KR20150015506A - 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 과제는 입열량이 60kJ/㎜ 이상의 대입열 용접을 행한 경우라도 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공하는 것이다. 본 발명의 강재는, (a) Zr, REM 및 Ca를 함유하는 산화물을 포함하고, (b) 상기 강재에 포함되는 전체 개재물 중, 원 상당 직경으로 0.1 내지 2㎛의 개재물이 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하이고, 또한 (c) 상기 강재에 포함되는 개재물의 성분 조성이, 하기 수학식 1의 관계를 충족하는 것이다.
[수학식 1]

Description

용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재{STEEL MATERIAL HAVING EXCELLENT TOUGHNESS IN WELD-HEAT-AFFECTED ZONE}
본 발명은, 교량이나 고층 건조물, 선박 등에 사용되는 강재에 관한 것이고, 특히, 용접했을 때에 열 영향을 받는 부위(이하, 「용접 열 영향부」 또는 「HAZ」라고 칭하는 경우가 있음)의 인성이 우수한 강재에 관한 것이다.
교량이나 고층 건조물, 선박 등에 사용되는 강재에 요구되는 특성은, 최근 점점 엄격해지고 있고, 특히 양호한 인성이 요구된다. 이들 강재는, 일반적으로 용접해서 접합되는 경우가 많지만, 용접 조인트부 중, 특히 HAZ는 용접 시에 열 영향을 받아서 인성이 열화되기 쉽다고 하는 문제가 있다. 이 인성 열화는 용접 시의 입열량이 커질수록 현저하게 나타난다. 그 원인은 용접 시의 입열량이 커지면 HAZ의 냉각 속도가 느려지고, 켄칭성이 저하되어 조대한 섬 형상 마르텐사이트를 생성하는 데 있다고 생각된다. 따라서 HAZ의 인성을 개선하기 위해서는, 용접 시의 입열량을 최대한 억제하면 된다고 생각된다. 그러나 한편, 용접 작업 효율을 높이는 점에서는, 예를 들어 일렉트로 가스 용접, 일렉트로 슬래그 용접, 서브머지 아크 용접 등의 용접 입열량이 50kJ/㎜ 이상의 대입열 용접법의 채용이 요망된다.
따라서 본 출원인은, 대입열 용접법을 채용한 경우의 HAZ 인성 열화를 억제하는 강재를 특허문헌 1 내지 3에 제안하고 있다. 이들 강재는, 입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 산화물로서 REM의 산화물과 CaO 중 적어도 한쪽 및 ZrO2를 함유하고 있는 것에 특징이 있다. 상기 산화물은, 용강 중에서는 액상으로 존재하므로 강 중에 미세 분산한다. 게다가 상기 산화물은 열적으로 안정되므로, 예를 들어, 1400℃ 레벨의 고온에 장시간 노출되어도 고용되어 소실되지 않으므로, HAZ 인성의 향상에 크게 기여한다.
또한, 본 출원인은, 특허문헌 1에 개시한 입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 산화물을 이용한 기술을 개량하고, 보다 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성이 열화되지 않는 강재를 제공하기 위해 연구를 거듭하여, 특허문헌 4의 기술을 제안했다. 특허문헌 4에서는, 강재 중의 전체 산화물(입자 내 페라이트 변태의 핵이 되는 산화물에 한정되지 않고, 모든 산화물을 대상으로 함)의 크기와 개수가 HAZ 인성의 향상에 깊이 관여되어 있고, 특히, 원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과의 조대한 산화물을 5개 이하로 저감하면, 입열량이 대략 50kJ/㎜ 정도의 대입열 용접을 행해도 HAZ 인성이 우수한 강재가 얻어지는 것을 개시하고 있다.
일본 특허 공개 제2007-100213호 공보 일본 특허 공개 제2007-247004호 공보 일본 특허 공개 제2007-247005호 공보 일본 특허 공개 제2009-197267호 공보
상기 특허문헌 4에 의하면, 조대한 산화물의 개수가 현저하게 억제되어 있으므로, 상기 특허문헌 1의 실시예에 개시된 HAZ 인성 평가 방법보다도 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성을 높일 수 있었다. 즉 상기 특허문헌 1에서는, 1400℃의 가열 온도에서 5초간 유지한 후 800℃로부터 500℃까지의 온도를 300초로 냉각하는 열 사이클(입열 조건:1400℃×5초, 냉각 시간 Tc=300초)을 부여하고, -40℃에서의 흡수 에너지(vE-40)를 측정했다. 한편, 상기 특허문헌 4에서는, 1400℃의 유지 시간을 30초간으로 길게 한 열 사이클(입열 조건:1400℃×30초, 냉각 시간 Tc=300초)을 부여했을 때의 흡수 에너지를 상기와 마찬가지로 하여 측정하고 있고, 이 경우라도 양호한 HAZ 인성이 얻어진 것을 확인하였다. 그러나 용접 입열량은, 최근 점점 커지고 있으므로, 또한 대입열의 용접을 행한 경우의 HAZ 인성 향상이 요구되고 있다.
본 발명은 상기와 같은 사정을 착안해서 이루어진 것으로서, 그 목적은 입열량이 60kJ/㎜ 이상의 대입열 용접을 행한 경우라도 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공하는 데 있다.
상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재란, C:0.02 내지 0.15％(질량％의 의미. 이하 성분에 대해 동일함), Si:0.5％ 이하, Mn:2.5％ 이하, P:0.03％ 이하, S:0.02％ 이하, Al:0.050％ 이하, Ti:0.005 내지 0.10％, REM:0.0003 내지 0.015％, Ca:0.0003 내지 0.010％, Zr:0.0010 내지 0.050％, N:0.010％ 이하,O:0.0005 내지 0.010％를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재이다. 그리고,
(a) 상기 강재는 Zr, REM 및 Ca를 함유하는 산화물을 포함하고,
(b) 상기 강재에 포함되는 전체 개재물 중, 원 상당 직경으로 0.1 내지 2㎛의 개재물이 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하이고, 또한
(c) 상기 강재에 포함되는 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 개재물의 성분 조성이, 하기 수학식 1의 관계를 충족하고 있는 것에 요지를 갖고 있다.
[수학식 1]
Figure pct00001
상기 (b)에 의해 규정하고 있는 개재물의 개수 밀도는, 전자 프로브 X선 마이크로 분석계(EPMA;Electron Probe X-ray Micro Analyzer)에 의해 관찰하여 구해지는 값이다.
또한, 상기 수학식 1에 있어서, Ti, N 및 Al을 원소 X로 했을 때, Insol.X는 강재를 전해 추출한 후의 전해액을 눈금 0.1㎛ 또는 눈금 2.0㎛의 필터를 사용해서 각각 여과하고, 필터 상에 남은 추출 잔사 중의 원소 Ti, Al량을 유도 결합 플라즈마 발광 분석법(ICP 발광 분석법), 원소 N량을 인도 페놀청 흡광 광도법에 의해 각각 정량하고, 눈금 0.1㎛의 필터 상에 남은 추출 잔사 중의 원소 X량 Insol.X0 .1로부터 눈금 2.0㎛의 필터 상에 남은 추출 잔사 중의 원소 X량 Insol.X2 .0을 빼서 산출한 값이다.
상기 강재는, 또 다른 원소로서,
[1] Cu:2％ 이하, Ni:3.5％ 이하, Cr:3％ 이하 및 Mo:1％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
[2] Nb:0.25％ 이하와 V:0.1％ 이하 중 적어도 한쪽,
[3] B:0.005％ 이하
등의 원소를 함유해도 좋다.
본 발명에 따르면, 입자 내 α변태(α는 페라이트 또는 페라이트 및 베이나이트의 혼합 조직을 의미함. 이하 동일함)의 핵이 되는 산화물(Zr, REM 및 Ca를 함유하는 산화물)이 생성되어 있고, 게다가 강재 중에 존재하는 개재물 및 산화물의 크기와 개수(즉, 입도 분포)도 적절하게 제어되어 있다. 그로 인해, 입열량이 60kJ/㎜ 이상의 대입열 용접 시의 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공할 수 있다. 즉, 본 발명의 강재는, 특히, HAZ 인성 향상에 유용한 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물이 소정량 이상 존재할 뿐만 아니라, HAZ 인성 향상에 악영향을 미치는 원 상당 직경이 3㎛ 초과의 조대한 산화물의 개수가 유의하게 억제되어 있으므로, HAZ 인성이 우수한 것이 된다. 게다가 본 발명에 따르면, 상기 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 적절하게 제어하고 있으므로, 상기 특허문헌 4의 실시예에 개시된 HAZ 인성 평가 방법보다 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성을 높일 수 있다.
본 발명자들은, 상기 특허문헌 4를 제안한 후에도, 한층 높은 레벨의 대입열 용접 시의 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공하기 위해 연구를 진행시켜 왔다. 그 결과, 상기 특허문헌 4보다도 더욱 대입열량의 조건인 「1400℃의 가열 온도에서 60초간 유지한 후 800℃로부터 500℃까지의 온도를 450초로 냉각하는 열 사이클」(입열 조건:1400℃×60초, 냉각 시간 Tc=450초)을 부여한 경우라도 HAZ 인성이 우수한 강재를 제공하기 위해서는, 상기 특허문헌 4와 같이 원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과의 산화물을 5개 이하로 저감하는 것만으로는 불충분하고, 상기 특허문헌 4를 포함하고 종래는 완전히 착안되어 있지 않았던 원 상당 직경(이하, 간단히, 입경이라고 약기하는 경우가 있음)이 3㎛ 초과의 산화물의 개수를 저감하는 것이 매우 중요한 것 및 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비가 중요한 것을 발견하고, 본 발명을 완성했다.
이와 같이 본 발명의 특징 부분은,
(A) HAZ 인성 향상에 유용한 원 상당 직경 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물의 개수를 증대시킴(120개/㎟ 이상)과 함께,
(B) HAZ 인성 향상에 악영향을 미치는 원 상당 직경 3㎛ 초과의 산화물의 개수를 저감시키고(5.0개/㎟ 이하), 또한,
(C) 상기 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 소정의 범위로 함(구체적인 측정 수단으로서는, 전해 추출법에 의해 산출한 값이 상기 수학식 1을 충족함)으로써, 상기 특허문헌 4보다도 한층 큰 입열량으로 용접을 행해도 HAZ 인성을 개선할 수 있었던 것에 있다.
즉, 상기 특허문헌 4와의 관계에서 말하면, 상기 (A) 외에, 상기 (B) 및 상기 (C)를 규정한 것에 본 발명의 특징 부분이 존재한다. 상기 (C)에 의해 규정한 바와 같이, 상기 미세한 개재물에 대해 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 적절하게 제어하면, 이 개재물의 융점이 저하되므로, 대입열 용접 시에 개재물이 액상화되고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 개재물이 형성되기 쉬워져, HAZ 인성이 향상되는 것이 판명되었다.
또한, 상기 미세한 개재물에 있어서의 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 EPMA에 의해 고정밀도로 측정하는 것은, 후술하는 바와 같이 곤란하므로, 본 발명에서는, 전해 추출법과 ICP 발광 분석법과 인도 페놀청 흡광 광도법을 조합해서 측정하고 있다. 따라서 상기 (C)에서는, 눈금 2.0㎛의 필터를 통과하지만, 눈금 0.1㎛의 필터를 통과하지 않고 남은 추출 잔사에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 규정하고 있다. 따라서 본 발명의 특징 부분은, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 개재물의 개수 밀도[상기 (A)]와, 이 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비[상기 (C)]를 규정하고 있는 것에 있다.
또한, 상기 특허문헌 4에서는, 원 상당 직경으로 5.0㎛ 초과의 산화물의 개수를 제어하고 있는 것에 반해, 본 발명에서는, 상기 (B)에 의해 규정한 바와 같이, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물의 개수를 제어함으로써, HAZ 인성을 더 향상시킬 수 있다. 본 발명자들의 검토 결과에 의하면, 양호한 HAZ 인성을 실현하기 위해서는, 상기 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 제어하면, 상기 특허문헌 4와 같이, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과 5㎛ 이하의 산화물에 주목해서 특별히 제어할 필요는 없으며, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물의 개수를 제어하면 되는 것이 명백하게 되었다.
본 명세서에서는, 입자 내 α변태의 핵이 되는 산화물(즉, Zr, REM 및 Ca를 함유하는 산화물)과, 강재 중에 포함되는 모든 산화물을 구별하기 위해, 설명의 편의상, 전자를 특별히 「ZrㆍREMㆍCa계 산화물」이라고 칭하고, 후자를 특별히 「전체 산화물」이라고 칭하는 경우가 있다. 또한, 산화물에는 산화물만으로 구성되는 단독 산화물 외에, 산화물과 산화물 이외의 개재물(예를 들어, 황화물이나 질화물, 탄화물, 혹은 이들 복합 화합물)이 복합되어 있는 복합 산화물도 포함하는 의미이다.
또한, 상기의 ZrㆍREMㆍCa계 산화물을 구성하는 필수 성분(Zr, REM 및 Ca)을 특별히 「입자 내 α변태 핵 생성 원소」라고 칭하는 경우가 있다.
또한, 본 발명의 강재에는, 상기의 산화물 이외에 황화물이나 질화물, 탄화물 등의 비산화물, 혹은 이들 복합 화합물 등도 포함되지만, 본 명세서에서는, 강재 중에 포함되는 산화물, 황화물, 질화물, 탄화물, 혹은 이들 복합 화합물 등을 총칭해서 「전체 개재물」이라고 칭한다. 본 명세서에서는, 강재에 포함되는 전체 개재물 중, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 개재물을 「미세한 개재물」이라고 칭한다.
또한, 본 명세서에서는, 강재에 포함되는 전체 산화물 중, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 산화물을 「미세한 산화물」, 원 상당 직경이 3㎛ 초과의 산화물을 「조대한 산화물」이라고 각각 칭하고, 이들을 구별하는 경우가 있다. 또한, 상기 특허문헌 4에서는, 원 상당 직경으로 5㎛ 초과의 산화물을 「조대한 산화물」이라고 정의하고 있었지만, 본 명세서에서는, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물을 「조대한 산화물」이라고 하고 있다.
본 명세서에 있어서 「대입열 용접의 HAZ 인성이 우수한 강재」란, 강재에 대해, 1400℃에서 60초간 유지한 후, 800℃로부터 500℃까지의 온도를 450초로 냉각하는 열 사이클(열 이력)을 부여했을 때, -40℃에서의 흡수 에너지(vE-40)가 100J 이상을 충족하는 것을 의미한다. 이 열 이력은, 입열량이 60kJ/㎜ 이상의 대입열 용접을 행한 경우에 받는 열 이력에 상당하고 있다. 상기 열 이력을 특별히 「대입열 열 이력」이라고 칭하는 경우가 있다. 이 열 사이클에 의한 입열량은, 상기 특허문헌 4에 기재된 열 사이클에 의한 입열량(50kJ/㎜ 정도)에 비해 높은 것이며, 그 의미에서 본 발명의 「대입열 용접」과, 상기 특허문헌 4에 기재된 「대입열 용접」의 입열 레벨이 다른 것이다. 상기 vE-40은 클수록 좋고, 바람직하게는 vE-40이 130J 이상이다.
이하, 본 발명을 구성하는 상기 (a) 내지 (c)의 요건에 대해, 상세하게 설명한다.
(a) ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 대해
우선, 입자 내 α변태의 기점이 되는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 대해 설명한다. 상기 ZrㆍREMㆍCa계 산화물은, Zr의 산화물, REM의 산화물 및 Ca의 산화물을 모두 포함하고 있는 것을 의미하고 있다.
상기 ZrㆍREMㆍCa계 산화물의 일부는, 입자 내 α변태 핵 생성 원소를 단독으로 함유하는 단독 산화물로서 존재하고 있어도 좋고, 2종 이상의 입자 내 α변태 핵 생성 원소를 포함하는 복합 산화물로서 존재하고 있어도 좋다. 단독 산화물의 예로서는, Zr에서는 ZrO2;Ca에서는 CaO;REM에서는, REM을 「M」의 기호로 나타냈을 때, M2O3, M3O5, MO2 등이 예시된다. 또한, 이들 산화물은, 서로 응집해서 존재해도 좋고, 상기 산화물에 황화물이나 질화물 등의 다른 화합물이 복합 석출된 형태로 존재해도 좋다.
상기 ZrㆍREMㆍCa계 산화물은, Ti 산화물 및 Al 산화물을 함유하고 있을 필요가 있다. 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 Ti 산화물 및 Al 산화물을 함유시킴으로써, 입자 내 α변태가 촉진되어, HAZ 인성의 향상을 한층 높일 수 있게 된다. 상기 미세한 ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비의 상세에 대해서는 후술한다.
상기 Ti 산화물의 일부는, 단독 산화물(예를 들어, Ti2O3, Ti3O5, TiO2)로서 존재하고 있어도 좋다. 또한, 상기 Al 산화물의 일부는, 단독 산화물(예를 들어, Al2O3)로서 존재하고 있어도 좋다.
(b) 전체 개재물의 입도 분포에 대해
다음에, 본 발명을 특징짓는 전체 개재물의 개수와 크기에 대해 설명한다. 본 발명의 강재는, EPMA에 의해 관찰했을 때에,
(i) 원 상당 직경으로 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물이 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상이며,
(ii) 원 상당 직경으로 3㎛를 초과하는 조대한 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하이다.
본 발명의 강재에 있어서는, 원 상당 직경으로 3㎛를 초과하는 산화물의 개수를 제어하고 있고, 상기 특허문헌 4에 의해 규정하고 있는 바와 같이, 원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물과 원 상당 직경으로 5㎛ 초과의 산화물을 구별해서 제어할 필요는 없다. 본 발명의 강재에서는, 상기 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 적절하게 제어하고 있기 때문이다.
본 발명의 강재에 있어서는, 상기 (ii)에 의해 규정한 바와 같이, 상기 원 상당 직경이 3㎛ 초과의 조대한 산화물의 개수는 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하로 할 필요가 있다. 이 개수는 적으면 적을수록 좋고, 바람직하게는 1㎟당 3개 이하, 보다 바람직하게는 1㎟당 1개 이하, 가장 바람직하게는 1㎟당 실질적으로 0개이다.
또한, 상기 원 상당 직경으로 3㎛를 초과하는 조대한 산화물의 개수는, 강재의 단면을, 예를 들어, EPMA에 의해 관찰하고, 관찰 시야 내에 인정되는 개재물의 성분 조성을 정량 분석하고, 산소 함유량이 5질량％ 이상의 개재물을 산화물로 하고, 상기 산화물의 원 상당 직경을, 예를 들어, 투과형 전자 현미경(TEM)에 의해 관찰하여 측정해서 구하면 된다.
한편, 본 발명의 강재에 있어서는, 상기 (i)에 의해 규정한 바와 같이, 상기 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물의 개수는 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상으로 할 필요가 있다. 상기 미세한 개재물을 소정량 이상 생성시킴으로써, 입자 내 α변태의 핵이 되는 산화물이 증가되므로, HAZ 인성을 향상시킬 수 있다. 상기 미세한 개재물의 개수는, 바람직하게는 1㎟당 200개 이상, 보다 바람직하게는 1㎟당 500개 이상, 더욱 바람직하게는 1㎟당 1000개 이상이다.
또한, 상기 원 상당 직경으로 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물의 개수는, 강재의 단면을, 예를 들어, TEM 관찰에 의해 측정해서 구하면 된다. 또한, 본 발명의 강재에서는, 원 상당 직경으로 0.1㎛ 미만의 개재물은, 개재물 분산에 의한 HAZ 인성 향상 작용에 거의 기여하지 않으므로, 상기 개재물의 개수에는 포함하고 있지 않다.
상기 「원 상당 직경」이란, 상기 개재물(산화물의 경우는 산화물의 의미)의 면적이 동등해지는 바와 같이 상정한 원의 직경이며, TEM 관찰면 상에서 인정되는 것이다.
(c) 미세한 개재물 중의 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비
본 발명의 강재는, HAZ 인성의 향상에 기여하는 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물에 대해, Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비가, 소정의 범위를 충족하도록 함유하고 있는 것에 최대의 특징이 있다. 즉, 입자 내 α변태의 핵이 되는 미세한 ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 포함되어 있는 Ti 산화물과 Al 산화물을 소정의 범위 내로 제어하면, 대입열 용접했을 때의 HAZ에 있어서, ZrㆍREMㆍCa계 산화물의 일부가 액상화되고, 이 액상물이 그 후의 냉각 과정에서 입자 내 α변태의 핵으로서 유효하게 작용하는 결정 구조로 되어 결정화한다. 그로 인해, 입자 내 α와, 모상이 되는 오스테나이트(γ)의 계면 에너지가 저감됨과 함께, 입자 내 α와 ZrㆍREMㆍCa계 산화물의 계면 에너지도 한층 낮아지므로, 입자 내 α변태가 한층 더 촉진된다. 그 결과, 강재의 HAZ 인성이 향상된다.
상기 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물의 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비는, 전해 추출법과 ICP 발광 분석법과 인도 페놀청 흡광 광도법을 조합함으로써 측정한다. 구체적으로는, 본 발명의 강재는, 하기 수학식 1의 관계를 충족하고 있을 필요가 있다.
[수학식 1]
Figure pct00002
상기 Insol.Ti, Insol.N 및 Insol.Al은, 강재에 포함되는 화합물형의 Ti, N, Al의 각 농도를 나타내고 있고, 다음의 순서로 산출한 값이다. 즉, 강재를 전해 추출하고, 추출 후의 전해액을 눈금 0.1㎛ 또는 눈금 2.0㎛의 필터를 사용해서 각각 여과하고, 필터 상에 남은 추출 잔사를 각각 회수한다. 다음에, 추출 잔사에 포함되는 Ti, N 및 Al량(이하, 이들 원소를 X로 대표함) 중, 원소 Ti 및 Al량을 ICP 발광 분석법, 원소 N량을 인도 페놀청 흡광 광도법에 의해 각각 정량하고, 눈금 0.1㎛의 필터 상에 남은 추출 잔사에 포함되는 원소 X량을 Insol.X0 .1, 눈금 2.0㎛의 필터 상에 남은 추출 잔사에 포함되는 원소 X량을 Insol.X2 .0으로 하고, Insol.X0.1로부터 Insol.X2 .0을 뺌으로써, Insol.X를 산출한다(하기 식 참조).
Figure pct00003
즉, 상기 수학식 1 중, Insol.Ti, Insol.N 및 Insol.Al은, 눈금 2.0㎛ 필터를 통과하고, 눈금 0.1㎛를 통과하지 않는 개재물에 포함되는 Ti, N 및 Al량을 나타내고 있다. 그리고 본 발명에서는, 이와 같이 하여 측정된 것을 각각 상기 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물에 포함되는 Ti, N 및 Al량으로 간주하고 있다.
본 발명에서는, 강재 중의 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물에 포함되는 Ti, N 및 Al량의 관계를 규정하는 것이 중요하고, 이러한 미세한 개재물은 HAZ 인성의 향상에 유용하게 작용한다. 한편, 원 상당 직경이 2㎛를 초과하는(특히, 원 상당 직경이 3㎛를 초과하는) 개재물은, 취성 파괴의 기점이 되어, HAZ 인성을 반대로 열화시키기 때문이다.
상기 「Insol.Ti-3.4×Insol.N」은, 상기 전해 추출 잔사 중에, Ti 산화물로서 함유하고 있는 Ti량을 의미하고 있다.
즉, 상기 Insol.Ti는, 강재 중에 화합물로서 존재하고 있는 화합물형의 Ti량을 의미하고 있고, Ti는 Ti 산화물(예를 들어, TiO2), Ti 질화물(TiN) 또는 이들 복합 화합물(예를 들어, 산질화물 등)로서 존재하고 있다. 또한, 화합물로서 존재하는 Ti로서는, 상기 이외에 탄화물 등을 들 수 있지만, 눈금 0.1㎛의 필터 상에 남는 입경 0.1㎛ 초과의 Ti 탄화물은 거의 존재하지 않으므로, Insol.Ti에는 Ti 탄화물에 유래하는 Ti량은 포함되지 않는다.
한편, 상기 Insol.N은, 강재 중에 화합물로서 존재하고 있는 화합물형의 N량을 의미하고 있고, N은 질화물로서 존재하고 있다. 질화물로서는, TiN이나 ZrN, BN, AlN 등을 들 수 있지만, 상기 Insol.N은 실질적으로 TiN을 구성하고 있는 N량을 의미하고 있다. ZrN이나 BN, AlN은, 눈금 0.1㎛의 필터 상에 남는 크기로는 거의 성장하지 않으므로, 상기 Insol.N에는 ZrN이나 BN, AlN에 유래하는 N량은 포함되지 않는다.
그리고 Ti의 원자량은 47.88이고, N의 원자량은 14.01이므로, Ti의 원자량과 N의 원자량의 비는, 대략 3.4가 된다. 따라서 3.4×Insol.N을 산출함으로써, TiN을 형성하고 있는 Ti량을 구할 수 있다. 또한, Insol.Ti로부터, TiN을 형성하고 있는 Ti량(3.4×Insol.N)을 뺌으로써, 강재 중에 Ti 산화물로서 존재하고 있는 Ti량을 산출할 수 있다.
상기 Insol.Al은, 강재 중에 화합물로서 존재하고 있는 Al량을 의미하고 있고, Al 산화물(Al2O3으로 대표되는 Al 화합물)을 구성하고 있는 Al량을 실질적으로 의미하고 있다. Al은, 산화물 외에, 질화물 등으로 해도 존재할 가능성이 있지만, 상술한 바와 같이, 눈금 0.1㎛의 필터 상에 남는 크기로 성장하는 Al 질화물은 거의 없으므로, Insol.Al에는 Al 질화물 유래의 Al량은 포함되지 않는다.
그리고 상기 수학식 1은, 눈금 2.0㎛ 필터를 통과하고, 눈금 0.1㎛를 통과하지 않는 추출 잔사(즉, 원 상당 직경으로 0.1 내지 2㎛의 개재물에 상당)에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비(질량 기준)를 나타내고 있고, HAZ 인성의 향상에 유효한 개재물만의 조성을 나타내고 있다.
상기 수학식 1을 규정하는 의의는, 후술하는 실시예에서 실증하고 있다. 즉, 하기 표 1, 표 2에 나타내는 No.32와 33은, 성분 조성이 거의 동등한 강재이지만, No.32는, 상기 수학식 1의 값이 1.0 내지 8의 범위로 제어되어 있으므로, HAZ 인성이 양호하다. 이에 대해, No.33은, 상기 수학식 1의 값이 1.0을 하회하고 있으므로, HAZ 인성을 개선할 수 없었다.
또한, 하기 표 1, 표 2에 나타내는 No.4, 16, 29를 비교해도 마찬가지의 고찰을 할 수 있다. 즉, 이들은 성분 조성이 거의 동등한 강재이지만, No.4와 16은, 상기 수학식 1의 값이 1.0 내지 8의 범위로 제어되어 있으므로, HAZ 인성이 양호하다. 이에 대해, No.29는, 상기 수학식 1의 값이 1.0을 하회하고 있으므로, HAZ 인성을 개선할 수 없었다.
상기 전해액으로서는, 전기 분해에 의해 강재의 모상(매트릭스)을 용해할 수 있는 용액을 사용할 수 있고, 예를 들어 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄 클로라이드의 메탄올 용액 등을 사용할 수 있다.
전해 조건은 강재의 모상을 용해할 수 있는 조건을 채용하면 되고, 예를 들어, 전류 밀도는 100 내지 200A/㎡로 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는, 상술한 바와 같이, 전해 추출법에 의해 강재에 포함되는 개재물을 회수하고, 회수된 개재물을 눈금이 다른 필터를 사용해서 분리하고, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물의 성분 조성을 ICP 발광 분석법과 인도 페놀청 흡광 광도법에 의해 측정하고 있다. 그로 인해, 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물을 구성하고 있는 Ti량을 정확하게 정량할 수 있다. 즉, 강재에 포함되는 개재물의 성분 조성의 분석에는, 종래 EPMA를 사용해서 개재물을 동정하고, 개재물의 성분 조성을 정량 분석하는 것이 일반적이지만, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛ 정도의 미세한 개재물의 성분 조성을 EPMA에 의해 분석해도, 예를 들어 Ti 산화물을 구성하고 있는 Ti량과, Ti 질화물을 구성하고 있는 Ti량을 구별해서 정확하게 정량하는 것은 곤란했다. HAZ 인성의 향상에 유효한 개재물의 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛로 미세할 뿐만 아니라, Ti 산화물과 Ti 질화물은, 강재 중에 각각이 단독으로 존재하고 있는 것은 희박하고, 통상, 복합 화합물로서 존재하고 있기 때문이다. 따라서 EPMA에 의해 분석해도, Ti 산화물과 Ti 질화물의 복합 화합물로부터 Ti 산화물을 구성하고 있는 Ti량만을 정확하게 정량할 수는 없다. 이에 대해, 본 발명에서는, 전해 추출법과 ICP 발광 분석법과 인도 페놀청 흡광 광도법을 조합해서 개재물의 성분 조성을 측정하고 있으므로, 미세한 개재물 중의 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 고정밀도로 정량할 수 있다.
상기 수학식 1의 좌변값이 1.0을 하회하면, Ti 산화물에 대해 Al 산화물이 과잉으로 되므로, 입자 내 α변태능이 저하되고, HAZ 인성이 열화된다. 따라서 상기 수학식 1의 좌변값은, 1.0 이상, 바람직하게는 1.5 이상, 보다 바람직하게는 2.0 이상으로 한다.
그러나 상기 수학식 1의 좌변값이 8을 초과하면, Al 산화물에 대해 Ti 산화물이 과잉으로 되므로, 산화물의 융점이 상승하여, 용접 시의 HAZ에 있어서 산화물이 액상화되기 어려워진다. 그로 인해 HAZ 인성을 개선할 수 없다. 따라서 상기 수학식 1의 좌변값은 8 이하, 바람직하게는 7.5 이하, 보다 바람직하게는 7.0 이하로 한다.
(d) 바람직한 형태
본 발명의 강재는, 강재에 포함되는 전체 산화물의 조성을 측정해서 단독 산화물(합계가 100％)로서 질량 환산했을 때에, 평균 조성으로, ZrO2를 5 내지 50％, REM의 산화물(REM을 M의 기호로 나타내면 M2O3):5 내지 50％, CaO:50％ 이하를 충족하고 있는 것이 바람직하다. 이 조성을 충족함으로써 산화물이 입자 내 페라이트 변태의 핵으로서 유효하게 작용한다. 각 산화물의 하한값을 하회하면, 용접 시에 입자 내 페라이트의 생성 핵이 되는 산화물량이 부족해, HAZ 인성의 향상 작용이 발휘되기 어려워진다. 한편, 각 산화물의 상한값을 초과하면, 산화물이 조대화되어, 입자 내 페라이트의 생성 핵으로서 유효하게 작용하는 미세한 산화물의 개수가 적어져, HAZ 인성 향상 작용이 유효하게 발휘되기 어려워진다.
상기 ZrO2는, 보다 바람직하게는 8％ 이상, 더욱 바람직하게는 10％ 이상이다. 한편, 보다 바람직한 상한은 45％, 더욱 바람직하는 상한은 40％이다.
상기 REM의 산화물은, 보다 바람직하게는 10％ 이상, 더욱 바람직하게는 13％ 이상이다. 한편, 보다 바람직한 상한은 45％, 더욱 바람직하는 상한은 40％이다. 또한, REM의 산화물은, REM을 기호 M으로 나타내면, 강재 중에 M2O3, M3O5, MO2 등의 형태로 존재하지만, REM의 산화물을 모두 M2O3으로 환산했을 때의 양을 의미한다.
상기 CaO는, 입자 내 페라이트 변태의 핵으로서 유효하게 작용하지만, 과잉으로 포함되면 반대로 입자 내 페라이트 변태능이 열화되는 경우가 있다. 또한, CaO가 과잉으로 포함되면 주조 시에 사용하는 노즐의 용손을 야기하는 경우가 있다. 따라서 CaO의 상한은 50％로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 45％ 이하, 더욱 바람직하게는 40％ 이하, 특히 바람직하게는 30％ 이하이다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, CaO는 3％ 이상 함유하고 있는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 5％ 이상, 더욱 바람직하게는 10％ 이상이다.
또한, 전체 산화물의 조성의 나머지 성분은 특별히 한정되지 않고, 본 발명의 강재 중에 포함되는 산화물 형성 원소의 산화물(예를 들어, SiO2나 Al2O3, MnO 등)을 들 수 있다.
강재에 포함되는 전체 산화물의 조성은, 강재의 표면을 예를 들어 EPMA에 의해 관찰하고, 관찰 시야 내에 인정되는 산화물을 정량 분석해서 측정한다. 측정 조건의 상세는, 후기하는 실시예의 란에서 설명한다.
다음에, 본 발명의 강재(모재)에 있어서의 성분 조성에 대해 설명한다. 본 발명의 강재는, 기본 성분으로서, C:0.02 내지 0.15％, Si:0.5％ 이하, Mn:2.5％ 이하, P:0.03％ 이하, S:0.02％ 이하, Al:0.050％ 이하, Ti:0.005 내지 0.10％, REM:0.0003 내지 0.015％, Ca:0.0003 내지 0.010％, Zr:0.0010 내지 0.050％, N:0.010％ 이하를 함유하고 있다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.
C는 강재(모재)의 강도를 확보하기 위해 결여될 수 없는 원소이며, 0.02％ 이상 함유시킬 필요가 있다. C량은, 바람직하게는 0.04％ 이상이며, 보다 바람직하게는 0.05％ 이상이다. 그러나 C량이 0.15％를 초과하면, 용접 시에 HAZ에 섬 형상 마르텐사이트(MA)가 많이 생성되어 HAZ의 인성 열화를 초래할 뿐만 아니라, 용접성에도 악영향을 미친다. 따라서 C량은 0.15％ 이하, 바람직하게는 0.10％ 이하, 보다 바람직하게는 0.08％ 이하이다.
Si는 탈산 작용을 가짐과 함께, 고용 강화에 의해 강재(모재)의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si는, 0.01％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Si량은, 보다 바람직하게는 0.02％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.05％ 이상, 특히 바람직하게는 0.10％ 이상 함유시키는 것이 좋다. 그러나 Si량이 0.5％를 초과하면, 강재의 용접성이나 인성이 열화된다. 따라서 Si량은, 0.5％ 이하, 바람직하게는 0.45％ 이하, 보다 바람직하게는 0.40％ 이하이다.
또한, 특히 HAZ 인성을 높이기 위해서는, Si는 0.30％ 이하로 하는 것이 권장되고, 바람직하게는 0.05％ 이하, 보다 바람직하게는 0.01％ 이하이다. 단, Si량을 억제할수록 HAZ 인성은 향상되지만, 강재의 강도가 저하되는 경우가 있다.
Mn은 강재(모재)의 강도 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.4％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Mn량은, 보다 바람직하게는 0.50％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.7％ 이상, 특히 바람직하게는 0.8％ 이상이다. 그러나 Mn량이 2.5％를 초과하면, 강재(모재)의 용접성을 열화시킨다. 따라서 Mn량은 2.5％ 이하로 억제할 필요가 있다. Mn량은, 바람직하게는 2.3％ 이하, 보다 바람직하게는 2.0％ 이하이다.
P는 편석되기 쉬운 원소이며, 특히 강재 중의 결정립계에 편석해서 HAZ 인성을 열화시킨다. 따라서 P량은 0.03％ 이하로 억제할 필요가 있다. P량은, 바람직하게는 0.020％ 이하, 보다 바람직하게는 0.015％ 이하이다. 또한, P는, 통상, 불가피하게 0.001％ 정도 함유하고 있다.
S는 Mn과 결합해서 황화물(MnS)을 생성하고, 모재의 인성이나 판 두께 방향의 연성을 열화시키는 유해한 원소이다. 또한, S가 La나 Ce 등의 REM과 결합해서 REM의 황화물(예를 들어, LaS나 CeS)을 생성하면, REM의 산화물의 생성이 저해되므로, HAZ 인성이 열화된다. 따라서 S량은 0.02％ 이하로 억제할 필요가 있다. S량은, 바람직하게는 0.015％ 이하, 보다 바람직하게는 0.010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.006％ 이하이다. 또한, S는, 통상, 불가피하게 0.0005％ 정도 함유하고 있다.
Al은 탈산제로서 작용하는 원소이다. 그러나 과잉으로 첨가하면 산화물을 환원해서 조대한 Al 산화물을 형성하고, HAZ 인성이 열화된다. 따라서 Al량은 0.050％ 이하로 억제할 필요가 있다. Al량은, 바람직하게는 0.04％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.025％ 이하, 특히 바람직하게는 0.010％ 이하이다. 또한, Al은, 통상, 불가피하게 0.0005％ 정도 함유하고 있다.
Ti는 강재 중에 TiN 등의 질화물이나, Ti를 포함하는 산화물을 생성하고, HAZ 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Ti는 0.005％ 이상 함유시킬 필요가 있다. Ti량은, 바람직하게는 0.007％ 이상, 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 그러나 과잉으로 첨가하면 Ti의 고용 강화에 의해 모재 자체가 경화되고, HAZ 인성의 저하에 연결되므로, Ti는 0.10％ 이하로 억제해야만 한다. Ti량은, 바람직하게는 0.07％ 이하, 보다 바람직하게는 0.06％ 이하이다.
REM(희토류 원소)과 Ca는, 각각의 산화물을 생성시키는 데 필요한 원소이다. 이 산화물을 함유함으로써, 산화물이 미세 분산되기 쉬워지고, 이 미세 분산된 산화물이 입자 내 α변태의 핵이 되므로, HAZ 인성의 향상에 기여한다.
REM은 0.0003％ 이상 함유시켜야만 하고, 바람직하게는 0.001％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0020％ 이상이다. 그러나 REM을 과잉으로 첨가하면, 조대한 산화물이 과잉으로 생성되므로, HAZ 인성이 열화된다. 또한, REM을 과잉으로 첨가하면, 고용 REM이 생성되고, 이것이 편석됨으로써 모재의 인성이 열화된다. 따라서 REM량은 0.015％ 이하로 억제해야만 한다. REM량은, 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.007％ 이하이다.
또한, 본 발명에 있어서, REM이란, 란타노이드 원소(La로부터 Lu까지의 15 원소) 및 Sc(스칸듐)와 Y(이트륨)를 포함하는 의미이다. 이들 원소 중에서도 La, Ce 및 Y로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 La와 Ce 중 적어도 한쪽을 함유하는 것이 좋다.
Ca는 0.0003％ 이상 함유시켜야만 하고, 바람직하게는 0.0005％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0008％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.001％ 이상이다. 그러나 Ca를 과잉으로 첨가하면, CaO가 과잉으로 생성되어 고CaO 농도의 개재물이 생성되므로, 개재물의 입자 내 변태 핵으로서 작용하는 효과가 약해져, HAZ 인성이 반대로 열화된다. 따라서 Ca량은, 0.010％ 이하로 억제할 필요가 있다. Ca량은, 바람직하게는 0.009％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하이다.
Zr은 Zr을 포함하는 복합 산화물을 생성해서 HAZ 인성의 향상에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.0010％ 이상 함유시킬 필요가 있다. Zr량은, 바람직하게는 0.002％ 이상, 보다 바람직하게는 0.0023％ 이상이다. 그러나 Zr을 과잉으로 첨가하면, ZrO2가 많이 생성되므로, 개재물의 입자 내 변태 핵으로서 작용하는 효과가 약해진다. 또한, Zr을 과잉으로 첨가하면, 석출 강화를 초래하는 미세한 질화물(ZrN)이나 탄화물(ZrC)이 형성하고, 모재 자체의 인성 저하를 초래한다. 따라서 Zr량은 0.050％ 이하로 억제한다. Zr량은, 바람직하게는 0.04％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이하이다.
N은 질화물(예를 들어, ZrN이나 TiN 등)을 석출하는 원소이며, 그 질화물은 핀 고정 효과에 의해, 용접 시에 HAZ에 생성하는 오스테나이트 입자의 조대화를 방지해서 페라이트 변태를 촉진하여, HAZ 인성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, N을 0.003％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. N량은, 보다 바람직하게는 0.004％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.005％ 이상이다. N은 많을수록 질화물을 형성해서 오스테나이트 입자의 미세화를 촉진하므로, HAZ의 인성 향상에 유효하게 작용한다. 그러나 N량이 0.010％를 초과하면, 고용 N량이 증대되어 모재 자체의 인성이 열화되고, HAZ 인성도 저하된다. 따라서 N량은 0.010％ 이하로 억제할 필요가 있다. N량은, 바람직하게는 0.009％ 이하, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하이다.
본 발명의 강재는, 상기 원소를 필수 성분으로서 함유하는 것이며, O(산소)량은 0.0005 내지 0.010％이다. 여기서 O(산소)량 0.0005 내지 0.010％는, 토탈 산소량을 나타내고, 산화물을 형성하고 있는 O(산소)와 강재 중에 고용하고 있는 프리인 O(산소)의 합계량을 의미하고 있다.
상기 강재의 잔량부 성분은 철 및 불가피 불순물(예를 들어, Mg나 As, Se 등)이다.
본 발명의 강재는, 또 다른 원소로서,
[1] Cu:2％ 이하, Ni:3.5％ 이하, Cr:3％ 이하 및 Mo:1％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소,
[2] Nb:0.25％ 이하와 V:0.1％ 이하 중 적어도 한쪽,
[3] B:0.005％ 이하
등의 원소를 함유하는 것도 유효하다. 이러한 범위를 정한 이유는 이하와 같다.
[1] Cu, Ni, Cr 및 Mo로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소
Cu, Ni, Cr 및 Mo는, 모두 강재의 강도를 높이는 데 기여하는 원소이며, 각각 단독으로, 혹은 복합되어 첨가할 수 있다.
Cu량이 2％를 초과하면, 모재의 강도를 지나치게 현저하게 높여서 모재의 인성을 반대로 열화시키므로, HAZ 인성도 저하되는 경우가 있다. 따라서 Cu량은 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu량은, 보다 바람직하게는 1.8％ 이하, 더욱 바람직하게는 1.5％ 이하이다. 또한, Cu 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Cu량은, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이상이다.
Ni량이 3.5％를 초과하면, 모재의 강도를 지나치게 현저하게 높여서 모재의 인성을 반대로 열화시키므로, HAZ 인성도 저하되는 경우가 있다. 따라서 Ni량은 3.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Ni량은, 보다 바람직하게는 3.0％ 이하, 더욱 바람직하게는 2.5％ 이하이다. 또한, Ni 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Ni량은, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이상이다.
Cr량이 3％를 초과하면, 모재의 강도를 지나치게 현저하게 높여서 모재의 인성을 반대로 열화시키므로, HAZ 인성도 저하되는 경우가 있다. 따라서 Cr량은 3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr량은, 보다 바람직하게는 2％ 이하, 더욱 바람직하게는 1％ 이하이다. 또한, Cr 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Cr량은, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.15％ 이상이다.
Mo량이 1％를 초과하면, 모재의 강도를 지나치게 현저하게 높여서 모재의 인성을 반대로 열화시키므로, HAZ 인성도 저하되는 경우가 있다. 따라서 Mo량은 1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mo량은, 보다 바람직하게는 0.9％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.80％ 이하이다. 또한, Mo 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.05％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Mo량은, 보다 바람직하게는 0.1％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.15％ 이상이다.
[2] Nb와 V 중 적어도 한쪽
Nb와 V는, 모두 탄질화물로서 석출되고, 그 탄질화물의 핀 고정 효과에 의해, 용접 시에 오스테나이트 입자가 조대화되는 것을 방지하여, HAZ 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. Nb와 V는, 각각 단독으로, 혹은 복합되어 첨가할 수 있다.
그러나 Nb량이 0.25％를 초과하면, 석출된 탄질화물이 조대화되어, HAZ 인성을 반대로 열화시키는 경우가 있다. 따라서 Nb량은 0.25％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Nb량은, 보다 바람직하게는 0.2％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.15％ 이하이다. 또한, Nb 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.002％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Nb량은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상이다.
V량이 0.1％를 초과하면, 상기 Nb와 마찬가지로, 석출된 탄질화물이 조대화되어, HAZ 인성을 반대로 열화시키는 경우가 있다. 따라서 V량은 0.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. V량은, 보다 바람직하게는 0.09％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.08％ 이하이다. 또한, V 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.002％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. V량은, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.01％ 이상이다.
[3] B(붕소)
B는 입계 페라이트의 생성을 억제해서 HAZ 인성을 향상시키는 원소이다. 그러나 B량이 0.005％를 초과하면, 오스테나이트 입계에 BN으로서 석출되고, 반대로 인성의 저하를 초래하는 경우가 있다. 따라서 B량은 0.005％ 이하가 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하이다. 또한, B 첨가에 의한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, 0.0010％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.0015％ 이상이다.
본 발명의 강재는, 1450℃에서 60초간 유지한 후, 800℃로부터 500℃에의 냉각 시간을 450초로서 냉각하는 열 이력을 부여한 경우라도, -40℃에서의 흡수 에너지(vE-40)로 100J 이상(특히, 130J 이상)을 확보할 수 있다. 그로 인해, 본 발명에 따른 강재는, 예를 들어 교량이나 고층 건조물, 선박 등의 구조물의 재료로서 사용할 수 있고, 소 내지 중입열 용접은 물론, 입열량이 60kJ/㎜ 이상의 대입열 용접에 있어서도 용접 열 영향부의 인성 열화를 방지할 수 있다. 본 발명의 강재는, 판 두께가 약 3.0㎜ 이상의 두꺼운 강판 등을 대상으로 하고 있다.
다음에, 본 발명의 강재를 제조하는 데 있어서, 적절하게 채용할 수 있는 제법에 대해 설명한다. 본 발명의 강재는 용강을 탈산하고, 그 후, Ti를 첨가하고 나서 Al을 첨가하면 된다. 탈산한 용강에 Ti를 첨가하고 나서 Al을 첨가(Ti→Al)함으로써, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛ 정도의 미세한 개재물에 포함되는 Ti 산화물과 Al 산화물의 조성비를 적절하게 제어할 수 있고, 상기 수학식 1을 충족하는 강재를 제조할 수 있다. 즉, Ti 산화물은 Al 산화물이나 ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 비해 용강과의 계면 에너지가 작으므로, 용강에 Al, Zr, REM 및 Ca를 첨가하기 전에 Ti를 첨가함으로써, 미세한 Ti 산화물을 형성할 수 있고, 결과적으로, HAZ 인성에 기여하는 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물을 소정량 생성시킬 수 있다. 또한, Ti를 첨가한 후에, Al을 첨가함으로써, Ti와 Al을 포함하는 복합 산화물을 생성시킬 수 있어, Ti 산화물로서의 활동도를 1 미만으로 저하시킬 수 있다. 그리고, 이 복합 산화물을 형성한 후에, Ti나 Al보다 강탈산 원소인 Zr, REM 및 Ca를 첨가함으로써, ZrㆍREMㆍCa계 산화물이 형성되고, 이때 Ti 산화물이나 Al 산화물의 환원은 억제되므로, ZrㆍREMㆍCa계 산화물에, 소정량의 Ti 산화물과 Al 산화물을 함유시킬 수 있다. 이와 같이 Ti를 첨가하고 나서 Al을 첨가함으로써, Ti, Al, Zr, REM 및 Ca의 첨가량이 동일하다고 해도 입자 내 α변태의 핵이 되는 산화물을 다량으로 생성시킬 수 있다.
한편, Al을 첨가한 후에 Ti를 첨가(Al→Ti)해도, 개재물의 조성을, 상기 수학식 1을 충족하도록 조정할 수는 없다. Ti는 Al보다도 탈산력이 약하므로, 용강에 Al을 첨가한 후에 Ti를 첨가해도 먼저 형성된 Al 산화물을 환원할 수 없으므로, Ti 산화물의 생성량이 감소되어, ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 소정량의 Ti 산화물을 함유시킬 수 없다. 또한, 이때 형성되는 Ti 산화물은, 단독 산화물과 존재하고 있고, Ti 산화물로서의 활동도는 1에 근접해져 있다. 그로 인해, 이 상태에서 Ti보다도 탈산력이 강한 Zr, REM 및 Ca를 첨가하면, Ti 산화물은 환원되어 Ti 산화물의 생성량이 감소되고, ZrㆍREMㆍCa계 산화물에 소정량의 Ti 산화물을 함유시킬 수 없다. 따라서 본 발명의 강재를 제조할 때에는, 용강의 탈산에는 Al을 사용하지 않는 것이 권장된다. Al 탈산을 행하면, 용강 중에 Al 산화물이 잔류되는 경우가 있으므로, Ti 산화물을 소정량 포함하는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물을 형성하는 것이 곤란해진다.
상기 용강은 공지의 방법에 의해 탈산하면 되고, 예를 들어 Al, Ti, REM, Ca 및 Zr 이외의 원소에 대해 성분 조정한 후, C, Si 및 Mn으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 사용해서 탈산하고, 그 후, Ti를 첨가하고 나서 Al을 첨가해도 좋다.
상기 Ti를 첨가한 후에 Al, REM, Ca 및 Zr을 첨가하는 데 있어서는, 예를 들어,
(1) Ti를 첨가한 후에, Al을 첨가하고 나서 REM, Ca 및 Zr을 임의의 순서로 첨가해도 좋고,
(2) Ti를 첨가한 후, Al을 첨가하고 나서 REM, Ca 및 Zr을 동시에 첨가해도 좋고,
(3) Ti를 첨가한 후, Al, REM, Ca 및 Zr을 동시에 첨가해도 좋다.
상기 용강에 첨가하는 REM이나 Ca, Zr, Ti의 형태는 특별히 한정되지 않고, 예를 들어, REM으로서, 순La나 순Ce, 순Y 등, 혹은 순Ca, 순Zr, 순Ti, 또는 Fe-Si-La 합금, Fe-Si-Ce 합금, Fe-Si-Ca 합금, Fe-Si-La-Ce 합금, Fe-Ca 합금, Fe-Zr 합금, Fe-Ti 합금, Ni-Ca 합금 등을 첨가하면 된다. 또한, 용강에 미슈 메탈을 첨가해도 좋다. 미슈 메탈이란, 희토류 원소의 혼합물이며, 구체적으로는, Ce를 40 내지 50％ 정도, La를 20 내지 40％ 정도 함유하고 있다. 단, 미슈 메탈에는 불순물로서 Ca를 포함하는 경우가 많으므로, 미슈 메탈이 Ca를 포함하는 경우는, 이 Ca량도 포함해서 전체 Ca량이 본 발명에 의해 규정하는 범위를 충족할 필요가 있다.
이렇게 해서 성분 조정해서 얻어진 용강은, 통상법에 따라서 연속 주조해서 슬래브로 한 후, 통상법에 따라서 열간 압연 등을 행함으로써 본 발명의 강재를 제조할 수 있다.
본원은, 2012년 6월 19일에 출원된 일본 특허 출원 제2012-138047호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2012년 6월 19일에 출원된 일본 특허 출원 제2012-138047호의 명세서의 전체 내용이, 본원에 참고를 위해 원용된다.
<실시예>
이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 기초로부터 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것이 아니라, 전ㆍ후술하는 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 추가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.
진공 용해로(용량 150㎏)를 사용하고, 하기 표 1에 나타내는 화학 성분을 함유하는 공시강(잔량부는 철 및 불가피 불순물)을 용제했다. 공시강을 용제하는 데 있어서는, Al, Ti, REM, Ca 및 Zr 이외의 원소에 대해 성분 조정함과 함께, C, Si 및 Mn으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 사용해서 탈산하여 용강의 용존 산소량을 조정했다. 그 후, 용존 산소량을 조정한 용강에, Al과 Ti를 첨가한 후, REM, Ca 및 Zr을 첨가했다. 하기 표 1에, Al과 Ti의 첨가 순서를 나타낸다. 또한, 하기 표 1에 나타낸 공시강은, Ti와 Al의 첨가 순서를 바꾼 것 이외는, 동일한 방법에 의해 제조했다. 또한, Ti는 Fe-Ti 합금의 형태로, Zr은 Fe-Zr 합금의 형태로, REM은 La를 약 25％와 Ce를 약 50％ 함유하는 미슈 메탈의 형태로, Ca는 Ni-Ca 합금의 형태로, 각각 첨가했다. 또한, 하기 표 1에 나타낸 공시강 중, 본 발명에 의해 규정하는 요건을 충족하는 공시강의 토탈 O량(산소량)은 0.0005 내지 0.010％의 범위인 것을 확인하였다.
상기 원소를 첨가한 후, 150kg의 잉곳으로 주조해서 냉각했다. 얻어진 잉곳을 가열하고, 열간 압연하고, 두께가 30 내지 80㎜의 두꺼운 강판을 제조했다. 열간 압연은 가열 온도를 1100℃, 압연 종료 온도를 880℃로 하여 행했다.
얻어진 두꺼운 강판에 대해, 전체 산화물의 성분 조성 및 개재물과 산화물의 개수 밀도를 다음의 수순으로 측정했다. 즉, 얻어진 두꺼운 강판의 t/4(단, t는 강판의 두께) 위치에 있어서의 횡단면으로부터 샘플을 잘라내고, 잘라내어진 샘플 표면을, 일본 전자 TE-EPMA 「JXA-8500F(장치명)」을 사용해서 관찰하고, 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상의 개재물에 대해 성분 조성을 정량 분석했다. 관찰 조건은 가속전압을 20㎸, 시료 전류를 0.01㎂, 관찰 시야 면적을 1 내지 5㎠, 분석 개수를 100개 이상으로 하고, 개재물의 중앙부에서의 성분 조성을 특성 X선의 파장 분산 분광에 의해 정량 분석했다. 분석 대상 원소는, Si, Mn, S, Al, Ti, La, Ce, Ca, Zr 및 O(산소)로 하고, 기지 물질을 사용해서 각 원소의 X선 강도와 원소 농도의 관계를 미리 검량선으로서 구해 두고, 분석 대상으로 하는 상기 개재물로부터 얻어진 X선 강도와 상기 검량선으로부터 그 개재물에 포함되는 원소량을 정량했다.
얻어진 정량 결과 중 산소 함량이 5％ 이상의 개재물을 산화물로 했다. 이때, 하나의 개재물로부터 복수의 원소가 관측된 경우에는, 그들 원소의 존재를 나타내는 X선 강도의 비로부터 각 원소의 단독 산화물로 환산해서 산화물의 조성을 산출했다. 본 발명에서는, 이와 같이 단독 산화물로서 질량 환산했지만 평균을 산화물의 평균 조성으로 했다. 산화물 중, REM의 산화물, ZrO2 및 CaO의 평균 조성을 하기 표 2에 나타낸다. 또한, REM의 산화물은 금속 원소를 M으로 나타내면, 강재 중에 M2O3이나 M3O5, MO2의 형태로 존재하지만, 모든 산화물을 M2O3으로 환산해서 조성을 산출했다. 또한, 하기 표 2에 나타낸 「기타」라고 함은, REM의 산화물, ZrO2 및 CaO 이외의 산화물(예를 들어, Al2O3, MnO, SiO2 등)이다.
다음에, 정량한 개재물에 대해 TEM 관찰(관찰 배율 30,000배)에 의해 원 상당 직경을 측정하고, 원 상당 직경(입경)이 0.1 내지 2㎛의 개재물의 개수를 측정했다. 개재물의 개수를 관찰 시야 면적 1㎟당 환산한 값을 하기 표 2에 나타낸다.
또한, 얻어진 정량 결과 중 산소 함량이 5질량％ 이상의 개재물을 산화물로 하고, 이 산화물의 원 상당 직경을 TEM 관찰(관찰 배율 30,000배)에 의해 측정하고, 원 상당 직경(입경)이 3㎛를 초과하는 산화물의 개수를 측정했다. 산화물의 개수를 관찰 시야 면적 1㎟당 환산한 값을 하기 표 2에 나타낸다.
다음에, 얻어진 두꺼운 강판의 t/4(단, t는 강판의 두께) 위치에 있어서의 횡단면으로부터 10㎜×20㎜×20㎜의 샘플을 잘라내고, 전해 추출한 후의 전해액을 눈금 0.1㎛ 또는 눈금 2.0㎛의 필터를 사용해서 각각 여과하고, 필터 상에 남은 추출 잔사를 회수했다. 전해액으로서는, 10％ 아세틸아세톤-1％ 테트라메틸암모늄 클로라이드의 메탄올 용액을 사용했다. 전해 추출은 전류 밀도를 100 내지 200A/㎡로 하여 행했다.
회수한 추출 잔사에 포함되는 Ti, Al량을 ICP 발광 분석법, N량을 자외 가시 분광 광도계 「UVmini-1240(가부시끼가이샤 시마즈 세이사꾸쇼제)」을 사용해서 인도 페놀청 흡광 광도법에 의해 각각 정량하고, 상술한 수순으로 상기 수학식 1의 좌변의 값을 산출했다. 산출 결과를 하기 표 2에 나타낸다.
다음에, 용접 시에 열 영향을 받는 HAZ의 인성을 평가하기 위해 대입열 용접을 모의하여 하기에 나타내는 용접 재현 시험을 행했다. 용접 재현 시험은 두꺼운 강판의 t/4 위치(단, t는 판 두께)로부터 잘라낸 샘플이 1400℃가 되도록 가열하고, 이 온도에서 60초간 유지한 후, 냉각하는 열 사이클을 부여했다. 냉각 속도는 800℃로부터 500℃에의 냉각 시간이 450초가 되도록 조정했다.
냉각 후의 샘플의 충격 특성은, 상기 열 사이클을 부여한 후의 샘플로부터 압연 방향으로 V 노치 샤르피 시험편을 3개 채취하고, JIS Z2242에 따라서 충격 시험을 행하여 평가했다. 충격 시험에서는 -40℃에서의 흡수 에너지(vE-40)를 측정하고, 3회의 평균값을 산출했다. 본 발명에서는, vE-40의 평균값이 100J 이상의 것을 합격(HAZ 인성 양호)으로 한다. 측정 결과를 하기 표 2에 나타낸다.
하기 표 1, 표 2로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다. No.1 내지 18, 32는, 본 발명에 의해 규정하는 조건을 충족하는 예이며, 원 상당 직경이 3㎛ 초과의 산화물이 생성되지 않도록, 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 미세한 개재물을 많이 생성시키고 있고, 게다가 상기 미세한 개재물의 성분 조성을 적절하게 제어하고 있으므로, HAZ 인성이 양호한 강재가 얻어져 있다.
한편, No.19 내지 31, 33은, 본 발명에 의해 규정하는 어느 하나의 요건을 벗어난 예이다. 이들 중 No.19는, 강재에 포함되는 Al량이 지나치게 많으므로, 원 상당 직경이 3㎛를 초과하는 조대한 산화물을 많이 생성하여, HAZ 인성이 열화되어 있다. No.20은, 강재에 포함되는 N량이 지나치게 많은 예이며, 강재에 포함되는 고용 N량이 과잉이 되어, HAZ 인성이 열화되어 있다고 생각된다.
No.21은, 강재에 포함되는 Ti량이 지나치게 많으므로, Ti의 고용에 의해 모재가 고용 강화되었으므로, 결과적으로 HAZ 인성이 열화되어 있다. No.22는, 강재에 포함되는 Ti량이 너무 적으므로, HAZ 인성이 열화되어 있다. No.23은, 강재에 포함되는 Zr량이 지나치게 많으므로, ZrO2량이 많게 되고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물의 작용이 약해져, 미세 조직이 얻어지지 않아 HAZ 인성이 열화되어 있다고 생각된다. No.24는, 강재에 포함되는 Zr량이 너무 적으므로, ZrO2량이 줄어들고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물량이 줄어들고 있다고 생각된다. 그로 인해 HAZ 인성이 열화되어 있다고 생각된다.
No.25는, 강재에 포함되는 REM량이 많으므로, REM의 산화물량이 많게 되고, 또한 REM의 산화물이 조대화되어, 원 상당 직경이 3㎛를 초과하는 조대한 산화물이 과잉으로 생성했으므로, HAZ 인성 향상 작용이 발휘되어 있지 않다고 생각된다. No.26은, 강재에 포함되는 REM량이 너무 적으므로, REM의 산화물량이 줄어들고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물량이 줄어들고 있다고 생각된다. 그로 인해 HAZ 인성이 열화되어 있다고 생각된다. No.27은, 강재에 포함되는 Ca량이 지나치게 많으므로, CaO량이 많게 되고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물의 작용이 약해져, 미세 조직이 얻어지지 않아 HAZ 인성이 열화되어 있다고 생각된다. No.28은, 강재에 포함되는 Ca량이 너무 적으므로, CaO가 생성되지 않고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 ZrㆍREMㆍCa계 산화물량이 줄어들고 있다고 생각된다. 그로 인해 HAZ 인성이 열화되어 있다고 생각된다.
No.29, No.30 및 No.33은, 용제 시에서의 Ti와 Al의 첨가 순서가 본 발명에 의해 권장하는 조건에서 벗어나 있으므로, 상기 수학식 1의 값이 본 발명에 의해 규정하는 요건에서 벗어나 있는 예이다. 그로 인해 HAZ 인성이 열화되어 있다. No.31은, Ti, N, Al량의 밸런스가 나빠, 강재에 포함되는 개재물의 성분 조성이, 상기 수학식 1의 관계를 충족하지 않고, 본 발명에 의해 규정하는 범위를 초과하고 있으므로, 개재물의 융점이 상승되어, 대입열 용접 시에 개재물이 액상화되지 않고, 입자 내 α변태의 핵이 되는 개재물이 형성되기 어려워져, HAZ 인성이 향상되어 있지 않다고 생각된다.
Figure pct00004
Figure pct00005

Claims (5)

  1. C:0.02 내지 0.15％(질량％의 의미. 이하 성분에 대해 동일함),
    Si:0.5％ 이하,
    Mn:2.5％ 이하,
    P:0.03％ 이하,
    S:0.02％ 이하,
    Al:0.050％ 이하,
    Ti:0.005 내지 0.10％,
    REM:0.0003 내지 0.015％,
    Ca:0.0003 내지 0.010％,
    Zr:0.0010 내지 0.050％,
    N:0.010％ 이하,
    O:0.0005 내지 0.010％를 함유하고,
    잔량부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재이며,
    (a) 상기 강재는, Zr, REM 및 Ca를 함유하는 산화물을 포함하고,
    (b) 상기 강재에 포함되는 전체 개재물 중,
    원 상당 직경으로 0.1 내지 2㎛의 개재물이 관찰 시야 면적 1㎟당 120개 이상,
    원 상당 직경으로 3㎛ 초과의 산화물이 관찰 시야 면적 1㎟당 5.0개 이하이고, 또한
    (c) 상기 강재에 포함되는 원 상당 직경이 0.1 내지 2㎛의 개재물의 성분 조성이, 하기 수학식 1의 관계를 충족하는 것을 특징으로 하는, 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재.
    [수학식 1]
    Figure pct00006
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재가, 또 다른 원소로서,
    Cu:2％ 이하,
    Ni:3.5％ 이하,
    Cr:3％ 이하 및
    Mo:1％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하는, 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강재가, 또 다른 원소로서,
    Nb:0.25％ 이하와,
    V :0.1％ 이하 중 적어도 한쪽을 함유하는, 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 강재가, 또 다른 원소로서,
    B:0.005％ 이하를 함유하는, 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재.
  5. 제3항에 있어서,
    상기 강재가, 또 다른 원소로서,
    B:0.005％ 이하를 함유하는, 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재.
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Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2016199806A (ja) * 2015-04-10 2016-12-01 株式会社神戸製鋼所 低温靱性に優れた高強度ラインパイプ用鋼板および高強度ラインパイプ用鋼管
WO2017141714A1 (ja) * 2016-02-15 2017-08-24 株式会社神戸製鋼所 鋼板及びその製造方法
JP2018009239A (ja) * 2016-02-15 2018-01-18 株式会社神戸製鋼所 鋼板及びその製造方法
JP6821993B2 (ja) * 2016-07-29 2021-01-27 日本製鉄株式会社 低炭素鋼薄肉鋳片の製造方法
EP3964598B1 (en) * 2019-04-24 2024-03-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet
CN113614271A (zh) 2019-06-27 2021-11-05 日本制铁株式会社 钢材及其制造方法
CN112171105B (zh) * 2019-07-03 2022-09-02 三菱铝株式会社 铝合金包覆材
CN111321348B (zh) * 2020-03-30 2022-01-11 南京钢铁股份有限公司 一种lng船用肋板l型钢及其制造方法
WO2021255856A1 (ja) * 2020-06-17 2021-12-23 日本製鉄株式会社 ボックス柱
WO2022045350A1 (ja) * 2020-08-31 2022-03-03 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0853734A (ja) * 1994-08-10 1996-02-27 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた溶接用鋼材の製造方法
JP2002283024A (ja) * 2001-03-29 2002-10-02 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法
JP2007100213A (ja) 2005-09-12 2007-04-19 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法
JP2007247005A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
JP2007247004A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製法
JP2009197267A (ja) 2008-02-20 2009-09-03 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法
KR20110055428A (ko) * 2009-11-18 2011-05-25 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 용접 열영향부의 인성이 우수한 강재의 제조 방법

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4571752B2 (ja) * 2000-08-10 2010-10-27 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力鋼の製造方法
JP4564245B2 (ja) * 2003-07-25 2010-10-20 新日本製鐵株式会社 溶接金属の低温割れ性に優れた超高強度溶接継手及び高強度溶接鋼管の製造方法
JP4673788B2 (ja) * 2006-05-11 2011-04-20 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法
JP5103037B2 (ja) * 2007-03-09 2012-12-19 株式会社神戸製鋼所 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP5520105B2 (ja) * 2009-07-15 2014-06-11 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法
JP5723234B2 (ja) * 2010-09-29 2015-05-27 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0853734A (ja) * 1994-08-10 1996-02-27 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた溶接用鋼材の製造方法
JP2002283024A (ja) * 2001-03-29 2002-10-02 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部の靱性に優れた構造用鋼材の製造方法
JP2007100213A (ja) 2005-09-12 2007-04-19 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法
JP2007247005A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法
JP2007247004A (ja) 2006-03-16 2007-09-27 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製法
JP2009197267A (ja) 2008-02-20 2009-09-03 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法
KR20110055428A (ko) * 2009-11-18 2011-05-25 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 용접 열영향부의 인성이 우수한 강재의 제조 방법
JP2011127220A (ja) * 2009-11-18 2011-06-30 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材の製造方法

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