4는 발명예 1의 석출물 분포 사진을 나타낸다.
성분계 화학조성(중량%)
C Si Mn P S Sol.Al Cu Ni Cr Mo Ti Nb V N Ca Ti+V+0.5Nb+0.5Mo (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo) / C
발명재 a 0.055 0.32 1.14 0.003 0.0005 0.027 0.23 0.15 0.06 0.08 0.023 0.008 0.009 0.0032 0.0016 0.076 1.38
b 0.035 0.22 1.45 0.003 0.0008 0.031 0.01 0.14 0.02 0.12 0.043 0.002 0.002 0.0041 0.0012 0.106 3.03
c 0.081 0.43 0.91 0.005 0.0004 0.015 0.01 0.01 0.12 0.03 0.083 0.021 0.012 0.0029 0.0013 0.121 1.49
비교재 d 0.041 0.32 1.45 0.007 0.001 0.032 0.01 0.02 0.04 0.05 0.011 0.002 0.003 0.0042 0.0013 0.040 0.98
e 0.145 0.38 1.35 0.007 0.0009 0.022 0.12 0.33 0.02 0.11 0.012 0.003 0.002 0.0032 0.0021 0.071 0.49
f 0.089 0.33 0.82 0.006 0.0008 0.035 0.02 0.01 0.02 0.42 0.001 0.003 0.002 0.0045 0.0012 0.215 2.41
g 0.102 0.15 1.08 0.005 0.001 0.021 0.11 0.02 0.03 0.05 0.15 0.005 0.006 0.0034 0.0023 0.184 1.80
h 0.061 0.31 1.25 0.008 0.0009 0.035 0.01 0.03 0.02 0.09 0.021 0.003 0.003 0.0088 0.0018 0.071 1.16
　 성분계 제품두께(mm) 슬라브재가열온도(도) 압연마무리온도(도) 냉각종료온도(도) 노말라이징온도(도)
발명예1 a 30.0 1230 880 635 891
발명예2 b 9.5 1190 862 712 903
발명예3 c 95.0 1163 982 623 888
비교예1 b 25.0 1062 885 642 916
비교예2 c 45.0 1163 936 513 913
비교예3 c 80.0 1134 981 - 905
비교예4 d 51.0 1223 963 635 899
비교예5 e 30.0 1198 924 621 913
비교예6 f 12.0 1178 872 602 900
비교예7 g 78.0 1192 974 655 897
비교예8 h 25.0 1153 875 638 887
　 성분계 제품두께(mm) 페라이트 분율(%) 미세 석출물 함량(%) 펄라이트분율(%) 펄라이트 방향성 정도 (오메가_12) 페라이트결정립 평균직경(㎛) 석출물 평균직경(nm)
발명예1 a 30.0 96.2 0.046 2.2 0.04 17 35
발명예2 b 9.5 98.9 0.065 0.7 0.04 13 48
발명예3 c 95.0 92.1 0.074 4.6 0.07 15 41
비교예1 b 25.0 98.9 0.022 0.9 0.02 23 55
비교예2 c 45.0 92.1 0.024 4.6 0.07 22 37
비교예3 c 80.0 88.2 0.015 8.5 0.07 31 120
비교예4 d 51.0 98.4 0.024 1.0 0.02 16 45
비교예5 e 30.0 83.7 0.043 9.6 0.17 25 113
비교예6 f 12.0 89.9 0.131 3.7 0.11 17 63
비교예7 g 78.0 88.2 0.112 6.9 0.12 26 145
비교예8 h 25.0 95.4 0.009 2.7 0.05 23 36
　 성분계 노말라이징후 항복강도(MPa) 노말라이징후인장강도(MPa) 노말라이징후 충격흡수에너지(J,-49도) 노말라이징후 HIC CLR(%)
발명예1 a 348 501 253 0.0
발명예2 b 380 515 314 0.0
발명예3 c 314 500 157 0.0
비교예1 b 319 447 301 0.0
비교예2 c 305 458 198 0.0
비교예3 c 281 412 67 52.0
비교예4 d 321 446 272 0.0
비교예5 e 354 522 49 12.0
비교예6 f 365 592 34 23.0
비교예7 g 337 517 61 7.0
비교예8 h 344 455 275 0.0
상기 표 3 및 표 4에 나타난 바와 같이, 본 발명의 강 조성 및 제조조건에 따라 제조된 강재(발명예 1-3)는 485MPa 이상의 인장강도, -40℃에서 120J 이상의 충격 흡수에너지값 및 HIC 평가시 5%이하의 길이 방향 균열 비율(CLR)을 가지고 있음을 알 수 있다. 이러한 본 발명 강재는 조선, 해양 및 압력용기용 강재로 사용하기에 매우 유효한 것이다.
한편, 비교예 1은 성분은 발명의 범위를 만족하나, 슬라브 재가열 온도가 발명의 범위보다 낮아서 슬라브 제조 시 생성된 조대한 탄질화 석출물이 충분히 재고용 되지 못하여 이후의 압연, 냉각 시 미세한 석출물로 생성되는 분율이 크게 감소하여 노말라이징 이후의 강도 증가 효과가 거의 없는 결과를 나타낸다.
비교예 2도 성분은 발명의 범위를 만족하나, 압연 이후의 냉각공정에서 냉각 종료온도가 발명의 범위보다 낮아서, 석출물이 생성되는 속도가 너무 느려지게 되어 결국 충분한 탄질화물이 생성되지 못한 경우이다. 이 경우에도 노말라이징 이후의 강도가 충분히 확보되지 못하는 결과를 보인다.
비교예 3은 성분은 발명의 범위를 만족하나, 압연 이후에 제어 냉각을 적용하지 않고, 공냉하는 종래의 제조방법의 경우인데 너무 느린 냉각속도로 인해 고온에서 페라이트 변태가 개시되어 조대한 페라이트가 생성될 뿐 아니라, 미세한 석출물의 생성도 충분하지 않은 경우이다. 이 경우 최종의 미세조직은 도 1에도 나타난 바와 같이 페라이트(사진에서 흰색 부분)가 조대할 뿐 아니라, 약간의 M-A 조직을 포함한 펄라이트 (사진에서 검은 색 부분)도 띠 형태로 생성되어, 강도와 충격인성 그리고 HIC 특성 모두 충분히 확보되지 못하는 결과를 보인다.
비교예 4는 첨가된 탄질화물 생성 원소가 충분하지 않은 경우를 나타낸다. 모든 제조조건이 발명의 범위로 제조하더라고 생성된 미세 석출물의 양이 충분하지 않아서 강도가 충분히 확보되지 못하였다.
비교예 5는 C 의 첨가량이 본 발명 범위를 초과하는 경우를 나타낸다. C 의 함량이 증가할수록 석출되는 탄질화물의 양은 증가하나, C의 비율이 합금원소보다 너무 높게 되면 생성되는 탄질화물이 조대하게 생성되어 이후의 노말라이징 동안에 오스테나이트의 성장을 억제하는 능력이 감소하고, 또한, 그 자체로서의 강도 증가효과도 크게 감소하여 결과적으로 강도와 저온에서의 인성이 동시에 열화되는 결과를 보인다.
비교예 6은 Mo의 첨가량이 본 발명 범위를 초과하는 경우이다. Mo 는 미세한 석출물을 만드는 중요한 원소임과 동시에 고용된 Mo는 강재의 경화능을 크게 증가시켜 노말라이징 후 냉각하는 동안 잔여 오스테나이트가 마르텐사이트-오스테나이트 복합상 (MA constituent)로 생성하도록 조장한다. 이로 인해 강재의 항복강도는 낮아지고, 인장강도는 크게 증가함과 동시에 저온에서의 인성은 크게 저하되는 결과를 보인다.
비교예 7은 Ti의 첨가량이 본 발명 범위를 초과하는 경우이다. Ti 도 미세한 석출물을 만드는 가장 중요한 원소이지만, 과잉으로 첨가하게 되면 아주 조대한 크기로 석출물이 생성하게 되고, 이는 파괴의 기점으로 작용하여 저온에서의 인성과 수소유기 균열 저항성을 크게 열화시키는 결과를 나타낸다.
비교예 8은 N의 첨가량이 본 발명 범위를 초과하는 경우인데, N가 과잉으로 첨가되면 재가열 온도를 높이더라도 슬라브 제조시 생성된 조대한 탄질화물의 재고용량이 크게 감소하게 된다. 따라서 이후의 제조 조건이 본 발명의 범위를 만족시키더라도 생성되는 미세 탄질화물의 분율이 크게 낮아져서 충분한 강화효과를 얻을 수 없는 결과를 나타낸다.
한편, 종래방법에 따라 제조된 강재(비교예3)는 도 1에도 나타난 바와 같이, 펄라이트가 띠 형태(banded structure)로 존재함에 반하여, 본 발명에 따라 제조된 강재(발명예 1)는 도 2에도 나타난 바와 같이, 펄라이트가 띠 형태로 존재하지 않고 미세하게 분산된 형태로 존재할 뿐만 아니라 본 발명에 따라 제조된 강재(발명예 1)(도 4)는 종래방법에 따라 제조된 강재(비교예3)(도 3)에 비하여 더 미세한 석출물이 더 많이 분포되어 있음을 알 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 강 조성 및 제조조건에 따라 강재를 제조하는 경우에는 기존의 방법보다 인성과 수소유기 균열 저항성에 불리한 펄라이트 등의 경화조직을 최소화하면서도 조직의 미세화를 통해 고강도, 저온인성 그리고 수소유기 균열 저항성이 동시에 우수한 효과를 얻을 수 있음을 확인할 수 있었다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.60%, Mn: 0.6~1.6%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), Sol.Al: 0.002~0.060%, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ti: 0.001~0.10%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, N: 0.001~0.006%, Ca: 0.0002~0.0060%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상이고, 미세조직으로 페라이트;와 나머지 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)중 1종 이상을 포함하고, 상기 페라이트의 분율이 면적%로 90% 이상(100% 제외)이고, 상기 펄라이트, 시멘타이트 및 MA(마르텐사이트-오스테나이트 복합상) 중 1종 이상의 전체 분율이 면적%로 10%이하이고, 상기 페라이트 조직내에 평균 크기 100nm 이하의 미세한 탄질화 석출물이 중량%로 0.03% 이상 존재하고, 상기 페라이트 조직의 평균 결정립 크기가 20㎛이하인 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 펄라이트는 ASTM E1268 에서 정의하는 방향성 정도 (The degree of orientation, 오메가_12) 값이 0.1 이하인 미세하게 분산된 형태로 존재하는 것을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 485MPa 이상의 인장강도, -40℃에서 120J 이상의 충격 흡수에너지값 및 HIC 평가 시 5%이하의 길이 방향 균열 비율(CLR)을 갖는 것임을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 6~133mm의 두께를 갖는 것임을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격 인성이 우수한 고강도 강재.
  5. 중량%로, C: 0.02~0.12%, Si: 0.02~0.6%, Mn: 0.6~1.6%, Sol.Al: 0.002~0.060%, Nb: 0.001~0.06%, V: 0.001~0.10%, Ti: 0.001~0.10% 이하, Cu: 0.005~0.6%, Ni : 0.005~1.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.01~0.3%, Ca: 0.0002~0.0060%, N: 0.001~0.006%, P: 0.020% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)가 0.05% 이상이고, (Ti+V+0.5Nb+0.5Mo)/C가 0.8 이상인 슬라브를 1080~1300℃로 재가열하는 단계;
    상기와 같이 재가열된 슬라브를 압연종료온도가 850℃ 이상이 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 수냉으로 550~750 ℃의 냉각 종료온도로 냉각하는 단계; 및
    상기와 같이 냉각된 강판을 850~950 ℃에서 1.3*t [t는 강판두께(mm)] + (5~60분) 동안 노말라이징 열처리하는 단계; 를 포함하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 슬라브를 재가열하는 단계에서 재가열 온도가 1150~1300℃인 것을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 압연종료온도가 850 ~ 1050℃인 것을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 압연종료온도가 Ar3 + 70℃ ~ Ar3 + 270℃인 것을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제5항에 있어서,
    상기 열연강재의 두께가 6~133mm인 것을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제5항에 있어서,
    상기 노말라이징 열처리하는 단계에 따라 열처리된 강재를 500℃ 이상에서 10분 이상 템퍼링 열처리하는 단계를 추가로 포함하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 템퍼링 열처리에 의해, 강재 중의 탄질화 석출물의 함량이 0.001~ 0.005중량% 증가하는 것을 특징으로 하는 수소 유기 균열 저항성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
PCT/KR2018/008579 2017-12-01 2018-07-27 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 WO2019107700A1 (ko)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020529743A JP7197582B2 (ja) 2017-12-01 2018-07-27 耐水素誘起割れ性及び低温衝撃靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
EP18883591.2A EP3719162A4 (en) 2017-12-01 2018-07-27 HIGH-STRENGTH STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT HYDROGEN-INDUCED CRACKING RESISTANCE AND LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS, AS WELL AS THE PROCESS FOR ITS MANUFACTURING
CN201880077488.4A CN111492083B (zh) 2017-12-01 2018-07-27 具有优异的抗氢致开裂性和低温冲击韧性的高强度钢材及其制造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2017-0164465 2017-12-01
KR1020170164465A KR102020434B1 (ko) 2017-12-01 2017-12-01 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019107700A1 true WO2019107700A1 (ko) 2019-06-06

Family

ID=66664151

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2018/008579 WO2019107700A1 (ko) 2017-12-01 2018-07-27 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3719162A4 (ko)
JP (1) JP7197582B2 (ko)
KR (1) KR102020434B1 (ko)
CN (1) CN111492083B (ko)
WO (1) WO2019107700A1 (ko)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113025885A (zh) * 2021-02-08 2021-06-25 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种具有良好抗hic性能的低屈强比高强管线钢板及其制造方法
CN113652608A (zh) * 2021-07-28 2021-11-16 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种360MPa级抗氢致裂纹用钢板及制备方法
WO2022074933A1 (ja) * 2020-10-05 2022-04-14 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
CN114574665A (zh) * 2022-04-02 2022-06-03 鞍钢股份有限公司 一种疲劳性能优异的船用高强韧性低温钢及制造方法
CN115807188A (zh) * 2022-11-23 2023-03-17 徐工集团工程机械股份有限公司 一种低碳钢及其制备方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2720284C1 (ru) * 2019-08-16 2020-04-28 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Горячекатаная полоса высокой коррозионной стойкости из низколегированной стали и способ ее производства
KR102487758B1 (ko) 2020-12-18 2023-01-12 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20230026794A (ko) 2021-08-18 2023-02-27 주식회사 포스코 고강도 고인성 강재 및 이의 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20130131105A (ko) * 2012-05-23 2013-12-03 주식회사 포스코 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법
KR20140118313A (ko) * 2013-03-28 2014-10-08 현대제철 주식회사 열연강판 및 그 제조 방법
KR20150124810A (ko) * 2014-04-29 2015-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2016006209A (ja) * 2014-06-20 2016-01-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
KR20160075925A (ko) * 2014-12-19 2016-06-30 주식회사 포스코 수소유기균열(ｈｉｃ) 저항성 및 저온인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4341396B2 (ja) * 2003-03-27 2009-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯
KR100815717B1 (ko) * 2006-11-02 2008-03-20 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법
JP5423324B2 (ja) * 2009-02-12 2014-02-19 新日鐵住金株式会社 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板及び高強度ラインパイプ用鋼管
JP5347738B2 (ja) * 2009-06-11 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 析出強化型冷延鋼板の製造方法
KR101271954B1 (ko) 2009-11-30 2013-06-07 주식회사 포스코 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
KR101271974B1 (ko) * 2010-11-19 2013-06-07 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
JP6131872B2 (ja) * 2014-02-05 2017-05-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
EP3128030B1 (en) * 2014-03-31 2020-11-11 JFE Steel Corporation Steel material for highly-deformable line pipes having superior strain aging characteristics and anti-hic characteristics, method for manufacturing same, and welded steel pipe
KR20160078844A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
KR101758484B1 (ko) * 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR101758483B1 (ko) * 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR101736638B1 (ko) * 2015-12-23 2017-05-30 주식회사 포스코 수소유기 균열 (hic) 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20130131105A (ko) * 2012-05-23 2013-12-03 주식회사 포스코 내수소유기균열성이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 제조방법
KR20140118313A (ko) * 2013-03-28 2014-10-08 현대제철 주식회사 열연강판 및 그 제조 방법
KR20150124810A (ko) * 2014-04-29 2015-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2016006209A (ja) * 2014-06-20 2016-01-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度でかつ低温靭性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
KR20160075925A (ko) * 2014-12-19 2016-06-30 주식회사 포스코 수소유기균열(ｈｉｃ) 저항성 및 저온인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3719162A4 *

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022074933A1 (ja) * 2020-10-05 2022-04-14 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
JP2022060949A (ja) * 2020-10-05 2022-04-15 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
JP7350705B2 (ja) 2020-10-05 2023-09-26 株式会社神戸製鋼所 伸び特性と耐食性に優れた低強度の厚鋼板
CN113025885A (zh) * 2021-02-08 2021-06-25 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种具有良好抗hic性能的低屈强比高强管线钢板及其制造方法
CN113652608A (zh) * 2021-07-28 2021-11-16 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种360MPa级抗氢致裂纹用钢板及制备方法
CN114574665A (zh) * 2022-04-02 2022-06-03 鞍钢股份有限公司 一种疲劳性能优异的船用高强韧性低温钢及制造方法
CN114574665B (zh) * 2022-04-02 2023-09-26 鞍钢股份有限公司 一种疲劳性能优异的船用高强韧性低温钢及制造方法
CN115807188A (zh) * 2022-11-23 2023-03-17 徐工集团工程机械股份有限公司 一种低碳钢及其制备方法
CN115807188B (zh) * 2022-11-23 2024-04-30 徐工集团工程机械股份有限公司 一种低碳钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP7197582B2 (ja) 2022-12-27
KR102020434B1 (ko) 2019-09-10
EP3719162A1 (en) 2020-10-07
KR20190065040A (ko) 2019-06-11
JP2021504582A (ja) 2021-02-15
CN111492083A (zh) 2020-08-04
CN111492083B (zh) 2021-12-10
EP3719162A4 (en) 2020-11-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019107700A1 (ko) 수소 유기 균열 저항성 및 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2016104975A1 (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2017105107A1 (ko) 저온 변형시효 충격특성 및 용접 열영향부 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2019132465A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2018117450A1 (ko) 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법
WO2019124945A1 (ko) 저온에서의 내파괴 특성이 우수한 극지 환경용 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2020111863A1 (ko) 냉간가공성 및 ssc 저항성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법
WO2018117646A1 (ko) 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
WO2017105109A1 (ko) 저온 변형시효 충격특성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2022139191A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2015099222A1 (ko) 용접성 및 버링성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
WO2020111732A1 (ko) 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2022119253A1 (ko) 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2020111628A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2019124814A1 (ko) 수소유기균열 저항성 및 길이방향 강도 균일성이 우수한 강판 및 그 제조방법
WO2017051998A1 (ko) 도금 강판 및 이의 제조방법
WO2017111345A1 (ko) 저항복비형 고강도 강재 및 그 제조방법
WO2019074236A1 (ko) 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
WO2023121179A1 (ko) 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2015060499A1 (ko) 방진성이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
WO2019124793A1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2020111547A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2020111858A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2024136222A1 (ko) 냉연강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 18883591

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020529743

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018883591

Country of ref document: EP

Effective date: 20200701