KR100447925B1 - 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR100447925B1
KR100447925B1 KR10-1999-0067014A KR19990067014A KR100447925B1 KR 100447925 B1 KR100447925 B1 KR 100447925B1 KR 19990067014 A KR19990067014 A KR 19990067014A KR 100447925 B1 KR100447925 B1 KR 100447925B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
steel sheet
toughness
hot
temperature
Prior art date
Application number
KR10-1999-0067014A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20010059507A (ko
Inventor
서인식
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 KR10-1999-0067014A priority Critical patent/KR100447925B1/ko
Publication of KR20010059507A publication Critical patent/KR20010059507A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100447925B1 publication Critical patent/KR100447925B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • 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
    • C21D8/0252—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment with application of tension
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 판형상 제어가 용이한 소준열처리법에 의해서 고강도-고인성강을 제조하기 위해서 고 Ni 함유강에서 소입열처리를 행하지 않고 인성을 증가시킬 수 있는 고장력강의 제조방법에 관한 것으로서, 중량%로 C: 0.05~0.09%, Mn: 0.6-0.9%, Si: 0.15-0.35%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, Ni: 8.9-9.5%, Mo: 0.02-0.07%, sol. Al: 0.01-0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 슬라브를 1100~1250℃ 온도에서 가열하고 열간압연한 후 공냉하는 단계와; 열연강판을 885~915℃ 온도에서 재가열하고 공냉하여 1차 소준처리하는 단계와; 1차 소준처리된 열연강판을 775~805℃에서 재가열하고 공냉하여 2차 소준처리하는 단계와; 2차 소준처리된 열연강판을 570~600℃에서 소려처리하는 단계;로 이루어지므로, Mo을 미량 첨가하고 C와 Mn을 적정화하는 한편 강판의 열처리온도를 제어함으로서 강판 형상제어가 용이하면서, 종래의 소준형 고 Ni강보다 인성이 60%이상 우수한 극저온 액화가스 저장용기용 고장력강을 생산할 수 있는 효과가 있다.

Description

저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법{Method of manufacturing high strength steel with high toughness}
본 발명은 액화천연가스(LNG) 등과 같은 극저온 액화가스의 저장용기용 재료로 사용되는 저온용 고장력강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 합금성분과 열처리를 제어함으로써 종래강에 비해서 충격인성이 우수한 70kgf/㎟ 급 고장력강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로 액화천연가스 저장용기용으로 사용되는 고장력강은 항복강도 60kgf/㎟ 이상으로, 인장강도 70~84kgf/㎟ 범위의 고장력강이 사용되고 있으며 그 대표적인 제조 방법은 다음과 같다.
중량%로, C: 0.03-0.13%, Mn: 0.3-0.9%, Si: 0.16-0.40%, P: 0.035% 이하, S: 0.04% 이하, Ni: 8.5-9.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 원소로 구성되는 슬라브를 1150-1300℃에서 충분히 가열하고, 각 압연 패스(pass)당 10-30%의 압하율로 열간압연하고 공냉한다. 공냉이 완료된 열연강판은 재가열소입법(ASTM A533) 또는 2회 소준법(ASTM A353)에 의해서 최종 열처리된다. 재가열 소입법은 강판을 800-925℃로 재가열하여 소입한 후 565-635℃에서 소려처리하는 방법이고, 2회 소준법은 885-915℃로 가열하여 공냉하고, 다시 775-805℃로 가열하여 공냉한 후에 565-635℃에서 소려처리하는 방법이다.
재가열소입법은 우수한 강도와 저온인성을 제공하는 반면에 소입처리 동안에 발생하는 판변형에 의해서 열처리 후에 판형상이 불량한 문제점을 안고 있으며 이러한 문제는 특히 10mm 이하의 강판에서 심화된다. 한편, 2회 소준법은 소입열처리가 없기 때문에 판형상은 매우 양호하지만 강도와 인성이 나쁘기 때문에 액화천연가스와 같은 극저온용 재료로 사용할 수 없는 문제점을 안고 있다.
본 발명은 상술한 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 본 발명자는 판형상 제어가 용이한 소준열처리법에 의해서 고강도-고인성강을 제조하기 위해서 고 Ni 함유강에서 소입열처리를 행하지 않고 인성을 증가시킬 수 있는 고장력강의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 상기 목적을 달성하기 위하여, 중량%로 C: 0.05~0.09%, Mn: 0.6-0.9%, Si: 0.15-0.35%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, Ni: 8.9-9.5%, Mo: 0.02-0.07%, sol. Al: 0.01-0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 슬라브를 1100~1250℃ 온도로 가열하고 열간압연한 후 공냉하는 단계와; 열연강판을 885~915℃ 온도에서 재가열하고 공냉하여 1차 소준처리하는 단계와; 1차 소준처리된 열연강판을 775~805℃에서 재가열하고 공냉하여 2차 소준처리하는 단계와; 2차 소준처리된 열연강판을 570~600℃에서 소려처리하는 단계;로 이루어진 저온인성이 우수한 고장력강 제조방법을 제공하는 것을 특징으로 한다.
도 1은 발명재와 비교재의 충격인성을 비교한 그래프도.
이하 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.
본 발명은 저온용 고장력강의 제조방법으로서 중량%로 C: 0.05-0.09%, Mn: 0.6-0.9%, Si: 0.15-0.35%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, Ni: 8.9-9.5%, Mo: 0.02-0.07%, sol. Al: 0.01-0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 강 슬라브를 1100-1250℃ 온도로 가열하여 열간압연하고 공냉한 후, 열연강판을 885-915℃ 온도에서 재가열하여 공냉하고, 다시 775-805℃에서 재가열하고 공냉한 다음, 570-600℃에서 소려처리하여 강판 형상제어가 용이하면서 저온인성이 우수한 인장강도 70kgf/㎟ 이상의 고장력강을 제조한다.
이하 상기 성분범위 및 제조조건 한정 이유에 대해서 설명한다.
마르텐사이트 강의 주요 강화원소인 C는 그 함량이 증가함에 따라 소입성과 강도가 증가되지만 과도하게 첨가될 경우 강도 초과 및 인성과 용접성 감소를 수반한다. 반대로 그 함량이 너무 낮으면 소입성이 불량하여 소준열처리 후 공냉중인 연질상의 페라이트가 다량 형성됨으로써 강도확보가 불가능하다. 따라서, C 함량은 0.05-0.09%로 제한하는것이 바람직하다.
Mn도 소입성 향상에 필수적인 원소로서 그 함량이 증가하면 소입성을 향상시켜 강도를 증가시키나 과도하게 첨가될 경우에 저온균열 감수성이 증가하여 용접시공 중에 균열이 발생하므로 0.6-0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si는 탈산제로 첨가되는 성분인데, 그 함량이 증가하면 항복강도는 증가하지만 연성-취성 천이온도를 높여 인성을 해치고 용접성에도 유해하므로 0.15-0.35%로 제한하는 것이 바람직하다.
P는 제강과정에서 피할수 없는 불순물 원소로서 소려취화현상을 유발시켜 저온인성을 감소시키는 원소이다. 한편 P의 함량을 낮추기 위해서는 제강과정에서 많은 제조시간이 요구되며 제조원가의 상승을 초래하게 된다. 따라서 그 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S도 제강과정에서 피할 수 없이 불순물 원소로서 강중에 MnS 등의 개재물 함량을 증가시켜 인성을 감소시키는 원소이므로 그 함량을 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni은 강의 적층결함에너지를 증가시킴으로써 전위의 교차슬립을 증가시켜 연성-취성 천이온도를 낮추는 원소이며 또한 소입성을 증가시키는 원소이다. 따라서 고강도 극저온용 강종의 필수 원소로 알려져 있다. 한편, 이러한 효과에 부가하여 Ni이 약 8% 이상 첨가되는 경우에는 소려처리 동안에 형성된 오스테나이트 상이 저온에서도 매우 안정하게 존재함으로써 저온인성을 현저히 증가시키는 것으로 알려져 있다. Ni의 함량이 증가하면 이러한 효과는 증가하지만 고가인 관계로 8.9-9.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo은 본 발명의 효과를 달성하기 위해서 필수적으로 첨가되는 원소이다. 강판은 오스테나이트 영역으로 재가열한 후 냉각하면서 페라이트 등과 같은 상온의 결정상으로 상변태를 수반한다. 강의 기계적성질은 상변태 후의 조직에 따라 변화되며 조직은 강의 소입성과 냉각속도에 따라 변화된다. 마르텐사이트 조직이 페라이트 또는 베이나이트 조직에 비해서 강도-인성의 관계가 매우 우수하다는 사실과 소입성이 부적절하여 상부 베이나이트 조직이 형성되면 인성이 현저히 감소한다는 사실은 잘 알려진 사실이다. 고 Ni 함유강을 오스테나이트화 처리 후에 수냉을 하는 경우는 냉각속도가 빠르기 때문에 강도-인성 관계가 우수한 마르텐사이트 조직이 얻어지지만 공냉하는 경우에는 소입성을 적절히 제어하지 않으면 상부베이나이트와 페라이트 또는 이들의 혼합조직이 형성됨으로써 강도-인성 관계가 현저히 감소된다.
Mo은 소입성 향상 효과가 매우 큰 원소이며 Mo의 첨가량이 적은 경우에는 소입성 향상 효과를 발휘하기 힘들고 고가일 뿐만 아니라 과도하게 첨가될 경우에는 용접성을 현저히 감소시킬 수 있기 때문에 그 첨가량은 0.02-0.07%로 제한하는것이 바람직하다.
Sol. Al은 탈산을 위해서 필수적인 원소로서 인성을 개선시키는 효과가 있으나 그 함량을 과도하게 증가할 경우에 강 중의 알루미늄 산화물 증가로 오히려 인성을 해치기 때문에 그 함량을 0.01-0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 슬라브에 대한 가열온도가 1100℃ 미만인 경우에 압연중의 온도감소에 의한 압연하중 증가를 야기함으로써 압연 생산성의 현저한 감소와 판형상 불량을 초래한다. 한편, 1250℃ 초과의 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상성장에 의한 조직의 불균일을 초래함은 물론 입계의 선택산화와 Ni 농화층 형성에 의해서 표면결함이 발생한다. 따라서, 슬라브 가열온도는 1100-1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열연강판에 대한 1차 재가열온도가 885℃ 미만인 경우에, 오스테나이트 조직의 성분 균일화가 힘들고 915℃ 초과인 경우에 오스테나이트 결정립도의 이상성장을 초래할 수 있다. 따라서, 열연강판에 대한 1차 재가열온도는 885-915℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열연강판에 대한 2차 재가열온도가 Ac3온도(페라이트→마르텐사이트 변태온도로서 약 750℃)보다 낮거나 또는 충분히 높지 않으면 불충분한 오스테나이트화에 의해서 불균일 조직이 발생하여 인성을 해치게 된다. 반면에 2차 재가열온도가 805℃를 초과하여 높으면 오스테나이트 결정립이 조대해짐으로써 연성-취성 천이온도를 높여 인성이 감소하게 된다. 따라서 열연강판에 대한 2차 재가열온도는 775-805℃로 제한하는 것이 바람직하다.
소려온도는 강도와 인성에 중요한 인자로서, 특히 고 Ni 함유강의 우수한 극저온 인성을 확보하는데 있어서 매우 중요하다. 소려온도가 570℃ 미만으로 너무 낮으면 과포화된 C와 높은 전위밀도에 의해서 강도는 높으나 인성이 낮은 문제가 있다. 소려온도가 증가함에 따라 탄화물 형성, 전위의 회복과 소멸 및 오스테나이트 상의 석출에 의해서 강도는 점차 감소하며 인성은 증가하게 된다. 한편, 소려온도가 600℃를 초과하여 과도하게 증가하면 석출하는 오스테나이트의 함량이 현저히 증가하고 그 열적, 기계적 안정성이 감소하므로써 인장강도의 급격한 증가와 함께 항복강도와 인성의 급격한 감소를 초래하게 된다. 따라서, 인장강도의 적정화 및 항복강도와 인성을 극대화하기 위해 소려온도 범위는 570-600℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이하 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같이 조성되는 발명강, 종래강 및 비교강의 슬라브를 열간압연하고, 하기 표 2의 조건으로 열처리하여 제조된 각 시편에 대하여 기계적 성질을 측정하였으며 그 측정결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 비교재 3과 4는 발명재보다 소려온도가 낮은 경우로서 발명재에 비해서 항복강도와 인장강도는 크지만 충격인성이 낮다. 이와 같이 소려온도가 낮아짐에 따라서 강도가 증가하고 인성이 감소하는 현상은 대부분의 강으로부터 알 수 있다. 한편, 발명재보다 소려온도가 높은 비교재 5와 6은 발명재에 비해서 매우 낮은 항복강도와 충격인성을 보이고 있는 반면 인장강도는 매우 큼을 알 수 있다. 이는 8% 이상의 고 Ni 함유강에서 나타나는 현상으로 소려온도가 지나치게 높은 경우에는 소려처리 동안에 형성되는 오스테나이트 상의 함량이 증가하고 그 기계적 및 열적 안정성이 감소함으로서 오스테나이트 결정이 낮은 응력에서 항복이 발생하고 정온에서 마르텐사이트로 변태하는 것에 기인된 현상이다. 따라서 적정한 강도와 높은 인성을 확보하기 위해서는 본 발명재와 같이 적정의 소려온도 범위에서 소려처리해야 한다.
비교재 1과 2는 발명재 b와 비교하여 1차 소준 온도와 2차 소준온도가 각각 높은 경우로서 강도 수준은 유사하지만 충격인성이 약간 낮음을 보이고 있으며 이는 구 오스테나이트(prior austenite) 결정립 크기의 증가에 의한 마르텐사이트 유효 결정립 크기 증가에 기인한 현상이다. 비교재 1과 2의 경우에도 액화천연가스와 같은 극저온용 저장용기용 재료로서 사용이 가능하지만 충격인성을 극대화시키고 열처리에 소요되는 에너지의 감소측면에서 본 발명재의 열처리 조건이 더 효과적이다.
비교재 7~13은 발명강과 화학성분이 다른 종래강과 비교강을 발명강에서 강도와 인성관계가 가장 우수한 발명재 b와 동일한 조건으로 제조한 경우들이다. 발명재 b는 종래강인 비교재 7에 비해서 높은 항복강도와 인장강도를 보이고 있으면서도 충격인성이 60% 이상 향상되었음을 알 수 있다. 이는 발명재에 첨가된 Mo과 C와 Mn 함량의 적정화의 효과인데, 특히 Mo의 첨가에 의해서 강의 소입성이 향상됨으로써 소준 열처리 후 공냉중에 충분한 양의 마르텐사이트가 형성된 것에 기인된 결과이다. 즉, Mo의 미량첨가에 의해서 오스테나이트 열처리 후에 수냉을 실시하지 않아도 강을 고강도-고인성화 할 수 있을 정도의 마르텐사이트 변태를 야기한 결과이다.
비교재 8, 9, 11은 Mo을 첨가하지 않았을 뿐만 아니라 C와 Mn도 발명재와는 다른 경우로서 발명재에 비해서 강도와 인성이 모두 낮음을 알 수 있다. 한편, 비교재 12는 Mo의 첨가없이 C의 증가에 의해서 소입성을 향상시킨 경우로서 강도는 발명재와 유사하지만 충격인성이 낮은 것을 알수 있다.
비교재 10과 13은 발명재와 같이 Mo을 미량 첨가하였으나 C와 Mn이 적절히 조절되지 않은 경우이다. 먼저, 비교재 10은 발명재보다 C와 Mn이 적은 경우로서 발명재보다 강도와 인성이 모두 낮음을 보여주고 있다. 이는 C와 Mn 함량 감소에 의한 소입성 감소에 기인된 결과이다. 한편, 발명재에 비해서 C가 많은 비교재 13은 발명재에 비해서 강도는 높으나 충격인성이 낮음을 보이고 있으며 이는 C 함량 증가에 의한 강도의 과도한 증가에 의해서 충격인성이 상대적으로 낮아진 결과이다.
일반적으로 액화천연가스의 저장용기용 소재로 사용하기 위해서는 60kgf/㎟ 이상의 항복강도, 70~84kgf/㎟ 범위의 인장강도 및 85joule 이상의 -196℃ 충격흡수 에너지가 요구되고 있으나, 최근 저장용기의 안정성 증가를 위해서 충격에너지의 증가가 지속적으로 요구되고 있다.
표 3의 결과에서 상기 조건을 만족하는 경우들에 대한 충격흡수 에너지를 도 1에 나타내었다. 발명재 b는 비교재들에 비해서 충격인성이 우수하다는 것을 알 수 있다.
이상으로부터, 발명재(a, b, c)의 경우 종래강의 합금성분(C, Mn)을 적정화하고 미량의 Mo을 첨가하여 강의 소입성을 적절히 제어함은 물론 강판의 열처리조건을 적정화함으로써 오스테나이트 결정립도를 미세하게 하고 열적 및 기계적 안정성이 우수한 미세조직으로 제어함으로써 소입처리 없이 소준열처리 만으로 우수한 강도와 인성이 확보됨을 알 수 있다.[표 1]
강 종 화 학 성 분 (wt%)
C Mn Si P S Ni Mo Sol. Al
발명강 0.07 0.7 0.25 0.004 0.002 9.3 0.03 0.025
종래강 0.06 0.6 0.25 0.004 0.002 9.3 - 0.025
비교강1 0.04 0.4 0.25 0.004 0.002 9.3 - 0.025
비교강2 0.04 0.7 0.25 0.004 0.002 9.3 - 0.025
비교강3 0.04 0.4 0.25 0.004 0.002 9.3 0.03 0.025
비교강4 0.10 0.4 0.25 0.004 0.002 9.3 - 0.025
비교강5 0.10 0.7 0.25 0.004 0.002 9.3 - 0.025
비교강6 0.10 0.7 0.25 0.004 0.002 9.3 0.03 0.025
[표 2]
시편 No. 1차소준온도(℃) 2차소준온도(℃) 소려온도(℃) 강종
발명재 abc 900900900 790790790 570585600 발명강발명강발명강
비교재 12345678910111213 950900900900900900900900900900900900900 790850790790790790790790790790790790790 585585500550620670585585585585585585585 발명강발명강발명강발명강발명강발명강종래강비교강1비교강2비교강3비교강4비교강5비교강6
[표 3]
기계적 성질시편 No. 항복강도(kgf/㎟) 인장강도(kgf/㎟) 연신율(%) -196℃충격인성(joule)
발명재 abc 69.666.364.6 77.175.476.1 29.129.531.0 141152138
비교재 12345678910111213 66.167.372.370.156.651.162.754.358.757.358.067.070.4 75.475.880.577.9100.0102.674.367.170.367.872.877.279.8 29.628.626.028.624.824.431.336.735.334.133.730.727.8 1261345210232379410912612172120117
상술한 바와 같이, 본 발명은 Mo을 미량 첨가하고 C와 Mn을 적정화하는 한편 강판의 열처리온도를 제어함으로써 강판 형상제어가 용이하면서 종래의 소준형 고 Ni강보다 인성이 60%이상 우수한 극저온 액화가스 저장용기용 고장력강을 생산할 수 있는 효과가 있다.

Claims (1)

  1. 중량%로 C: 0.05~0.09%, Mn: 0.6-0.9%, Si: 0.15-0.35%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, Ni: 8.9-9.5%, Mo: 0.02-0.07%, sol. Al: 0.01-0.04%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물이 함유된 슬라브를 1100~1250℃ 온도에서 가열하고 열간압연한 후 공냉하는 단계와;
    열연강판을 885~915℃ 온도에서 재가열하고 공냉하여 1차 소준처리하는 단계와;
    1차 소준처리된 열연강판을 775~805℃에서 재가열하고 공냉하여 2차 소준처리하는 단계와;
    2차 소준처리된 열연강판을 570~600℃에서 소려처리하는 단계;로 이루어진 것을 특징으로 하는 저온인성이 우수한 고장력강 제조방법.
KR10-1999-0067014A 1999-12-30 1999-12-30 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법 KR100447925B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-1999-0067014A KR100447925B1 (ko) 1999-12-30 1999-12-30 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-1999-0067014A KR100447925B1 (ko) 1999-12-30 1999-12-30 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20010059507A KR20010059507A (ko) 2001-07-06
KR100447925B1 true KR100447925B1 (ko) 2004-09-08

Family

ID=19634144

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR10-1999-0067014A KR100447925B1 (ko) 1999-12-30 1999-12-30 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100447925B1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101185277B1 (ko) 2010-07-28 2012-09-21 현대제철 주식회사 가공성이 용이한 500ＭＰａ급 ＬＰＧ용 고강도 강재 제조방법 및 그 강재

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5913021A (ja) * 1982-07-12 1984-01-23 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高強度高強靭性鋼材の製造方法
JPH01219121A (ja) * 1988-02-26 1989-09-01 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた極厚調質高張力鋼板の製造方法
JPH05179344A (ja) * 1992-01-08 1993-07-20 Kawasaki Steel Corp 多層溶接部の低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5913021A (ja) * 1982-07-12 1984-01-23 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高強度高強靭性鋼材の製造方法
JPH01219121A (ja) * 1988-02-26 1989-09-01 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた極厚調質高張力鋼板の製造方法
JPH05179344A (ja) * 1992-01-08 1993-07-20 Kawasaki Steel Corp 多層溶接部の低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101185277B1 (ko) 2010-07-28 2012-09-21 현대제철 주식회사 가공성이 용이한 500ＭＰａ급 ＬＰＧ용 고강도 강재 제조방법 및 그 강재

Also Published As

Publication number Publication date
KR20010059507A (ko) 2001-07-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR20110060449A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
US11634785B2 (en) Steel material showing excellent hydrogen-induced cracking resistance and method for preparing same
JP7339339B2 (ja) 冷間加工性及びｓｓｃ抵抗性に優れた超高強度鋼材及びその製造方法
KR100957929B1 (ko) 저온인성이 우수한 고장력 강판의 제조방법
JPH0941088A (ja) 高靱性低温用鋼板の製造方法
KR20170074319A (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
JP7344962B2 (ja) 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
JPH0941036A (ja) 高靱性低温用鋼板の製造方法
KR102164110B1 (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
JPH0920922A (ja) 高靱性低温用鋼板の製造方法
KR101657823B1 (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102498135B1 (ko) 황화물 응력부식 균열 저항성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR100447925B1 (ko) 저온인성이 우수한 고장력강의 제조방법
KR101899736B1 (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
JP2004250766A (ja) 強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法
KR101889189B1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 인장강도 450MPa급 후육 강재 및 그 제조방법
KR100370584B1 (ko) 저항복비를 가진 고강도 후강판의 제조방법
KR100435467B1 (ko) 연속소둔에 의한 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR20190022127A (ko) 저온 충격인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
JPH03207814A (ja) 低降伏比高張力鋼板の製造方法
JPS5952207B2 (ja) 低降伏比、高靭性、高張力鋼板の製造方法
KR102200225B1 (ko) 극저온 횡팽창이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
KR100611497B1 (ko) 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
JPS6338518A (ja) 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法
JPS59133324A (ja) 成形性のすぐれた高張力冷延鋼板の製造法

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20080825

Year of fee payment: 5

LAPS Lapse due to unpaid annual fee