WO2015099226A1 - 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재 - Google Patents

용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재 Download PDF

Info

Publication number
WO2015099226A1
WO2015099226A1 PCT/KR2013/012181 KR2013012181W WO2015099226A1 WO 2015099226 A1 WO2015099226 A1 WO 2015099226A1 KR 2013012181 W KR2013012181 W KR 2013012181W WO 2015099226 A1 WO2015099226 A1 WO 2015099226A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
martensite
toughness
impact toughness
zone
weldability
Prior art date
Application number
PCT/KR2013/012181
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
WO2015099226A8 (ko
Inventor
이학철
서인식
김용진
박인규
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 US15/102,646 priority Critical patent/US10301707B2/en
Priority to EP13900236.4A priority patent/EP3088554B1/en
Priority to CN201380081810.8A priority patent/CN105849301B/zh
Priority to JP2016541524A priority patent/JP6408011B2/ja
Priority to CA2933585A priority patent/CA2933585C/en
Publication of WO2015099226A1 publication Critical patent/WO2015099226A1/ko
Publication of WO2015099226A8 publication Critical patent/WO2015099226A8/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Definitions

  • the present invention relates to a steel having excellent weldability and weld impact impact toughness.
  • HAZ weld heat affected zone
  • the welding heat affected zone is generally composed of martensite such as martensite having a very low toughness, not acicular ferrite or bainite.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 2009-0069818
  • Patent Document 2 Korean Unexamined Patent Publication No. 2002-0091844
  • the present invention by controlling the alloy composition and microstructure, to improve the weldability and the physical properties and impact toughness of the weld.
  • C 0.1-0.3%
  • Mn 11-13%
  • the balance Fe and other unavoidable impurities, the regular segregation zone and the segregation zone are present in the form of layers,
  • the regular segregation zone includes austenite and ilsilon martensite, and the sub-segmentation zone provides a steel material having excellent weldability and impact resistance of weld zone including less than 5% of epsilon martensite and alpha martensite.
  • One side of the present invention is to control the alloy composition and the microstructure of the steel material, there is an effect of preventing the cracking of the weld portion, and improve the impact toughness. In addition, there is an effect applicable to the ultra-thick material.
  • FIG. 1 is a photograph of the segregation zone EBSD of Inventive Example 1.
  • Fig. 2 is a photograph of the front segregation zone EBSD of Inventive Example 3.
  • the inventors of the present invention solve the conventional problems and at the same time, as a result of research to ensure excellent impact toughness compared to the conventional, by devising a method of improving the impact toughness and weldability by controlling the fraction of alloy design and microstructure. More specifically, the inventors of the present invention have a problem of non-uniform distribution when high manganese steels having alpha martensite and epsilon martensite structures (structures as shown in FIG. 1) having excellent impact toughness are actually used for production. In order to solve the problem, the present invention has been devised.
  • the present invention has been devised as it is possible to provide a steel material excellent in weld properties by forming the same structure as the base material in the weld heat affected zone.
  • One aspect of the present invention is a steel material excellent in weldability and impact resistance of the weld portion, by weight, containing C: 0.1 to 0.3%, Mn: 11 to 13%, balance Fe and other unavoidable impurities, and the regular segregation zone and the segregation zone are layered
  • the regular segregation zone is an area fraction%, and includes at least 50% of austenite and residual epsilon martensite
  • the segregation zone is an area fraction%
  • the maximum phase is alpha martensite, less than 5%. (Excluding 0%) includes epsilon martensite.
  • the carbon is an effective ingredient for improving austenite stability in the regular segregation zone.
  • the carbon is contained in a large amount, there is a problem of inhibiting the production of epsilon martensite and alpha martensite in the segregation zone, so the upper limit thereof is limited to 0.3% by weight.
  • the carbon is included too little, there is a problem that impact toughness is lowered as a large amount of epsilon martensite is generated in the regular segregation zone, so the lower limit thereof is limited to 0.1% by weight.
  • the microstructure to be intended in the present invention it is preferable to include 11% by weight or more.
  • the content of manganese is too large, a large amount of epsilon martensite is formed in the sub segregation zone to make the sub segregation zone coarse. .
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the regular segregation zone and the sub segregation zone are present in a layered structure, thereby forming a structure in which the epsilon martensite and the alpha martensite have lattice shapes.
  • the secondary segregation zone is characterized by having an area fraction, alpha martensite in the maximum phase and epsilon martensite in less than 5%.
  • the tissue of the present invention first produces less than 5% of epsilon martensite (except 0%) during cooling and finely cuts the microstructure, and alpha martensite is produced from residual austenite that is not transformed into epsilon martensite. Accordingly, it is possible to secure a microstructure excellent in strength and impact.
  • the area fraction of the epsilon martensite is It is desirable to control to less than 5%.
  • the alpha martensite is characterized in that it has a size of 3 ⁇ m or less. If the effective grain size of the alpha martensite exceeds 3 ⁇ m, there is a problem that the impact toughness is lowered.
  • the regular segregation zone is characterized by having an austenite and a residual epsilon martensite of 50% or more as an area fraction.
  • the epsilon martensite is more than 50%, the elongation and impact toughness are lowered because the epsilon martensite is easily transformed into alpha martensite during concentration of external stress, so the fraction of the epsilon martensite is limited to less than 50%. It is desirable to.
  • the impact toughness of the welded portion of the steel is preferably 64J or more at -60 ° C.
  • the reason why the impact toughness of the welded part can be more than 64J at -60 ° C is that in the case of carbon steel, a large amount of low-temperature transformation phase is generated due to the rapid cooling rate of the weld heat affected part, whereas the impact toughness is lowered. This is because it is possible to secure the same microstructure as the base material in the weld heat affected zone without being affected by the cooling rate.
  • the steel proposed in the present invention is finely formed in the structure and the alpha martensite and epsilon martensite tissue having excellent strength and impact toughness in the secondary segregation and the tissue containing austenite having excellent physical properties such as strength in the front segregation
  • the composite structure high strength and high toughness can be secured, and because the microstructure of the steel is a steel material in which the microstructures are generated equally from the very low cooling rate to the fast cooling rate, it can be applied to the production of ultra-thick steels.
  • the steel proposed by the present invention always has the same structure at a cooling rate of 0.1 ⁇ 100 °C / sec regardless of the rolling conditions, and the welding heat effect because the microstructure of the weld heat affected zone also always has the same structure regardless of the heat effect Excellent side properties
  • the steel proposed by the present invention in the case of carbon steel including martensitic structure in general, a large number of low temperature cracks are generated in the weld heat affected zone by the stress after welding, but in the case of the steel proposed by the present invention, a large amount of austenite exists in the regular segregation zone
  • austenite having excellent ductility absorbs stress caused by martensite transformation at low temperatures, it has excellent weldability and low temperature crack resistance.
  • the method for producing the steel of the present invention is not particularly limited and is based on a conventional method. For example, to prepare a molten steel that satisfies the composition, cast it to form a slab, and re-heated to the slab 1100 ⁇ 1300 °C, it is produced through the process of hot rolling and cooling.
  • the slab having the composition shown in Table 1 was heated to 1150 ° C for 2 hours, it was hot-rolled at 1000 ° C finish, and cooled to a cooling rate of 1, 15, 70 ° C / sec to prepare a steel material. Then, the microstructure of each steel was observed through EBSD and SEM to measure the phase fraction using image analysis (imaage analysis) and the results are shown in Table 1. After welding, the impact toughness and cracking of the welded part were observed and shown in Table 1.
  • Inventive Examples 1 to 3 satisfying the range proposed by the present invention can secure excellent toughness and impact toughness by securing the microstructure proposed by the present invention.
  • FIG. 1 it was confirmed that alpha martensite had a lattice-like structure as a result of EBSD imaging of the segregation zone of Inventive Example 1.
  • epsilon martensite is not shown in FIG. 1, it exists in the grain boundary of alpha martensite structure in the form of a thin plate, which is generated in advance by dividing the inside of the old austenite grain into a lattice form before forming alpha martensite. .
  • FIG. 2 is a photograph of the regular segregation zone of Inventive Example 3, and as shown in FIG. 2, it can be seen that epsilon martensite in a dark region is formed in a plate-like form inside austenite in a bright region.
  • Comparative Example 1 is lower than the component range of C and Mn proposed in the present invention, due to the C, Mn component does not produce epsilon martensite in the sub-segmented zone, all transformed to alpha martensite, the tissue is very As a large amount of epsilon martensite is generated in the case of the regular segregation zone, the impact toughness of the weld heat affected zone is very low, and low temperature cracking occurs during welding due to the generation of the coarse martensite coarse segregation zone.
  • the component of C or Mn is higher than the component range of C and Mn proposed by the present invention, and a large amount of epsilon martensite is generated in the segregation zone, resulting in coarse texture and impact toughness. It can be confirmed that the impact toughness of the weld heat affected zone is reduced even though a large amount of austenite is generated in the regular segregation zone.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

본 발명에 따르면, 합금조성 및 미세조직을 제어함으로써, 용접부의 물성 및 충격인성을 향상시키고자 한다.

Description

용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재
본 발명은 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재에 관한 것이다.
최근, 국내외 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물을 설계하는 데에 있어서, 고강도 특성을 갖는 극후물 강의 개발이 요구되고 있다. 구조물을 설계할 시 고강도 강을 사용할 경우, 구조물의 형태를 경량화할 수 있어 경제적인 이득을 얻을 수 있을 뿐만 아니라, 강판의 두께를 얇게 할 수 있기 때문에 가공 및 용접 작업의 용이성을 동시에 확보 가능하다.
그러나, 초고강도 강의 경우에는 용접시 용접 열영향부(Heat Affected Zone;HAZ)의 미세조직이 강도가 높은 저온변태상들로 이루어짐에 따라 용접 열영향부(HAZ)의 물성, 특히 인성이 매우 취약해지는 단점이 있다. 이러한 이유로, 구조재의 특성상 용접부 인성을 확보하는 것이 매우 중요하지만, 인장강도 800MPa급 이상의 초고강도 강에 있어서는 모재의 물성과 용접부의 물성을 동시에 확보하는 것이 기술적으로 매우 어려운 상황이다.
한편, 종래 600MPa 이상의 고강도 강의 경우에는 용접부 물성을 확보하기 위해 TiN 석출물을 이용한 용접 열영향부(HAZ)의 미세조직을 미세화시키거나(특허문헌 1) 또는 Oxide Metallurgy 기술을 이용하여 용접 열영향부(HAZ)에 상부 베이나이트 생성을 억제하는 입내 페라이트 생성을 촉진시켜 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 개선하고자 하였다(특허문헌 2).
그러나, 인장강도 800MPa급 이상의 초고강도 강을 용접할 시 용접 열영향부(HAZ)는 일반적으로 침상형 페라이트나 베이나이트 조직이 아닌 인성이 매우 낮은 마르텐사이트와 같은 조직으로 이루어져 있고, 이러한 마르텐사이트 조직이 형성되는 경우 TiN 석출물 형성에 따른 결정립 미세화 효과만으로는 용접 열영향부(HAZ)의 인성을 확보하는데 어려움이 있으며, Oxide Metallurgy 기술의 경우에는 그 효용성에 대한 의문이 제기되어 있는 실정이어서 적용 가능성이 낮다고 볼 수 있다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허 제2009-0069818호
(특허문헌 2) 한국 공개특허 제2002-0091844호
본 발명에 따르면, 합금조성 및 미세조직을 제어함으로써, 용접성 및 용접부의 물성 및 충격인성을 향상시키고자 한다.
본 발명은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Mn: 11~13%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 정편석대와 부편석대가 층상으로 존재하며,
상기 정편석대는 오스테나이트와 일실론 마르텐사이트를 포함하고, 부편석대는 면적분율로, 5% 미만의 입실론 마르텐사이트와 알파 마르텐사이트를 포함하는 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재를 제공한다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일측면은 강재의 합금성분의 제어 및 미세조직을 제어함으로써, 용접부 균열발생을 방지하고, 충격인성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 극후물에도 적용가능한 효과가 있다.
도 1은 발명예 1번의 부편석대 EBSD 사진이다.
도 2는 발명예 3번의 정편석대 EBSD 사진이다.
본 발명의 발명자들은 종래 문제점을 해결함과 동시에, 종래 대비 우수한 충격인성을 확보하기 위하여 연구를 행한 결과, 합금설계 및 미세조직의 분율을 제어함으로써, 충격인성 및 용접성을 향상시키는 방안을 고안하였다. 보다 구체적으로, 본원발명의 발명자들은 종래 충격인성이 우수한 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트 조직(도 1에 개시된 바와 같은 조직)을 갖는 고망간강을 실제 생산에 사용하게 되는 경우, 불균일한 분포를 갖는 문제점을 해결하기 위해서, 본 발명을 고안하게 되었다.
종래 Fe-12Mn 이종(binary)합금의 경우 격자 형상의 미세조직을 가지면서 매우 우수한 강도 및 충격인성을 확보할 수 있었으나, Mn 다량 첨가에 의한 정편석, 부편석대의 발달과 함께 실제 생산에서 C를 배제할 수 없는 문제가 있었다. 더욱이, 이와 같은 이종합금을 생산하는 경우, Mn 편석이 매우 심하며, 정편석에서의 입실론 마르텐사이트 다량 생성 및 C 소량 첨가에 의한 충격인성 저하로 인해 Fe-12Mn 이종 성분계로는 상용화가 불가능하였다.
이에, 본 발명의 발명자들은 실제 생산에서와 같이 탄소를 완전히 배제할 수 없는 상황과 편석대의 존재로 인한 불균일 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트 조직이 형성되는 문제를 해결하기 위하여, 연구를 행하여 본 발명을 고안하게 되었다.
즉, 탄소를 다량 첨가시킴으로써, 부편석대에 미세한 입실론 마르텐사이트와 알파 마르텐사이트 조직을 확보함과 동시에, 정편석부에 C, Mn이 농축되어 오스테나이트와 일부 입실론 마르텐사이트 조직을 생성하여, 3상을 갖는 조직을 갖는 구조를 확보함으로써, 용접열영향부에서도 모재와 동일한 조직을 형성하여 용접부 물성이 우수한 강재를 제공할 수 있음에 따라 본 발명을 고안해 낸 것이다.
이하, 본 발명의 일측면인 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재에 대해서 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면인 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재는 중량%로, C: 0.1~0.3%, Mn: 11~13%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 정편석대와 부편석대가 층상으로 존재하며, 면적분율%로, 상기 정편석대는 면적분율%로, 50% 이상의 오스테나이트와 잔부 입실론 마르텐사이트를 포함하며, 부편석대는 면적분율%로, 최대상을 알파 마르텐사이트, 5% 미만(0% 제외)을 입실론 마르텐사이트를 포함한다.
탄소(C): 0.1~0.3중량%
상기 탄소는 정편석대에서의 오스테나이트 안정도를 향상시키는 유효성분이다. 상기 탄소가 다량 포함되는 경우에는 부편석대에서 입실론 마르텐사이트 및 알파 마르텐사이트 생성을 저해시키는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.3중량%로 제한한다. 반면에, 상기 탄소가 너무 적게 포함되는 경우에는 정편석대에서 다량의 입실론 마르텐사이트가 생성됨에 따라서 충격인성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 하한을 0.1중량%로 제한한다.
망간(Mn): 11~13중량%
본 발명에서 가장 중요한 구성원소이다. 본 발명에서 의도하고자 하는 미세조직을 형성하기 위해서는 11중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면, 망간의 함량이 너무 많은 경우에는 부편석대에서 입실론 마르텐사이트가 다량 형성되어 부편석대의 조직을 조대하게 만들며, 입실론에 의해 충격인성이 저하되는 문제가 있으므로, 그 상한을 13중량%로 제한한다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상기와 같은 합금조성을 통해서 형성되는 조직은 정편석대와 부편석대가 층상으로 존재하여 부편석대에서 입실론 마르텐사이트와 알파 마르텐사이트가 격자 형상을 갖는 조직이 형성된다.
상기 부편석대는 면적분율로, 최대상을 알파 마르텐사이트, 5% 미만을 입실론 마르텐사이트를 갖는 것을 특징으로 한다. 본 발명의 조직은 냉각 중 먼저 입실론 마르텐사이트가 5% 미만(0%는 제외)으로 생성되며 미세조직을 미세하게 절단하게 되며, 입실론 마르텐사이트 변태가 되지 않은 잔류 오스테나이트에서 알파 마르텐사이트가 생성됨에 따라 강도 및 충격이 우수한 미세조직을 확보하게 된다.
상기 알파 마르텐사이트를 최대상으로 확보함으로써, 높은 강도를 확보할 수 있다. 또한, 5% 미만으로 입실론 마르텐사이트를 확보함으로써, 조대한 알파 마르텐사이트가 생성되는 것을 방지할 수 있다. 또한, 상기 입실론 마르텐사이트 다량 생성되는 경우 연성이 낮은 입실론 마르텐사이트가 변형을 받아 알파 마르텐사이트로 빠르게 변태하여 응력을 발생시키고 이로 인해 크랙이 쉽게 유발되는 문제가 있어, 상기 입실론 마르텐사이트의 면적분율은 5% 미만으로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 입실론 마르텐사이트가 생성되지 않을 경우 입실론 마르텐사이트에 의한 구 오스테나이트 조직의 분할이 되지 않아 알파 마르텐사이트의 조직이 조대해져 충격인성이 저하되는 문제가 있어, 입실론 마르텐사이틀 포함하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 알파 마르텐사이트는 3㎛ 이하의 크기를 갖는 것을 특징으로 한다. 상기 알파 마르텐사이트의 유효 결정립 크기가 3㎛를 초과하는 경우에는 충격인성이 저하되는 문제가 있다.
또한, 상기 정편석대는 면적분율로, 50% 이상의 오스테나이트와 잔부 입실론 마르텐사이트 갖는 것을 특징으로 한다. 상기 입실론 마르텐사이트가 50%를 초과하는 경우에는 입실론 마르텐사이트가 외부 응력 집중 시 쉽게 알파 마르텐사이트로 변태함으로써 연신율 및 충격인성이 저하되는 문제가 있으므로, 상기 입실론 마르텐사이트의 분율은 50% 미만로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 강재의 용접부 충격인성은 -60℃에서 64J 이상인 것이 바람직하다. 상기 용접부 충격인성이 -60℃에서 64J 이상 확보할 수 있는 이유는 탄소강의 경우 용접 열영향부의 빠른 냉각속도에 의해 저온변태상이 다량 생성되어 충격인성이 저하되는 것에 반하여, 본 강재의 경우 미세조직적 특성상 냉각속도에 영향을 받지 않고 용접 열영향부에서 모재와 동일한 미세조직을 확보하는 것이 가능하기 때문이다.
또한, 본 발명에서 제안한 강재는 정편석부에 강도 등의 물리적 특성이 우수한 오스테나이트를 최대상으로 포함하는 조직과 부편석부에 강도와 충격인성이 우수한 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트 조직이 미세하게 생성된 복합조직을 확보함에 따라, 고강도이면서 동시에 고인성을 확보할 수 있으며, 강재의 미세조직 특성상 매우 느린 냉각속도부터 빠른 냉각속도까지 미세조직이 동일하게 생성되는 강재이므로 극후물 강재 생산에 적용 가능하다.
또한, 본 발명이 제안하는 강재는 압연조건에 관계없이 0.1~100℃/초의 냉각속도에서 항상 동일한 조직을 가지며, 용접열영향부의 미세조직 또한 열영향에 관계 없이 항상 동일한 조직을 갖기 때문에 용접 열영향부 물성이 우수하다. 더불어, 일반적으로 마르텐사이트 조직을 포함하는 탄소강의 경우 용접 후 응력에 의해 용접열영향부에 저온 크랙이 다량 발생하는 경우가 많으나, 본 발명이 제안하는 강재의 경우 정편석대에 다량의 오스테나이트가 존재하며, 연성이 우수한 오스테나이트가 저온에서 마르텐사이트 변태에 의한 응력을 흡수해주기 때문에 용접성 및 저온 크랙에 대한 저항성이 우수하다.
본 발명의 강재를 제조하는 방법은 특별히 한정하는 것은 아니며, 통상의 방법에 의한다. 일예로, 상기 조성을 만족하는 용강을 제조하여, 이를 주조하여 슬라브 형태로 만들고, 상기 슬라브 1100~1300℃로 재가열 한 뒤, 열간압연 및 냉각하는 과정을 통해 제조한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 1150℃로 2시간 동안 가열한 뒤, 이를 1000℃에서 마무리 열간압연하고, 1, 15, 70℃/초의 냉각속도로 냉각을 실시하여 강재를 제조하였다. 이후, 각 강재의 미세조직을 EBSD 및 SEM을 통해 관찰하여 이미지 분석(imaage analysis)을 이용하여 상 분율을 측정하였으며 그 결과를 표 1에 나타내었다. 또한, 용접을 실시한 후 용접부의 충격인성과 균열여부를 관찰하여 표 1에 나타내었다.
표 1
구분 C(wt%) Mn(wt%) 부편석대 정편석대 용접부
미세조직(면적%) 결정립 크기(㎛) 미세조직(면적%) -60℃ 충격인성(J) 균열발생여부
알파 마르텐사이트 입실론 마르텐사이트 입실론 마르텐사이트 오스테나이트
발명예1 0.15 12.2 95.3 3.5 2.2 41 59 105 무
발명예2 0.21 11.7 96.2 4.1 2.1 36 64 98 무
발명예3 0.26 12.5 96.9 4.9 2.4 28 72 86 무
비교예1 0.08 10.7 100 0 23.5 67 33 12 유
비교예2 0.35 12.3 88 12 11.5 25 75 18 무
비교예3 0.22 13.8 92 15 13.5 12 88 23 무
본 발명이 제안한 범위를 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 본 발명에서 제안한 미세조직을 확보함에 따라, 우수한 인성 및 충격인성을 확보하는 것이 가능하다. 도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 부편석대를 EBSD 촬영 결과, 알파 마르텐사이트가 격자 형상의 조직을 갖는 것을 확인할 수 있다. 또한, 입실론 마르텐사이트는 도 1에 나타나 있지 않으나, 얇은 판상의 형태로 알파 마르텐사이트 조직의 결정립계에 존재하고 있으며, 이는 알파 마르텐사이트 생성 전에 구 오스테나이트 결정립 내부를 격자형태로 분할하면서 미리 생성된 것이다.
도 2는 발명예 3의 정편석대를 촬영한 것으로, 도 2에 나타난 바와 같이, 밝은 영역의 오스테나이트의 내부에, 어두운 영역의 입실론 마르텐사이트가 판상형태로 생성되어 있음을 확인 할 수 있다.
반면에, 비교예 1의 경우 본 발명에서 제안한 C, Mn의 성분범위보다 낮은 경우로써, C, Mn 성분으로 인해 부편석대에 입실론 마르텐사이트가 생성되지 않고 모두 알파 마르텐사이트로 변태하여 조직이 매우 조대해졌으며, 정편석대의 경우 다량의 입실론 마르텐사이트가 생성됨에 따라 용접 열영향부의 충격인성이 매우 낮으며, 부편석대의 조대 마르텐사이트 다량 생성으로 인해 용접 시 저온 균열이 발생한 것을 확인할 수 있다.
또한, 비교예 2 및 3의 경우, C 또는 Mn의 성분이 본 발명이 제안한 C, Mn의 성분범위 보다 높은 경우로써, 부편석대에서 다량의 입실론 마르텐사이트가 생성되어 조직이 조대해지고, 충격인성을 저하시키며, 이로 인해 정편석대에 다량의 오스테나이트가 생성되었음에도 불구하고 용접 열영향부의 충격 인성이 저하된 것을 확인할 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Mn: 11~13%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 정편석대와 부편석대가 층상으로 존재하며,
    상기 정편석대는 오스테나이트와 일실론 마르텐사이트를 포함하고, 부편석대는 면적분율로, 5% 미만의 입실론 마르텐사이트와 알파 마르텐사이트를 포함하는 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 부편석대에서 상기 입실론 마르텐사이트와 알파 마르텐사이트는 격자형상을 갖는 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 정편석대는 50% 이상의 오스테나이트와 잔부 입실론 마르텐사이트를 포함하는 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 알파 마르텐사이트의 유효 결정립 크기는 3㎛이하인 것을 특징으로 하는 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재의 용접부 충격인성은 -60℃에서 64J 이상인 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재.
PCT/KR2013/012181 2013-12-24 2013-12-26 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재 WO2015099226A1 (ko)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15/102,646 US10301707B2 (en) 2013-12-24 2013-12-26 Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone
EP13900236.4A EP3088554B1 (en) 2013-12-24 2013-12-26 Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone
CN201380081810.8A CN105849301B (zh) 2013-12-24 2013-12-26 具有优异的可焊性和焊接区冲击韧性的钢
JP2016541524A JP6408011B2 (ja) 2013-12-24 2013-12-26 溶接性及び溶接部の衝撃靱性に優れた鋼材
CA2933585A CA2933585C (en) 2013-12-24 2013-12-26 Steel having excellent weldability and impact toughness of welding zone

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020130163226A KR101543898B1 (ko) 2013-12-24 2013-12-24 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재
KR10-2013-0163226 2013-12-24

Publications (2)

Publication Number Publication Date
WO2015099226A1 true WO2015099226A1 (ko) 2015-07-02
WO2015099226A8 WO2015099226A8 (ko) 2015-09-17

Family

ID=53479057

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2013/012181 WO2015099226A1 (ko) 2013-12-24 2013-12-26 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10301707B2 (ko)
EP (1) EP3088554B1 (ko)
JP (1) JP6408011B2 (ko)
KR (1) KR101543898B1 (ko)
CN (1) CN105849301B (ko)
CA (1) CA2933585C (ko)
WO (1) WO2015099226A1 (ko)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020091844A (ko) 2000-10-24 2002-12-11 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의제조방법
KR20080091717A (ko) * 2007-04-09 2008-10-14 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Ｈａｚ 인성이 우수한 후강판
JP2009041079A (ja) * 2007-08-09 2009-02-26 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の靱性が優れた溶接構造物用鋼とその製造方法および溶接構造物の製造方法
KR20090069818A (ko) 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법
KR20100070366A (ko) * 2008-10-27 2010-06-25 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법
KR20130043884A (ko) * 2011-10-21 2013-05-02 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 1ＧＰａ급 고강도 용접부
KR20130096213A (ko) * 2013-08-01 2013-08-29 주식회사 포스코 용접성 및 저온인성이 우수한 내마모용 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5481119A (en) 1977-12-12 1979-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd Nonmagnetic steel excellent in machinability
JPS5481118A (en) 1977-12-12 1979-06-28 Sumitomo Metal Ind Ltd Nonmagnetic steel excellent in mechanical properties
JP2930772B2 (ja) 1991-05-21 1999-08-03 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼
JPH05195156A (ja) 1991-11-15 1993-08-03 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法
JPH05255813A (ja) 1991-12-24 1993-10-05 Nippon Steel Corp 加工性と制振性能に優れた高強度合金
JPH06322440A (ja) 1993-05-12 1994-11-22 Nippon Steel Corp 高マンガン非磁性鋼片の圧延方法
US5634990A (en) 1993-10-22 1997-06-03 Woojin Osk Corporation Fe-Mn vibration damping alloy steel and a method for making the same
KR960006453B1 (ko) * 1993-10-22 1996-05-16 최종술 Fe-Mn계 진동 감쇠 합금강과 그 제조 방법
JPH07316738A (ja) * 1994-05-31 1995-12-05 Kawasaki Steel Corp 振動減衰特性に優れた溶接構造用鋼
JPH1030153A (ja) * 1996-07-17 1998-02-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 水中溶解性に優れた鋼およびこの鋼を用いたインヒビター濃度管理方法
US5891388A (en) * 1997-11-13 1999-04-06 Woojin Inc. Fe-Mn vibration damping alloy steel having superior tensile strength and good corrosion resistance
JP2005325388A (ja) 2004-05-13 2005-11-24 Kiyohito Ishida 低比重鉄合金
US8403390B2 (en) * 2011-03-10 2013-03-26 Shiloh Industries, Inc. Vehicle panel assembly and method of attaching the same
KR20130074687A (ko) 2011-12-26 2013-07-04 주식회사 포스코 고강도 고성형성 고망간 강판 및 그 제조방법
EP2617839A1 (de) 2012-01-18 2013-07-24 MeKo Laserstrahl-Materialbearbeitungen e.K. Nickelfreie Eisenlegierung für Stents
BR112014018242A2 (pt) * 2012-01-25 2017-07-04 Tata Steel Uk Ltd aço para produção de peças para ferrovias, cruzamentos de ferrovias e desvios e método para produção das ditas peças
KR101403215B1 (ko) 2012-04-06 2014-06-02 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 고망간 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020091844A (ko) 2000-10-24 2002-12-11 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의제조방법
KR20080091717A (ko) * 2007-04-09 2008-10-14 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Ｈａｚ 인성이 우수한 후강판
JP2009041079A (ja) * 2007-08-09 2009-02-26 Nippon Steel Corp 溶接熱影響部の靱性が優れた溶接構造物用鋼とその製造方法および溶接構造物の製造方法
KR20090069818A (ko) 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 용접부 인성이 우수한 고강도 라인파이프 강재 및 그제조방법
KR20100070366A (ko) * 2008-10-27 2010-06-25 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내재열 취화성 및 저온 인성이 우수한 내화 강재 및 그 제조 방법
KR20130043884A (ko) * 2011-10-21 2013-05-02 한양대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 1ＧＰａ급 고강도 용접부
KR20130096213A (ko) * 2013-08-01 2013-08-29 주식회사 포스코 용접성 및 저온인성이 우수한 내마모용 강판 및 그 제조방법

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3088554A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
JP6408011B2 (ja) 2018-10-17
EP3088554B1 (en) 2020-04-22
CN105849301B (zh) 2017-08-29
CN105849301A (zh) 2016-08-10
WO2015099226A8 (ko) 2015-09-17
EP3088554A4 (en) 2016-12-14
KR20150074958A (ko) 2015-07-02
CA2933585A1 (en) 2015-07-02
JP2017504719A (ja) 2017-02-09
EP3088554A1 (en) 2016-11-02
CA2933585C (en) 2020-04-28
KR101543898B1 (ko) 2015-08-11
US10301707B2 (en) 2019-05-28
US20160312344A1 (en) 2016-10-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA2106616C (en) Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material
WO2018074887A1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
WO2017111290A1 (ko) Pwht 저항성이 우수한 저온 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
WO2011081349A2 (ko) 취성 균열 발생 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2019125083A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2018110779A1 (ko) 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판
WO2018117614A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2020111863A1 (ko) 냉간가공성 및 ssc 저항성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법
WO2017065371A1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조방법
EP0589435B1 (en) Refractory shape steel material containing oxide and process for producing rolled shape steel of said material
WO2018117650A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR101767762B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2020111867A2 (ko) 우수한 저항복비 및 저온인성 특성을 가지는 구조용강 및 그 제조방법
WO2017111443A1 (ko) 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
WO2016105003A1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2019124729A1 (ko) 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2011081236A1 (ko) 열간 프레스 가공성이 우수한 열처리 강화형 강판 및 그 제조방법
WO2019125076A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2023121179A1 (ko) 강도 및 저온 충격인성이 우수한 플랜지용 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2015099226A1 (ko) 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재
EP4394074A1 (en) Steel plate for advanced nuclear power unit evaporator, and manufacturing method for steel plate
CN104046902B (zh) 一种低钼高钛590MPa级建筑用耐火钢板及其制造方法
WO2020111547A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2020111858A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2021256587A1 (ko) 형강 및 그 제조 방법

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: 13900236

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15102646

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2933585

Country of ref document: CA

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2013900236

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2013900236

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016541524

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE