WO2014104443A1 - 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2014104443A1
WO2014104443A1 PCT/KR2012/011747 KR2012011747W WO2014104443A1 WO 2014104443 A1 WO2014104443 A1 WO 2014104443A1 KR 2012011747 W KR2012011747 W KR 2012011747W WO 2014104443 A1 WO2014104443 A1 WO 2014104443A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
high strength
less
strength steel
rolling
Prior art date
Application number
PCT/KR2012/011747
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
장성호
김우겸
방기현
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 CA2896531A priority Critical patent/CA2896531C/en
Priority to CN201280078067.6A priority patent/CN104884656B/zh
Priority to EP12891147.6A priority patent/EP2940172B1/en
Priority to US14/654,649 priority patent/US10689735B2/en
Priority to JP2015551044A priority patent/JP6219405B2/ja
Publication of WO2014104443A1 publication Critical patent/WO2014104443A1/ko

Links

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
    • C22C38/50—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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0247—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
    • C22C38/02—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet suitable for application to steel for gas tanks used for storage of gas due to its resistance to wear properties and excellent cryogenic toughness and a method of manufacturing the same.
  • the steel for gas tank can withstand high pressure and external shock. High strength properties are required so that they have sufficient toughness even at low gas temperatures.
  • steels used in gas tanks are required to have excellent low-temperature toughness even at temperatures below -75 ° C, depending on the class.
  • the removal of the weld of the weld portion is an important part.
  • Patent Documents 1 and 2 are techniques for improving strength and toughness due to the refinement of grains.
  • Patent Documents 3 to 7 are techniques for refining ferrites due to unrecrystallized steel rolling. Among them, Patent Document 3 discloses a reduction ratio in the austenite unrecrystallized steel temperature range during heating after low carbon steel is heated.
  • Patent Document 4 proposes a method to refine the ferrite through compression processing of more than%, and accelerated cooling, Patent Document 4, the first heat treatment of general carbon steel to martensite structure and then reheat it to the ferrite stable silver range 50% reduction per pass
  • Patent Documents 5 and 6 the austenite grain size is limited to a certain size by static recrystallization, and the method of realizing fine ferrite by rolling at a reduction ratio of 303 ⁇ 4> or more per pass in the austenite uncrystallized region is limited.
  • Patent Literature 7 proposes a method of refining ferrite by reducing the reheated low carbon steel to a total pressure reduction rate of 75% or more through a single pass or a multistage pass near an Ar3 temperature and limiting the holding time between rolling passes to 1 second or less.
  • the above-described techniques are techniques that suggest considerably difficult manufacturing conditions because they must be subjected to a large pressure drop per pass in the rolling process, which is the main process for manufacturing steel, and limit the time between passes. This requires the installation of extra-large rolling equipment and control systems, making it almost impossible to implement with existing equipment.
  • the above techniques are all related to the improvement of strength and toughness due to the refinement of grains. Accordingly, when the refinement of ferrite grains is realized, the yield strength increases simultaneously with the increase in tensile strength. .
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Publication No. 199 No. 296253
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 1997-316534
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 1999-0029986
  • Patent Document 4 Korean Patent Publication No. 1999-0029987
  • Patent Document 6 Korean Patent Publication No. 2004-0p59579
  • Patent Document 5 Korean Patent Publication No. 2004-0059581
  • Patent Document 7 US Patent No. 4466842
  • An aspect of the present invention is to provide a high strength steel sheet having a resistance ratio ratio as well as improving strength and toughness and a method of manufacturing the same ''
  • the microstructure comprises 70-90) ultrafine ferrite and 10-30% MA (martensite / austenite) tissue in area fraction and provides a high strength steel sheet having a yield ratio (YS / TS) of 0.8 or less.
  • MA martensite / austenite
  • Another aspect of the invention the step of heating the slab having the above composition; Co-rolling the heated slab to control the austenite average grain size below 40 ym;
  • a high strength steel sheet having a yield ratio (YS / TS) of 0.8 or less including the step of forming the fine MA (martensite / austenite) having an average particle diameter of 5 ⁇ or less in an area fraction in the ultrafine ferrite matrix after the holding. It provides a method of manufacturing.
  • a high strength steel sheet having a toughness value of 150 J or more at -75 ° C., having a high tensile strength of 530 MPa or more, and achieving a resistance ratio of 0.8 or less, and having excellent toughness can be provided.
  • Figure 1 shows the results of observing the ultrafine ferrite type : phase of the invention material B-1 under a microscope.
  • Figure 2 shows the results of microscopic observation of the shape of the ultrafine MA phase (martensite / austenite mixed tissue) after Lapella etching 3 ⁇ 4 the invention material B-1.
  • Figure 3 is a schematic of the process of forming the MA phase, (a) is a conventional steel, (b) relates to the invention steel according to the present invention.
  • the present invention has a high strength and high toughness and a resistance ratio while controlling the microstructure of steel composition and applying rolling conditions using SDT (Strain Induces Dynamic Transformat ion), which is one of the grain refinement methods. It relates to a steel sheet and a method of manufacturing the same.
  • SDT Stress Induces Dynamic Transformat ion
  • High strength steel sheet which is an aspect of the present invention, in weight%, carbon (C): 0.02-0.12%, manganese (Mn): 0.5-2.0%, silicon (Si): 0.05-0.5%, nickel (Ni): 0.05- 1.0%, Titanium (Ti): 0,005-0.1%, aluminum (Al): 0.005-0.5%, phosphorus (P): 0.015% or less, sulfur (S): 0.015% or less, remaining Fe and other unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is an element that needs to be contained in an appropriate amount in order to effectively strengthen the steel, in the present invention to form a MA phase (martensite / austenite mixed structure), and to determine the out-size fraction of the MA phase formed Since it is the most important element, it needs to be contained in an appropriate range.
  • the content of C exceeds 0.12%, low-temperature toughness is lowered, and since too many MA phases are formed, the fraction exceeds 3, which is not preferable.
  • the C content is less than 0.0, it is not preferable because the MA phase is formed too small and the fraction is less than 10%, leading to a decrease in yield and a decrease in yield ratio. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of C to 0.020.1.
  • Manganese (Mn) contributes to the refinement of ferrite and is a useful element for improving strength by solid solution strengthening. Therefore, in order to obtain the effect of Mn, it needs to be added at 0.5% or more. However, if the content exceeds 2.0% It is not preferable because the hardenability is excessively increased and the toughness of the weld portion is greatly reduced. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Mn to 0.5 ⁇ 2.0%. Si: 0.05-0.5%
  • Silicon (Si) has the effect of strengthening the strength by the solid solution effect, and is an element that is also useful as a deoxidizer in the steelmaking process.
  • the content of Si exceeds 0.5%, the low-temperature toughness decreases and the weldability deteriorates. Therefore, the content of Si should be limited to 0.5% or less. However, if the content is less than 0.05%, the deoxidation effect is insufficient, and strength improvement effect is not obtained, which is not preferable.
  • Si increases the stability of the MA (martensite / austenite mixed structure), it is possible to form a large fraction of the MA phase even with a low content of C, which helps in improving the strength and the resistance ratio. However, if the MA phase is formed too excessively, the toughness is rather deteriorated, so that the preferable Si content range is limited to 0.1-0.4) in consideration of this point.
  • Nickel (Ni) is almost the only element that can simultaneously improve the strength and toughness of the base material, and in order to obtain the above-mentioned effect, it is necessary to add Ni to 0.05% or more. However, such Ni is an expensive element, when the content exceeds 1.03 ⁇ 4, there is a problem that the economic efficiency is lowered.
  • Titanium (Ti) forms oxides and nitrides in the steel, thereby suppressing the growth of crystal grains upon reheating and greatly improving low-temperature toughness. Therefore, in order to obtain such an effect, it is necessary to add Ti to 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.13 ⁇ 4, there is a problem that the low-temperature toughness decreases due to clogging of the playing nozzle or crystallization of the center part, and therefore, the content of Ti is preferably limited to 0.005 to 0.13 ⁇ 4>.
  • Aluminum (A1) is a useful element for deoxidizing molten steel, which needs to be added at 0.005% or more. However, if the content exceeds 0.5% it is not preferable because it causes nozzle clogging during continuous casting.
  • A1 promotes the formation of MA phase (martensite / austenite complex), it can form a large number of MA phases even with a small amount of C, thereby improving strength and implementing resistance recovery.
  • the preferred content range of A1 is limited to 0.01 ⁇ 0.05%.
  • Phosphorus (P) is an element that causes grain boundary segregation in the base metal and the welded portion, which causes a problem of embrittlement of steel, and thus it is necessary to actively reduce it.
  • Phosphorus (P) is an element that causes grain boundary segregation in the base metal and the welded portion, which causes a problem of embrittlement of steel, and thus it is necessary to actively reduce it.
  • Sulfur (S) is an element which causes MlS and the like to greatly inhibit the layer toughness by forming MnS, etc., and is preferably controlled as low as possible. Therefore, the content is limited to 0.015% or less.
  • the steel having the advantageous composition of the present invention described above can obtain a sufficient effect only by including the alloying element in the content range described above, but to further improve properties such as the strength and toughness of the steel, the toughness and weldability of the weld heat affected zone, and the like.
  • the following alloying elements are preferably added within an appropriate range.
  • Ytt 1 the following alloy element stones may be added in one kind or may be added together in two or more kinds.
  • Copper (Cu) is an element capable of increasing the strength while minimizing the decrease in toughness of the base metal, and it is necessary to add Cu to 0.01% or more in order to obtain such an effect. However, excessive addition of Cu greatly inhibits the product surface quality, and therefore, the content is preferably limited to 0.5% or less. Nb: 0.005-0.1%
  • Niobium (Nb) precipitates in the form of NbC or NbCN to greatly improve the strength of the base metal and the welded portion.
  • Nb dissolved in reheating at a high temperature suppresses the recrystallization of austenite and suppresses the transformation of ferrite or bainite, thereby making it possible to refine the structure.
  • the austenite stability is greatly increased even after cooling after the final rolling, and also plays a role of promoting the formation of the MA phase (martensite / austenite mixed structure) even at the time of low speed wetting. Therefore, in order to obtain such an effect, it is necessary to add Nb to 0.00 or more, but if the content is excessively excessively more than 0.13 ⁇ 4, the possibility of causing brittle cracks in the corners of the steel is not preferable.
  • Molybdenum (Mo) is a useful element because its utilization can be greatly improved by greatly improving the hardenability even with a small amount of addition. In order to obtain the above-mentioned effect, it is necessary to add Mo to 0.005% or more. However, Mo is an expensive element and when it is added in excess of 0.5%, there is a problem of excessively increasing the hardness of the welded portion and inhibiting toughness. Preference is given to adding up to 3 ⁇ 4.
  • the microstructure of the steel provided by the present invention includes an ultrafine ferrite having a grain size of ⁇ or less in an area fraction of 70 to 90%, and an average particle diameter of 5 ⁇ or less.
  • the ultrafine ferrite when the ultrafine ferrite is formed at an area ratio of 70% or more as a microstructure, it is advantageous to secure toughness at cryogenic temperatures due to a low interlaminar transition temperature together with an increase in strength due to grain refinement.
  • the fine ⁇ phase (martensite / austenite mixed structure) is evenly distributed at an area ratio of 10% or more, continuous yielding behavior appears due to the operating potential formed at the interface between the ⁇ phase and the ferrite structure, thereby increasing the work hardening rate. Can achieve a resistance ratio.
  • the yield strength is lowered, but also contributes to an increase in the tensile strength, it is more advantageous for the implementation of high strength resistance ratio.
  • manufacturing conditions must be controlled, and in particular, optimization of rolling conditions, that is, rolling pass conditions and angle angle conditions is important.
  • the manufacturing process of the steel according to the present invention may be made of a slab reheating-rough rolling-finish rolling ⁇ cooling, detailed conditions for each process are as follows. Slab reheating temperature: 1000-1200 ° C
  • the present invention was intended to implement the initial austenite grain refining by optimizing the conditions during rough rolling. As the initial austenite grain size becomes finer, the fraction of austenite grains acting as a ferrite nucleation site increases, thereby facilitating ferrite nucleation, lowering the grain boundary strain required for SIDT generation, and shifting the ferrite transformation temperature to a high temperature.
  • Finish rolling after the rough rolling is the most important technical element in the present invention together with the rough rolling.
  • it is intended to form ultrafine ferra art by SIDT by optimizing the conditions during finish rolling.
  • the critical deformation amount for generating the SIDT is different for each steel type, but if the effective rolling reduction is more than the threshold value, the SIDT may be generated. Therefore, in the present invention, in order to give the critical deformation amount, the finish rolling silver is limited to Ar3 + 30t Ar3 + 100 ° C. If the finish rolling silver exceeds Ar3 + 100 ° C, ultrafine ferrite by SIDT cannot be obtained, whereas at less than Ar3 + 30 ° C, coarse cornerstone ferrite is formed along the austenite grains during rolling, which causes abnormal reverse rolling. In this case, it is not preferable because it may cause a decrease in strength and laminar toughness.
  • the cumulative reduction ratio may be 60% or more while maintaining the reduction ratio per rolling pass during the final rolling at the above-described finishing rolling temperature. If the rolling reduction per rolling pass is less than 10% during finish rolling, it is impossible to give enough critical strain to generate SIDT, so ultrafine ferrite cannot be obtained.In addition, if the cumulative rolling reduction is less than 60%, the ultrafine ferrite fraction by SIDT is reduced. It may not be possible to obtain enough, making tissue refinement impossible. Therefore, it is preferable to perform finish rolling as proposed in the present invention. When the rolling is controlled in this way, ultrafine ferrite having a grain size of ⁇ or less can be obtained. Cooling condition after rolling: After holding 30-90 seconds at the end of finishing rolling, angle up to 300 ⁇ 500 ° C with an angular velocity of 10 ° C / s or more
  • the rolled steel as described above is then subjected to cooling, preferably maintained at the finish rolling end temperature for about 30-90 seconds before cooling.
  • the MA-phase (martensite / austenite heunhap organization) there is generated when naenggik "in which the employment element high concentration layer region, in the case of the existing steel material With reference to Figure 3 nyaenggak immediately after being formed a ferrite for rough rolling
  • the distance that the employment elements in the grains move to the grain boundary increases and it is difficult to form a highly concentrated region due to the lack of time to move the grains.
  • by providing a step of maintaining a predetermined time at the finish rolling finish temperature by providing a time to move the employment elements sufficiently, by forming a large amount of high concentration of the concentration of the employment element around the grain boundary it is possible to form a large amount of the MA during cooling.
  • nyaeng yellowfin cooling rate is 10 ° C / s or higher A and nyaenggak end to control the temperature to 300 ⁇ 500 ° C, if the cooling rate is 10 ° C / s less than the pearlite coarse in second phase is formed, and the cause of inhibiting the impact toughness, in particular to obtain the MA onto
  • it is impossible to implement the resistance ratio and if the cooling end temperature exceeds 500 ° C., the fine-grained ferrite may coarsen, which may also degrade the laminar toughness.
  • the MA phase formed by is coarsened, and its fraction cannot be sufficiently secured, thus making it impossible to implement a resistance ratio.
  • the end of each angle is less than 300 ° C martensite phase is formed in the second phase may reduce the toughness of the steel, it is preferable in the present invention to limit the cooling end temperature to 300 ⁇ 500 ° C. .
  • the M ⁇ phase having an average particle diameter of 5 ⁇ or less as the second phase in the ultrafine ferrite matrix is distributed in an area fraction of 10-303 ⁇ 4>.
  • the steel sheet manufactured by completing the above cooling may have a thickness of 8t to 50t.
  • each slab is reheated at 1000 ⁇ 1200 ° C and at 15T or more reduction rate per pass at 1200T Tnr, cumulative reduction rate more than 30%
  • finish rolling and cooling were performed under the respective rolling and cooling conditions to prepare steel sheets.
  • the ferrite grain size (FGS) and the MA phase (martensite / austenite mixed structure) fractions were measured for each manufactured steel sheet, and the tensile strength and yield strength of the steel sheet were measured to evaluate the material properties of the steel sheet. Low temperature impact toughness was measured, and the results are shown in Table 3 below.
  • the ferrite grain size (FGS) is obtained by mirror-polishing test specimens from l / 4t part of the steel sheet, and then etched with FGS corrosion solution and observed 500 times using an optical microscope, and then determined the grain size and size by image analysis. It measured and calculated
  • the fraction of MA phase was obtained by mirror-polishing test specimens from l / 4t part of steel sheet, which was corroded using lapela corrosion solution, observed 500 times using optical microscope, and the fraction of MA phase was determined by image analysis.
  • Tensile strength was measured by taking a JIS No. 4 specimen in a direction perpendicular to the rolling direction from the l / 4t portion of the steel sheet and performing a tensile test at room temperature.
  • the low temperature laminar toughness was taken from the l / 4t region of the steel sheet to prepare a V ⁇ notch test specimen, and then the Charpy lamella test was conducted five times at -75 ° C to obtain the average.
  • the invention materials satisfying the composition and manufacturing conditions proposed by the present invention not only have high strength and high toughness, but also have a yield ratio of 0.8 or less. It can be confirmed that it is steel.
  • the ultrafine ferrite shape is observed as shown in Figure 1
  • MA phase martensite / austenite as shown in Figure 2
  • the mixed tissue is formed in the ferrite matrix.
  • the composition and the production conditions proposed in the present invention do not satisfy all of the comparative materials E-4 to E-8 ferrite grain size is too coarse, it is difficult to ensure a sufficient MA phase of high strength It could not be secured, and thus could not achieve a resistance ratio.
  • the ferrite grain size was too coarse, and the MA phase was formed too excessively to secure low-temperature toughness.
  • the composition of the composition satisfies the present invention
  • the production conditions do not satisfy the present invention A-4 to A-8, B-4 to B-8, C-4 to C-8 and 1 to D
  • the ferrite grain size was too coarse, or the MA phase was not formed at all, so that it was impossible to achieve a resistance ratio or secure low temperature toughness.
  • the MA phase is used in the case of comparative materials E— 1 to E-4 ′ F-1 to F-4 and G-1 to G— 4, in which the manufacturing conditions satisfy the present invention but the composition does not satisfy the present invention. Insufficient fractions or too much formation resulted in failure to achieve resistance ratios or securing low temperature toughness.

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 저항복 특성을 갖고 극저온 인성이 우수하여 가스 등의 저장에 사용되는 탱크(Gas Tank)용 강재에 적용하기 적합한 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. 이를 위해, 본 발명에서는 강재의 성분조성뿐만 아니라, 제조조건을 최적화함에 따라, 가스 탱크(Gas Tank)용 강재에 적합한 고강도 강판을 제공할 수 있다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
【기술분야】
본 발명은 저항복 특성을 갖고 극저온 인성이 우수하여 가스 등의 저장에 사용되는 탱크 (Gas Tank)용 강재에 적용하기 적합한 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
【배경기술】
지구 온난화에 따른 환경 규제의 강화로 인하여 C02 의 처리에 대한 관심이 증가하는 가운데 C02 를 저장 및 이송하여 해양 유전 채굴 지역에 매립하는 산업이 구체적으로 진행되고 있다. 이에， C02 가스를 액화 및 저장하기 위한 탱크 (Tank)용 강재에 대한 요구가 급증하고 있다.
C02 가스를 액화하기 위해서는 최소 7Bar 이상의 가압이 필요하며, C02 가스를 액화하기 위한 가스 탱크 (Gas Tank)의 설계온도가 -601： 이하이므로 가스 탱크용 강재는 높은 압력과 외부 충격을 견딜 수 있도록 고강도 특성이 요구되며， 낮은 가스 온도애서도 충분한 인성을 가질 것이 요구된다. 특히， 가스 탱크 (Gas Tank)에 사용되는 강재의 경우에는 선급 를 (rule)에 따라 -75°C 이하의 온도애서도 우수한 저온인성을 가질 것이 요구된다. 또한， 가스 탱크 (Gas Tank)용 강재를 용접하여 가스 탱크 (Gas Tank)를 제조할 경우, 용접부의 웅력제거가 중요한 부분을 차지한다. 이에, 용접부 웅력을 제거하는 방법으로， 열처리에 의한 PWffl Post Welding Heat Treatment) 방법이 있으며， 용접부에 수입- 분사 등을 통해 웅력을 제거하는 기계적 웅력제거 (MSR: Mechanical Stress Relief) 방법이 있다. 이 중, 기계적 웅력제거 (MSI 방법을 이용하여 용접부 응력을 제거하는 경우에는 모재부에도 수압에 의힌ᅵ 변형이 가해지기 때문에， 모재의 항복비를 0.8 이하로 제한하고 있다. 이는, MSR 을 이용하여 웅력을 제거함에 있어서 고압의 수분사로 인해 모재부에 항복강도 이상의 변형이 가해질 경우, 항복강도와 인장강도 비가 높으면 항복발생 즉, 인장강도에 도달하여 파괴가 발생할 가능성이 있기 때문에， 항복강도와 인장강도의 차이가크게 나도록 제한하는 것이다. 특히, 가스 탱크 (Gas Tank)의 경우 기본적으로 대형화가 이루어져야 하므로 prar 방법에 의한 웅력제거가 어려우며， 이에 따라 대부분의 조선사에서는 기계적 응력제거 (MSR) 방법을 적용하고 있으며， 따라서 가스 탱크 (Gas Tank)를 제조하기 위한 강재는 저항복비 특성이 요구된다. 한편， 강재에 요구되는 또 하나의 특성인 강재의 강도를 향상시키는 방법으로는 석출강화， 고용강화， 마르텐사이트 (Martensite) 강화 등이 있으나， 이러한 방법들은 강도를 향상시키는 반면에 인성을 열화시키는 문제점이 있다. 다만, 결정립을 미세화시켜 강도를 강화시키는 경우에는 고강도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라， 충격인성 천이온도의 감소로 인하여 인성 열화를 방지할 수 있다. 이의 예로서, 특허문헌 1 및 2 는 결정립 미세화에 의한 강도 및 인성 향상애 관한 기술로서， .구체적으로 오스테나이트의 결정립을 미세화하여 페라이트의 결정립을 미세화시키는 방법을 제안하고 있으나, 이를 위한 제조조건이 까다롭고 더욱이 페라이트의 미세화 효과가 크지 않은 문제가 있다. 또한， 특허문헌 3 내지 7 은 미재결정역 강압연으로 인한 페라이트 미세화에 관한 기술들로서， 이 중 특허문헌 3 에서는 저탄소강을 가열한 후 넁각하는 과정에서 오스테나이트 미재결정역 온도범위에서 압하율 30% 이상의 압축가공을 하고, 가속냉각을 통하여 페라이트를 미세화시키는 방법을 제안하고 있으며, 특허문헌 4 에서는 일반 탄소강을 먼저 마르텐사이트 조직으로 열처리한 후 이를 페라이트 안정 은도범위로 재가열하여 패스당 압하율 50% 이상으로 가공함으로써 페라이트 미세화를 구현하는 방법을 제안하고 있다. 또한， 특허문헌 5 와 6 의 경우에는 오스테나이트 결정립도를 정적 재결정에 의해 일정 크기로 제한하고 오스테나이트 미재결정 영역에서 패스당 압하율 30¾> 이상으로 압연하여 미세한 페라이트를 구현하는 방법을 제한하고 있으며， 특허문헌 7 에서는 재가열된 저탄소강을 Ar3 온도 근처에서 단일 패스， 다단 패스를 통해 총압하율 75% 이상이 되고, 압연 패스간 유지시간을 1 초 이하로 제한하여 페라이트를 미세화시키는 방법을 제안하고 있다. 하지 만， 상기 제시 된 기술들은 강재를 제조하는 주공정 인 압연공정에서 패스당 대압하를 주어야하고 , 패스간 시간 등을 제한하고 있기 때문에 상당히 어 려운 제조조건을 제안한 기술들이며， 실질적으로 이들을 구현하기 위해서는 초대형의 압연설비 및 제어시스템의 설치가 필요하여 기존의 설비로 구현하는 것 이 거의 불가능하다 . 상기의 기술들은 모두 결정 립 미세화에 의 한 강도 및 인성향상에 관한 것으로서， 이들에 따라 페라이트 결정 립의 미세화를 실현할 경우 인장강도 상승과 함께 항복강도가 동시에 상승되어 저항복비의 구현이 불가능한 문제가 있다 . 특허문헌 1) 일본공개특허 공보 제 199그 296253 호
특허문헌 2) 일본공개특허공보 제 1997-316534 호
특허문헌 3) 한국공개특허 제 1999-0029986 호
특허문헌 4) 한국공개특허 제 1999-0029987 호
특허문헌 6) 한국공개특허 제 2004-0p59579 호
특허문헌 5) 한국공개특허 제 2004-0059581 호
특허문헌 7) 미국등특특허 제 4466842 호
【발명의 상세한
【기술적 과제】 본 발명의 일 측면은， 강도 및 인성의 향상뿐만 아니라 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다」
【기술적 해결방법】
본 발명의 일 측면은， 중량 %로, 탄소 (C): 0.02-0.12%, 망간 (Mn): 0.5-2.0%, 실리콘 (Si): .0.05-0.5%, 니켈 (Ni): 0.05-1.0%, 티타늄 (Ti): 0.005-0.1%, 알루미늄 (A1): 0.005-0.5%, 인 (P): 0.015% 이하， 황 (S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기티ᅵ 불가피한 불순물을 포함하고，
미세조직은 면적분율로 70~90 )의 초세립 페라이트 및 10~30%의 MA (마르텐사이트 /오수테나이트) 조직을 포함하고， 항복비 (YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판을 제공한다. 본 발명의 다른 일 측면은， 상술한조성을 갖는 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 조압연하여 오스테나이트 평균 결정립 사이즈를 40 ym 이하로 제어하는 단계 ;
상기 조압연 후 마무리 압연하여 상기 출라브의 기지조직을 평균 결정립 사이즈가 ΙΟμιτι 이하인 초세립 페라이트로 형성하는 단계 ;
상기 마무리 압연 후 30~90초 유지하는 단계 ; 및
상기 유지 후 넁각하여 초세립 페라이트 기지 내에 평균 입경이 5μηι 이하인 미세 MA (마르텐사이트 /오스테나이트)를 면적분율로 10-30% 형성하는 단계 를 포함하여 항복비 (YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판의 제조방법을 제공한다. [유리한 효과】
본 발명에 따른 성분조성 및 제조조건을 만족하는 경우, -75°C에서 150J 이상의 충격인성값을 갖고, 인장강도 530MPa 이상의 고강도를 얻음과 동시에 0.8 이하의 저항복비를 구현함에 따라 인성이 우수한 고강도 강판을 제공할 수 있다.
【도면의 간단한 설명】
도 1은 발명재 B— 1의 초세립 페라이트 형 :상을 현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 2 는 발명재 B-1 을 라펠라 에칭 ¾ 후 초세립 MA 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)의 형상을 현미경으로 관찰한 결과를 나타낸 것이디-.
도 3 은 MA 상이 형성되는 과정을 모식화한 것으로서, (a)는 기존강, (b)는 본 발명에 따른 발명강에 관한 것이다.
【발명의 실시를 위한 최선의 형태】
본 발명은 강재의 성분조성괴ᅳ 미세조직을 제어하면서， 결정립 미세화방법 증 하나인 동적 재결정 (SIDT: Strain Induces Dynamic Transformat ion)을 이용한 압연조건의 적용으로 고강도 및 고인성을 갖는 동시에 저항복비를 구비하는 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 측면인 고강도 강판은 중량 %로， 탄소 (C): 0.02-0.12%, 망간 (Mn): 0.5-2.0%, 실리콘 (Si): 0.05-0.5%, 니켈 (Ni): 0.05-1.0%, 티타늄 (Ti): 0,005-0.1%, 알루미늄 (Al): 0.005-0.5%, 인 (P): 0.015% 이하， 황 (S): 0.015% 이하， 나머지 Fe 및 기타불가피한 불순물을 포함하여 이루어진다. 이하, 본 발명의 성분조성의 범위 및 그 한정 이유에 대하여 상세히 설명한다 (중량 %).
C: 0.02-0.12%
탄소 (C)는 강재의 효과적인 강화를 위하여 적당량으로 함유될 필요가 있는 원소로서, 본 발명에서는 MA 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)을 형성시키고， 형성되는 MA 상의 크기외- 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로， 적절한 범위 내에서 함유될 필요가 있다. 이러한 C 의 함량이 0.12%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며， MA 상이 너무 많이 형성되어 그 분율이 3 를 초과하므로 바람직하지 못하다. 반면， C 함량이 0.0 미만일 경우에는 MA 상이 너무 적게 형성되어 그 분율이 10% 미만으로 됨에 따라 강도의 하락과 함께 항복비의 저하를 초래하므로 바람직하지 못하다. 따라서， 본 발명에서는 C 의 함량을 0.020.1 로 제한함이 바람직하다.
Mn: 0.5-2.0%
망간 (Mn)은 페라이트 세립화에 기여하며， 고용강화에 의해 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 따라서, 이러한 Mn 의 효과를 얻기 위해서는 0.5% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만， 그 함량이 2.0%를 초과할 경우에는 경화능이 과도하게 증가하여 용접부의 인성을 크게 저하시키므로 바람직하지 못하다. 따라서 , 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.5~2.0%로 제한함이 바람직하다. Si: 0.05-0.5%
실리콘 (Si)은 고용강화 효과로 강도를 강화시키는 효과가 있으며， 제강공정에서는 탈산제로도 유용하게 사용되는 원소이다. 이러한 Si 의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시키므로， 그 함량을 0.5% 이하로 제한할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.05% 미만으로 되면 탈산 효과가 불충분하며， 강도 향상효과도 얻을 수 없으므로 바람직하지 못하다. 또한， Si은 MA (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)의 안정성을 높이므로, C의 함량이 낮아도 많은 분율의 MA 상을 형성시킬 수 있으므로， 강도향상 및 저항복비 구현에 도움이 된다. 다만, MA 상이 너무 과도하게 형성되면， 오히려 인성의 저하를 초래하므로 이러한 점을 고려하여 바람직한 Si 의 함량범위는 0.1-0.4)로 제한한다.
Ni: 0.05-1.0%
니켈 (Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 거의 유일한 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Ni 을 첨가할 필요가 있다. 다만， 이러한 Ni 은 고가의 원소로서, 그 함량이 1.0¾를 초과하는 경우에는 경제성이 저하되는 문제가 있다.
또한， Ni 첨가시 Ar3 온도를 낮추므로， SIDT 발생을 위해서는 낮은 온도에서의 압연이 필요하며， 이러할 경우 압연시 변형저항이 증가하여 압연의 어려움이 있기 때문에 이러한 점을 고려하여 Ni 의 상한 범위를 1.0% 이하로 제한함이 바람직하다.
Ti: 0.005-0.1%,
티타늄 (Ti)은 강 중 산화물 및 질화물을 형성시켜 재가열시 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시킬 수 있으므로， 이러한 효과를 얻기 위해서는 Ti 을 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만， 그 함량이 0.1¾를 초과하는 경우에는 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의해 저온인성이 감소되는 문제가 있으므로， 그 Ti의 함량을 0.005~0.1¾>로 제한함이 바람직하다.
A1: 0.005-0.5%
알루미늄 (A1)은 용강을 탈산시키는데 유용한 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 다만， 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 연속주조시 노즐 막힘을 야기하므로 바람직하지 못하다.
또한, 고용된 A1 은 MA상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)의 형성을 조장하므로， 적은 양의 C 로도 많은 MA 상을 형성할 수 있으므로 강도향상 및 저항복비구현에 도움이 되며， 이러한 점을 고려하여 바람직한 A1 의 함량 범위는 0.01~0.05%로 제한한다.
P: 0.015% 이하
인 (P)은 모재와 용접부에서 입계편석을 일으키는 원소로서， 강을 취화시키는 문제를 발생시키므로 적극적으로 저감할 필요가 있다. 다만， 이러한 P 를 극한까지 저감시키기 위해서는 제강공정의 부하가 심화되고， P 의 함량이 0.020% 이하에서는 상술한 문제점이 크게 발생되지는 않으므로 그 상한을 0.015%로 제한한다.
S: 0.015% 이하
황 (S)은 적열취성올 일으키는 원소로서 MnS 등을 형성하여 층격인성을 크게 저해하는 원소이므로， 가능한 낮게 제어함이 바람직하므로， 그 함량을 0.015% 이하로 제한한다. 상술한 본 발명의 유리한 성분조성을 갖는 강재는 상술한 함량범위 합금원소를 포함하는 것만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있으나， 강재의 강도와 인성, 용접열영향부의 인성 및 용접성 등과 같은 특성을 보다 향상시키기 위해서는 하기의 합금원소들을 적절한 범위 내로 첨가하는 것이 바람직하다. 이띠 1, 하기의 합금원소돌은 1 종만 첨가될 수도 있으며， 2 종 이상으로 함께 첨가될 수도 있다.
Cu: 0.01-0.5%
구리 (Cu)는 모재의 인성 저하를 최소한으로 하면서 , 동시에 강도를 높일 수 있는 원소로서， 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Cu 를 첨가할 필요가 있다. 다만, Cu 의 과도한 첨가는 제품 표면 품질을 크게 저해하므로， 그 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하다. Nb: 0.005-0.1%
니오븀 (Nb)은 NbC또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb 은 오스테나이트의 재결정을 억제하고, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 더욱이， 최종 압연 후의 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 크게 높여 낮은 속도로의 넁각시에도 MA 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)의 생성을 촉진하는 역할도 한다. 따라서， 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.00 이상으로 Nb 을 첨가할 필요가 있으나, 그 함량이 0.1¾ 초과로 너무 과도하면 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대되므로 바람직하지 못하다.
Mo: 0.005-0.5%
몰리브덴 (Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 강도를 크게 향상시킬 수 있으므로， 그 활용이 유용한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Mo 을 첨가할 필요가 있으나， Mo 은 고가의 원소이고 0.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해하는 문제가 있으므로， 0.5¾ 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 이하， 상술한 성분조성을 갖는 본 발명의 강재의 미세조직에 관하여 상세히. 설명한다. 본 발명에서 제공하는 강재의 미세조직은 결정립 사이즈가 ΙΟμηι 이하인 초세립 페라이트를 면적분율로 70~90% 포함하고, 평균 입경이 5μπι 이하인
ΜΑ (마르텐사이트 /오스테나이:트) 조직을 면적분율로 10~3(» 포함하여 이루어지는 것이 바람직하다ᅳ
본 발명에 따라 미세조직으로서 70% 이상의 면적율로 초세립 페라이트를 형성시킬 경우, 결정립 미세화에 의한 강도 상승과 함께 층격 천이온도가 낮아서 극저온에서의 인성을 확보하는데 유리하다. 또한, 미세한 ΜΑ 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)을 10% 이상의 면적율로 고르게 분포시킬 경우， ΜΑ 상과 페라이트 조직의 계면에 형성된 가동전위에 의해 연속항복 거동이 나타나고， 가공경화율이 상승하게 되어 저항복비를 달성할 수 있다. 더불어, ΜΑ 상의 경우 항복강도는 낮추는 반면， 인장강도 증가에도 기여하기 때문에， 고강도 저항복비의 구현에 더욱 유리하다. 상술한 미세조직을 구현시키기 위해서는 제조조건이 제어되어야 할 것이며， 특히 압연조건 즉， 압연 패스 조건과 넁각조건의 대한 최적화가 중요하다.
이하， 본 발명애서 제공하는 강재의 제조조건에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명에 따른 강재의 제조과정은 슬라브 재가열 - 조압연 - 마무리 압연 ᅳ 냉각의 과정으로 이루어질 수 있으며， 각 공정별 상세한 조건은 다음과 같다. 슬라브 재가열 온도: 1000-1200 °C
본 발명에서는 상술한 성분조성을 만족하는 슬라브를 재가열함에 있어서, 1000 °C 이상에서 실시함이 바람직한데， 이는 주조 중에 형성된 Ti 탄질화물을 층분히 고용시키기 위함이다. 또한， 슬라브 가열온도가 너무 낮으면 압연시 변형저항이 너무 높아 후속되는 압연 공정에서 패스당 압하율을 크게 가할 수 없기 때문에 그 하한을 loocrc로 제한함이 바람직하다. 다만, i2oo°c를 초과하여 과도하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트 결정립이 과도하게 조대화되어 인성을 저하시킬 우려가 있으므로, 바람직하지 못하다. 조압연 온도: 1200°C~오스테나이트 재결정 온도 (Tnr)
상기 재가열 후 실시되는 조압연은 본 발명에서 중요한 기술적인 요소로서, 본 발명에서는 조압연시의 조건을 최적화함으로써 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 구현하고자 하였다. 초기 오스테나이트 결정립 사이즈가 미세화되면, 페라이트 핵 생성 자리 (site)로 작용하는 오스테나이트 결정립 분율이 증가하여 페라이트 핵 생성이 용이해져 SIDT 발생에 필요한 입계 변형율이 낮아지며, 페라이트 변태온도를 고온으로 이동시킨다.
이에, 본 발명에서는 조압연 은도를 12001 오스테나이트 재결정 온도 (Tnr)로 제어하면서， 이러한 재결정역 압연단계에서의 압연을 패스당 압하율 15% 이상으로 제어하고， 누적압하율 30% 이상으로 실시함으로써 초기 오스테나이트의 결정립 사이즈를 40μιη 이하로 제어할 수 있으며， 이와 같이 초기 오스테나이트 결정립 사이즈의 미세화로 인해 SIDT 발생에 필요한 임계 변형율을 최소화시킬 수 있다. 마무리 압연 온도: Ar3+30t Ar3H00°C
상기 조압연 후 실시되는 마무리 압연은 상기 조압연과 함께 본 발명에서 가장 중요한 기술적인 요소로서, 본 발명에서는 마무리 압연시의 조건을 최적화함으로써 SIDT에 의한 초세립 페라아트를 형성시키고자 하였다.
SIDT 발생을 위한 임계 변형량은 강종 별로 다르나， 유효 압하량이 임계값 이상이면 SIDT 발생이 가능하다. 따라서， 본 발명에서는 상기 임계 변형량을 주기 위하여 마무리 압연 은도를 Ar3+30t Ar3+100°C로 제한한다. 마무리 압연 은도가 Ar3+100°C를 초과하면 SIDT에 의한 초세립 페라이트를 얻을 수 없으며， 반면 Ar3+30°C 미만에서는 압연 중 조대한 초석 페라이트가 오스테나이트 결정립을 따라 형성되어 이상역 압연이 진행될 수 있으며， 이러할 경우 강도 및 층격인성의 저하를 유발시킬 수 있으므로 바람직하지 못하다. 또한， 상기한 마무리 압연 온도에서의 마무리 압연시 압연 패스당 압하율은 10% 이상으로 유지하면서， 누적 압하율은 60% 이상되도록 압연함이 바람직하다. 마무리 압연시 압연 패스당 압하율이 10% 미만이면 SIDT 를 발생시키기에 충분한 임계 변형량을 줄 수 없어 초세립 페라이트를 얻을 수 없으며， 역시 누적 압하율이 60%미만이면 SIDT에 의한 초세립 페라이트 분율을 층분히 얻을 수 없어 조직 미세화가 불가능해질 수 있다. 따라서， 본 발명에서 제안하는 바에 따라 마무리 압연을 실시함이 바람직하며， 이와 같이 압연을 제어할 경우 결정립 사이즈가 ΙΟμπι 이하인 초세립 페라이트를 얻을 수 있다. 압연 후 냉각조건: 마무리 압연 종료온도애서 30-90 초 유지 후 10°C/s 이상의 넁각속도로 300~500°C까지 넁각
상술한 바에 따라 압연된 강재는 이후 냉각을 수행하는데, 냉각 전 약 30-90초간 마무리 압연 종료온도에서 유지시킴이 바람직하다.
일반적으로， MA 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)은 고용원소가 고농층된 영역에서 냉긱"시 발생되는데， 기존 강재의 경우 도 3 을 참조하여 보면 조대한 페라이트가 형성되고 압연 후 바로 넁각을 실시함에 따라 결정립내 고용원소들이 결정립계로 이동하는 거리가 증가되고 이동하는 시간이 부족하여 고용원소가 고농축된 영역올 형성하기 어려워， 넁각종료 후 조대한 베이나이트와 같은 2 차 상이 형성되어 저온 충격인성을 저하시킬 수 있다. 하지만， 본 발명에 따라 마무리 압연 종료온도에서 일정시간 유지하는 단계를 부여함에 따라 고용원소들이 충분하게 이동할 시간을 제공함으로써 결정립계를 중심으로 고용원소가 고농축된 영역을 다량 형성하여 냉각시 MA 상을 다량 형성시킬 수 있다. 또한， 넁각시 냉각속도는 10°C/s 이상으로 하고， 넁각종료온도를 300~500°C로 제어하는데, 냉각속도가 10°C/s 미만이면 제 2 상으로 조대한 펄라이트가 형성되어 충격인성을 저해시키는 원인이 되며， 특히 MA 상을 얻을 수 없기 때문에 저항복비의 구현이 불가능하게 된다. 이와 함께 냉각종료온도가 500°C를 초과하게 되면 세립화된 페라이트가 조대화 될 가능성이 있어 역시 층격인성을 저하시킬 가능성이 있으며， 또한 제 2 상으로 형성되는 MA 상이 조대화되고， 그 분율을 충분히 확보할 수 없어 저항복비 구현이 불가능하게 된다. 반면， 넁각종료은도가 300 °C 미만이면 제 2 상으로 마르텐사이트상이 형성되어 강재의 인성을 저하시킬 가능성이 있기 때문애， 본 발명에서는 냉각종료온도를 300~500°C로 제한함이 바람직하다.
상술한 조건에 따라 넁각을 실시할 경우, 초세립 페라이트 기지 내에 제 2 상으로 평균 입경이 5μιη 이하인 ΜΑ 상이 면적분율로 10~30¾> 분포된 조직을 얻을 수 있다. 상기한 냉각까지 완료되어 제조된 강판은 그 두께가 8t~50t 로 제조될 수 있다. 이하， 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만， 하기하는 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
【발명의 실시를 위한 형태】
(실시예)
하기 표 1 과 같은 성분조성의 강재를 각각 슬라브 (Slab)로 제작한 후， 각각의 슬라브를 1000~1200°C에서 재가열하고 1200T Tnr 에서 패스당 압하율 15% 이상, 누적 압하율 30% 이상으로 조압연한 후 하기 표 2 에 나타낸 바와 같이 각각의 압연 및 냉각조건으로 마무리 압연 및 냉각을 실시하여 강판을 제조하였다. 이후, 제조된 각 강판에 대하여 페라이트 결정립 사이즈 (FGS) 및 MA 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)의 분율을 측정하였으며， 또한 강판의 재질특성 평가를 위하여 강판의 인장강도와 항복강도를 측정하고 저온 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때， 페라이트 결정립 사이즈 (FGS)는 강판의 l/4t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고， 이것을 FGS 부식용액으로 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500 배로 관찰한 후 화상해석애 의해 결정립、 사이즈를 측정하여 그 평균을 구하였다.
MA상의 분율은 강판의 l/4t 부위로부터 경면 연마 후 시험편을 채취하고， 이것을 라펠라 부식용액을 이용하여 부식시킨 후 광학현미경을 이용하여 500배로 관찰한후 화상해석에 의해 MA상의 분율을 구하였다.
인장강도는 강판의 l/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 JIS4 호 시편을 채취하여 상온에서 인장시험을 실시함으로써 인장강도를 측정하였다. 저온 층격인성은 강판의 l/4t 부위로부터 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 Vᅳ노치 시험편을 제작한 후， -75°C에서 샤르피 층격시험을 5 회 실시하여 그 평균을 구하였다. 【표 1】
Figure imgf000019_0001
【표 2】
Figure imgf000019_0002
Figure imgf000020_0001
【표 3]
Figure imgf000021_0001
Figure imgf000022_0001
싱-기 표 1 내지 3 에 나타낸 바외- 같이， 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 만족하는 발명재들의 경우 고강도 및 고인성의 특성을 가질 뿐만 아니라， 항복비가 0.8 이하로 저항복비 특성을 갖는 강재인 것을 확인할 수 있다. 또한， 발명재 B-1 에 대하여 현미경으로 미세조직을 관찰하여 본 결과, 도 1 에 나타낸 바와 같이 초세립 페라이트 형상이 관찰됨을 확인할 수 있으며， 도 2 에 나타낸 바와 같이 MA 상 (마르텐사이트 /오스테나이트 흔합조직)이 페라이트 기지 내에 형성된 것을 확인할 수 있다. 이에 반면, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하지 않^ 비교재 E-4 내지 E-8 의 경우에는 페라이트의 결정립 사이즈가 너무 조대하고, 충분한 MA 상의 확보가 곤란함에 따라 고강도의 확보가 불가하였으며 , 이로 인해 저항복비를 달성할 수 없었다. 또한， 비교재 F-4 내지 F-8 및 G-4 내지 G-8 의 경우에는 페라이트 결정립 사이즈가 너무 조대하고, MA 상이 너무 과도하게 형성되어 저온 인성의 확보가 곤란하였다. 또한， 성분조성은 본 발명을 만족하지만， 제조조건이 본 발명을 만족하지 않는 비교재 A-4 내지 A-8, B-4 내지 B-8, C-4 내지 C-8 및 으 1 내지 D-4 의 경우에는 페라이트의 결정립 사이즈가 너무 조대하거나 MA 상이 전혀 형성되지 못함에 따리 · 저항복비 달성이 불가하거나， 저온 인성의 확보가 불가하였다. 또한， 제조조건은 본 발명을 만족하지만, 성분조성이 본 발명을 만족하지 않는 비교재 E— 1 내지 E-4ᅳ F-1 내지 F-4 및 G-1 내지 G— 4 의 경우에는 MA 상 분율이 충분하지 못하거나, 너무 과도하게 형성됨에 따라 저항복비를 달성하지 못하거나 저온 인성의 확보가 블가하였다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
중량 %로， 탄소 (C): 0.02-0.12%, 망간 (Mn): 0.5-2.0%, 실리콘 (SO: 0.05-0.5%, 니켈 (Ni): 0.05-1.0%, 티타늄 (Ti): 0.005-0.1%, 알루미늄 (A1): 0.005-0.5%, 인 (P): 0.015% 이하， 황 (S)： 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고，
미세조직은 면적분율로 70~90%의 초세립 페라이트 및 10~30%의 MA (마르텐사이트 /오스테나이트) 조직을 포함하고， 항복비 (YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판.
【청구항 2】
제 1항에 있어서，
상기 강판은 중량 %로 구리 (Cu): 0.01-0.5%, 니오븀 (Nb): 0.005-0.1% 및 몰리브덴 (Mo): 0.005-0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 더 포함하는 고강도 강판.
【청구항 3】
제 1항에 있어서， .
상기 초세립 페라이트는 결정립 사이즈가 ΙΟμηι 이하인 고강도 강판.
【청구항 4】
제 1항애 있어서, 상기 MA (마르텐사이트 /오스테나이트) 조직은 평균 입경이 5μιη 이하인 고강도 강판.
【청구항 5】
제 1항 또는 제 2항에 있어서，
싱-기 강판은 8t~50t의 두깨를 갖는 고강도 강판.
[청구항 6】
제 1항 또는 제 2항에 있어서，
상기 강판은 -75°C에서 충격인성이 150 J 이상이고， 인장강도가 530MPa 이상인 고강도 강판.
【청구항 7】
중량 %로， 탄소 (C): 0.02-0.12%, 망간 (Mn): 0.5-2.0%, 실리콘 (Si): 0.05-0.5%, 니켈 (Ni): 0.05-1.0%, 티타늄 (Ti): 0.005-0.1%, 알루미늄 (A1): 0.005-0.5%, 인 (P): 0.015% 이하， 황 (S): 0.015% 이하, 나머지 Fe 및 기타 블가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 조압연하여 오스테나이 H 평균 결정립 사이즈를 40μπι 이하로 제어하는 단계；
싱-기 조압연 후 마무리 압연하여 상기 슬라브의 기지조직을 평균 결정립 사이즈가. ΙΟμηι 이하인 초세립 페라이트로 형성하는 단계 ;
상기 마무리 압연 후 30~90초 유지하는 단계 ; 및 상기 유지 후 냉각하여 초세립 페라이트 기지 내에 평균 입경이 5μιη 이하인 미세 ΜΑ (마르텐사이트 /오스테나이트)를 면적분율로 10~30% 형성하는 단계 를 포함하여 항복비 (YS/TS)가 0.8 이하인 고강도 강판의 제조방법 .
【청구항 8]
제 7항애 있어서，
상기 슬라브는 중량 %로 구리 (Cu): 0.01-0.5%, 니오븀 (Nb): 0.005-0.1% 및 몰리브덴 (Mo): 0.005-0.5%로 이루어지는 그룹 중에서 선택된 1 종 또는 2 종 이상을 더 포함하는 고강도 강판의 제조방법 .
【청구항 9】
제 7항에 있어서，
상기 슬라브 가열은 1000~1200°C에서 실시하는 고강도 강판의 제조방법 .
【청구항 10】
제 7항에 있어서,
상기 조압연 단계는 1200t 오스테나이트 재결정 온도 (Tnr)에서 실시하는 고강도 강판의 제조방법 .
【청구항 11】
제 7항애 있어서, 상기 조압연 단계는 패스당 압하율 15% 이상， 누적 압하율 30% 이상으로 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
【청구힝- 12】
제 7항에 있어서，
상기 마무리 압연 단계는 Ar3+30t Ar3+100°C에서 실시하는 고강도 강판의 제조방법 .
【청구항 13】
제 7항에 있어서，
상기 마무리 압연 단계는 패스당 압하율 10% 이상, 누적 압하율 60% 이상으로 실시하는 고강도 강판의 제조방법.
【청구항 14】
제 7항에 있어서，
상기 넁각 단계는 10°C/s 이상의 냉각속도로 300~500°C까지 냉각하는 고강도 강판의 제조방법 .
【청구항 15】
제 7항 또는 제 8항에 있어서 ,
상기 강판은 결정립 사이즈가 10 이하인 초세립 페라이트를 면적분율로 70~90% 포함하고, 평균 입경이 5μιη 이하인 MA (마르텐사이트 /오스테나이트) 조직을 면적분율로 10~30¾) 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
【청구항 16】
제 7항 또는 제 8항에 있어서，
싱-기 강판은 -75°C에서 충격인성이 150J 이상이고, 인장강도가 530MPa 이상인 고강도 강판의 제조방법 .
PCT/KR2012/011747 2012-12-27 2012-12-28 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법 WO2014104443A1 (ko)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA2896531A CA2896531C (en) 2012-12-27 2012-12-28 High strength steel sheet having excellent cryogenic temperature toughness and low yield ratio properties, and method for manufacturing same
CN201280078067.6A CN104884656B (zh) 2012-12-27 2012-12-28 极低温韧性优异且具有低屈服特性的高强度钢板及其制备方法
EP12891147.6A EP2940172B1 (en) 2012-12-27 2012-12-28 High strength steel sheet having excellent cryogenic temperature toughness and low yield ratio properties, and method for manufacturing same
US14/654,649 US10689735B2 (en) 2012-12-27 2012-12-28 High strength steel sheet having excellent cryogenic temperature toughness and low yield ratio properties, and method for manufacturing same
JP2015551044A JP6219405B2 (ja) 2012-12-27 2012-12-28 極低温靱性に優れ低降伏比特性を有する高強度鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2012-0155231 2012-12-27
KR20120155231A KR101482359B1 (ko) 2012-12-27 2012-12-27 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2014104443A1 true WO2014104443A1 (ko) 2014-07-03

Family

ID=51021486

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2012/011747 WO2014104443A1 (ko) 2012-12-27 2012-12-28 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10689735B2 (ko)
EP (1) EP2940172B1 (ko)
JP (1) JP6219405B2 (ko)
KR (1) KR101482359B1 (ko)
CN (1) CN104884656B (ko)
CA (1) CA2896531C (ko)
WO (1) WO2014104443A1 (ko)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105177424B (zh) * 2015-09-25 2017-08-25 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种高强度特厚钢板及其生产方法
KR101767778B1 (ko) * 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재
KR101758520B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
KR101799202B1 (ko) * 2016-07-01 2017-11-20 주식회사 포스코 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101917451B1 (ko) * 2016-12-21 2018-11-09 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법
KR101949036B1 (ko) * 2017-10-11 2019-05-08 주식회사 포스코 저온 변형시효 충격특성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
CA3236316A1 (en) 2018-10-10 2020-04-10 Repeat Precision, Llc Setting tools and assemblies for setting a downhole isolation device such as a frac plug
KR102164112B1 (ko) * 2018-11-29 2020-10-12 주식회사 포스코 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
CN113814269B (zh) * 2021-07-12 2022-07-19 燕山大学 细化低碳贝氏体钢中m-a组元的轧制工艺
CN116145022B (zh) * 2021-11-19 2024-03-08 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度不低于900MPa的低屈强比钢板及其制造方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4466842A (en) 1982-04-03 1984-08-21 Nippon Steel Corporation Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same
JPH09296253A (ja) 1996-05-02 1997-11-18 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管
JPH09316534A (ja) 1996-05-31 1997-12-09 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法
JPH1017982A (ja) * 1996-06-28 1998-01-20 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法
KR19990029986A (ko) 1997-09-22 1999-04-26 오카다 마사토시 초미세조직강과 그 제조방법
KR19990029987A (ko) 1997-09-22 1999-04-26 오카다 마사토시 미세 페라이트 주체 조직강과 그 제조방법
KR20040059579A (ko) 2002-12-27 2004-07-06 주식회사 포스코 동적변태를 이용한 페라이트 초세립강의 제조방법
KR20040059581A (ko) 2002-12-27 2004-07-06 주식회사 포스코 결정입 세립화에 의한 고강도강 제조방법
EP1662014A1 (en) * 2003-06-12 2006-05-31 JFE Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness and method for production thereof
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR101018159B1 (ko) * 2008-05-15 2011-02-28 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20110046690A (ko) * 2009-10-29 2011-05-06 현대제철 주식회사 저항복비 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000290748A (ja) 1999-04-08 2000-10-17 Kawasaki Steel Corp 耐切欠き疲労特性に優れる加工用熱延鋼板およびその製造方法
JP4261765B2 (ja) * 2000-03-29 2009-04-30 新日本製鐵株式会社 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法
US7267890B2 (en) * 2001-06-06 2007-09-11 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance corrosion resistance ductility and plating adhesion after servere deformation and a method of producing the same
JP4911123B2 (ja) 2002-03-29 2012-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 超微細粒組織を有する冷延鋼板
JP4419695B2 (ja) * 2003-06-12 2010-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法
JP4507730B2 (ja) * 2003-07-16 2010-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法
JP5045074B2 (ja) * 2005-11-30 2012-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比を有する高張力薄肉鋼板およびその製造方法
JP5045073B2 (ja) * 2005-11-30 2012-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比を有する非調質高張力厚鋼板およびその製造方法
KR100797327B1 (ko) * 2006-10-11 2008-01-22 주식회사 포스코 냉간가공성이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재,상기 강선재의 제조방법 및 상기 강선재로부터 스프링을제조하는 방법
JP5223375B2 (ja) * 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2008261046A (ja) 2007-03-19 2008-10-30 Kobe Steel Ltd 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼材、並びに冷間成形鋼管
JP4881773B2 (ja) 2007-03-23 2012-02-22 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板
KR100954042B1 (ko) * 2007-04-09 2010-04-20 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Ｈａｚ 인성이 우수한 후강판
JP5272547B2 (ja) 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20090301613A1 (en) * 2007-08-30 2009-12-10 Jayoung Koo Low Yield Ratio Dual Phase Steel Linepipe with Superior Strain Aging Resistance
JP5031531B2 (ja) * 2007-11-20 2012-09-19 新日本製鐵株式会社 母材低温靭性およびｈａｚ低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板とその製造方法
KR101018131B1 (ko) 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
US8647564B2 (en) 2007-12-04 2014-02-11 Posco High-strength steel sheet with excellent low temperature toughness and manufacturing thereof
WO2010013848A1 (ja) * 2008-07-31 2010-02-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5162382B2 (ja) * 2008-09-03 2013-03-13 株式会社神戸製鋼所 低降伏比高靭性厚鋼板
KR101125366B1 (ko) * 2008-10-27 2012-03-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법
JP5740847B2 (ja) 2009-06-26 2015-07-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101450976B1 (ko) * 2009-09-30 2014-10-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저항복비, 고강도 및 고인성을 가진 강판 및 그 제조 방법
BR112012029698B1 (pt) * 2010-05-27 2019-02-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método de produção de uma chapa de aço de alta resistência para uma estrutura soldada
JP6359518B2 (ja) 2012-04-05 2018-07-18 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 低Ｓｉ含有量鋼ストリップ

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4466842A (en) 1982-04-03 1984-08-21 Nippon Steel Corporation Ferritic steel having ultra-fine grains and a method for producing the same
JPH09296253A (ja) 1996-05-02 1997-11-18 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた極厚高強度鋼管
JPH09316534A (ja) 1996-05-31 1997-12-09 Nippon Steel Corp 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼の製造方法
JPH1017982A (ja) * 1996-06-28 1998-01-20 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法
KR19990029986A (ko) 1997-09-22 1999-04-26 오카다 마사토시 초미세조직강과 그 제조방법
KR19990029987A (ko) 1997-09-22 1999-04-26 오카다 마사토시 미세 페라이트 주체 조직강과 그 제조방법
KR20040059579A (ko) 2002-12-27 2004-07-06 주식회사 포스코 동적변태를 이용한 페라이트 초세립강의 제조방법
KR20040059581A (ko) 2002-12-27 2004-07-06 주식회사 포스코 결정입 세립화에 의한 고강도강 제조방법
EP1662014A1 (en) * 2003-06-12 2006-05-31 JFE Steel Corporation Steel plate and welded steel tube exhibiting low yield ratio, high strength and high toughness and method for production thereof
KR100833076B1 (ko) * 2006-12-22 2008-05-27 주식회사 포스코 저온인성과 취성균열전파정지특성이 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR101018159B1 (ko) * 2008-05-15 2011-02-28 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20110046690A (ko) * 2009-10-29 2011-05-06 현대제철 주식회사 저항복비 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2940172A4

Also Published As

Publication number Publication date
US20150315682A1 (en) 2015-11-05
KR20140085068A (ko) 2014-07-07
CN104884656B (zh) 2017-03-08
JP2016507649A (ja) 2016-03-10
EP2940172B1 (en) 2017-03-01
EP2940172A4 (en) 2016-01-06
US10689735B2 (en) 2020-06-23
CA2896531C (en) 2019-07-16
CA2896531A1 (en) 2014-07-03
KR101482359B1 (ko) 2015-01-13
EP2940172A1 (en) 2015-11-04
JP6219405B2 (ja) 2017-10-25
CN104884656A (zh) 2015-09-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2014104443A1 (ko) 극저온 인성이 우수하고 저항복비 특성을 갖는 고강도 강판 및 그의 제조방법
CN108368594B (zh) 具有优异的低温应变时效冲击特性和焊接热影响区冲击特性的高强度钢材及其制造方法
WO2012036312A1 (ja) 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN110088346B (zh) 具有优异纵向均匀延伸率的用于焊接钢管的钢材、其制造方法和使用其的钢管
CN109923237B (zh) 具有优异的抗氢致开裂性的压力容器钢及其制造方法
CA3121217C (en) Steel plate having excellent heat affected zone toughness and method for manufacturing thereof
KR20160075925A (ko) 수소유기균열(ｈｉｃ) 저항성 및 저온인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법
JP6641875B2 (ja) 低降伏比鋼板およびその製造方法
JP2017160510A (ja) 低温用ニッケル鋼板およびその製造方法
CN108368593B (zh) 具有优异的低温应变时效冲击特性的高强度钢材及其制造方法
JP6492862B2 (ja) 低温用厚鋼板及びその製造方法
CN111788325B (zh) 高Mn钢及其制造方法
RU2749855C1 (ru) Стальной материал для высокопрочной стальной трубы с низким отношением предела текучести к пределу прочности, имеющей превосходную низкотемпературную ударную вязкость, и способ его получения
EP3901305B1 (en) High-strength structural steel having excellent cold bendability, and manufacturing method therefor
WO2019180499A1 (en) A steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof
KR101546132B1 (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
JP2017160511A (ja) 引張強度および靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法
CN113166896A (zh) 抗氢致开裂性优异的压力容器用钢材及其制备方法
KR101615029B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
WO2019168172A1 (ja) 高Ｍｎ鋼およびその製造方法
KR101467030B1 (ko) 고강도 강판 제조 방법
KR101572317B1 (ko) 형강 및 그 제조 방법
KR20130034197A (ko) 강재 및 그 제조 방법
EP3901306B1 (en) Structural steel having excellent brittle fracture resistance and method for manufacturing same
CN114008232B (zh) 具有优异耐腐蚀性的结构用高强度钢及其制造方法

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: 12891147

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2896531

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14654649

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015551044

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2012891147

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2012891147

Country of ref document: EP