WO2016105062A1 - 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • an object of the present invention is to provide a method for producing a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance.
  • C 0.05 to 0.1%
  • Mn 0.9 to 1.5%
  • Ni 0.8 to 1.5%
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Cu 0.1 ⁇ 0.6%
  • Si 0.1-0.4%
  • P 100 ppm or less
  • S 40 ppm or less
  • Microstructure including a single structure selected from the group consisting of ferrite single phase structure, bainite single phase structure, ferrite and bainite complex, ferrite and perlite complex, and ferrite, bainite and perlite complex.
  • Have a high strength steel having excellent brittle crack propagation resistance having a thickness of 50 mm or more is provided.
  • the microstructure is secured to the center of steel by controlling the rolling reduction condition and securing a sufficient center-to-surface temperature difference during rough rolling.
  • C is the most important element for securing basic strength, it needs to be contained in steel within an appropriate range, and in order to obtain such an addition effect, it is preferable to add C 0.05% or more.
  • Ni is more preferably limited to 0.89 to 1.42%, even more preferably 1.01 to 1.35%.
  • Ti is a component that precipitates with TiN upon reheating and inhibits the growth of crystal grains of the base metal and the weld heat affected zone to greatly improve low-temperature toughness. To obtain such an additive effect, Ti is preferably added at least 0.005%.
  • Si improves the strength of the steel and has a strong deoxidation effect
  • coarse phase martensite (MA) phase may be generated to lower brittle crack propagation resistance, so the upper limit of the Si content is preferably limited to 0.4%.
  • the content of Si is more preferably limited to 0.22 to 0.32%, even more preferably 0.25 to 0.3%.
  • the ferrite is preferably polygonal ferrite or acicular ferrite, and bainite is preferably granular bainite.
  • the fraction of pearlite is preferably limited to 20% or less.
  • the steel may preferably have a particle size of 30 ⁇ m or less having a high-angle boundary of 15 degrees or more, as measured by the EBSD method of the center portion.
  • the area ratio of the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane perpendicular to the rolling direction is minimized.
  • the temperature difference between the center and the surface of the slab or bar means a difference between the surface temperature of the slab or bar measured immediately before rough rolling and the center temperature calculated in consideration of the cooling conditions and the thickness of the slab or bar immediately before rough rolling. .
  • the austenite structure becomes a deformed austenite structure.
  • the final microstructure according to the miniaturization of the austenite grain may be refined, thereby increasing yield / tensile strength and improving low temperature toughness.
  • yield / tensile strength can be increased and low temperature toughness can be improved through the miniaturization of final microstructure, and also a decrease in the thickness of the center of thickness Can improve the toughness of the core through.
  • the steel sheet may have a thickness of 50 mm or more, preferably 50 to 100 mm, and more preferably 80 to 100 mm.
  • the steel sheet may be cooled at an average cooling rate of 3 to 300 ° C / s.
  • the Ni content is higher than the upper limit of the Ni content of the present invention. Due to the high hardenability, the microstructure of the base material is granular bainite and upper bainite, and is cooled during rough rolling. Although the particle size of the central austenite was refined, the final microstructure had a particle size of 31.2 ⁇ m, and the Kca value also had a value of 6000 or less at -10 ° C.
  • the microstructure has a light structure or acicular ferrite single phase tissue, or a complex structure of acicular ferrite and granular bainite, and a complex structure of acicular ferrite, pearlite and granular bainite.
  • the area ratio of the (100) plane which forms an angle within 15 degrees with respect to the plane perpendicular to the rolling direction at a thickness having a range of 20% of the plate thickness centered on 1/2 part of the thickness is 40% or less, Kca It can be seen that the value also satisfies a value of 6000 or more at -10 ° C.
  • FIG. 1 shows a photograph of the thickness center of the inventive steel 1 observed with an optical microscope. As can be seen from FIG. 1, the thickness center structure is minute.
  • the grain size ( ⁇ m) before finishing rolling was changed to the same composition and manufacturing conditions as those of Inventive Steel 1 of Example 1, except that the grain size ( ⁇ m) was changed as shown in Table 4 below. Was investigated and the results are shown in Table 4 below.

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Abstract

본 발명은 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명에 의하면, 중량 % 로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu : 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 그리고 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명에 따르면, 높은 항복강도 및 우수한 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻을 수 있다.

Description

취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
본 발명은 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 국내외 선박, 해양, 건축, 토목 분야에서 사용되는 구조물을 설계하는 데에 있어서, 고강도 특성을 갖는 극후물 강의 개발이 요구되고 있다.
구조물을 설계할시 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.
일반적으로 고강도 강의 경우, 극후물재 제조시 총 압하율의 저하에 따라 중심부에 충분한 변형이 이루어지지 않기 때문에 중심부 조직이 조대해지게 되며, 이로 인해 경화능이 상승하여 베이나이트 등의 저온변태상이 생성된다.
또한, 조대화된 조직으로 인해 중심부의 충격인성 확보에 어려움이 있을 수 있다.
특히 구조물의 안정성을 나타내는 취성균열전파 저항성의 경우 선박 등의 주요 구조물에 적용시 보증을 요구하는 사례가 증가하고 있으나, 중심부에 저온변태상 생성시 취성균열전파 저항성이 매우 저하되는 현상이 발생하기 때문에 극후물 고강도 강재의 취성균열전파 저항상을 향상시키는 것은 매우 어려운 상황이다
한편, 항복강도 390MPa이상의 고강도강의 경우 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위해 표층부 입도 미세화를 위한 사상압연시 표면 냉각 적용 및 압연시 굽힘 응력 부여를 통한 입도 조절, 이상역 압연을 통한 표층 미세화 등의 다양한 기술이 도입되었다.
그러나, 이러한 기술의 경우 표층부 조직미세화에는 도움이 되지만 중심부 조직 조대화에 따른 충격인성 저하는 해결할 수 없기 때문에 취성균열전파 저항성에 대한 근본적인 대책이라 할 수 없다.
또한, 기술 자체가 일반적인 양산체제에 적용하기에는 생산성에 큰 저하가 예상되므로 상업적인 적용에는 무리가 있는 기술이라 할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재를 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 다른 측면에 의하면, 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖고; 그리고 두께가 50mm이상인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재가 제공된다.
상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하, 바람직하게는 0.5 이하가 되도록 설정될 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 중심부의 EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 입도가 30㎛(마이크로미터)이하일 수 있다.
상기 강재는 강재 두께의 1/2부를 중심으로 강재 두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40% 이하일 수 있다.
상기 강재는 바람직하게는 항복강도가 390MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 의하면, 중량 %로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si : 0.1~0.4%, P : 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 850~Ar3 이상의 온도에서 마무리 압연하여 두께 50mm이상의 강판을 얻는 단계; 상기 강판을 700℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 조압연 시 압연 전의 슬라브 또는 바의 중심부- 표면간 온도차가 70℃ 이상이 되도록 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법이 제공된다.
상기 조압연 시 마지막 3 패스(pass)에 대해서는 패스(pass) 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 중심부 결정립 크기는 200㎛이하, 바람직하게는 150㎛이하, 보다 바람직하게는 100㎛이하일 수 있다.
상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상, 바람직하게는 3.8이상이 되도록 설정될 수 있다.
상기 강판의 냉각은 2℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행할 수 있다.
상기 강판의 냉각은 3~300℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
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 발명에 따르면, 높은 항복강도 및 우수한 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재를 얻을 수 있다.
도 1은 발명강 1의 두께 중심부를 광학현미경으로 관찰한 사진을 나타낸다.
본 발명의 발명자들은 두께가 50mm이상의 두꺼운 강재의 항복강도 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 되었다.
본 발명은 강재의 강 조성, 조직, 집합조직 및 제조조건을 제어하여 두께가 두꺼운 강재의 항복강도 및 취성균열전파 저항성을 보다 향상시킨 것이다.
본 발명의 주요 개념을 다음과 같다.
1) 고용강화를 통한 강도 향상을 얻기 위하여 강 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 고용강화를 위하여 Mn, Ni, Cu 및 Si 함량을 최적화 한 것이다.
2) 경화능 향상을 통한 강도 향상을 얻기 위하여 강 조성을 적절히 제어한 것이다. 특히, 경화능 향상을 위하여 탄소 함량과 함께 Mn, Ni 및 Cu함량을 최적화 한 것이다.
이렇게 경화능을 향상시킴으로써 느린 냉각속도에서도 50mm이상의 두꺼운 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보된다.
3) 바람직하게는, 강도 및 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 강재의 조직을 미세화 시킬 수 있다. 특히, 강재의 중심부 조직을 미세화시킨 것이다.
이렇게 강재의 중심부 조직을 미세화시킴으로써 결정립 강화를 통한 강도 향상과 함께 균열의 생성 및 전파가 최소화되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
4) 바람직하게는, 취성균열전파 저항성을 향상시키기 위하여 강재의 집합조직을 제어할 수 있다.
균열(crack)은 강재의 폭 방향, 즉, 압연방향에 수직한 방향으로 전파된다는 것과 체심입방구조(BCC)의 취성 파면이 (100)면이라는 점을 고려하여, 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면의 면적률이 최소화되도록 한 것이다.
특히, 미세조직이 표면에 비하여 상대적으로 조대한 중심부 영역의 집합조직을 제어한 것이다.
이렇게 강재의 집합조직, 특히 강재의 중심부 영역의 집합조직을 제어함으로써, 비록 균열이 생성되더라도 균열의 전파가 최소화되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
5) 바람직하게는, 강재의 조직을 보다 미세화 시키기 위하여 조압연 조건을 제어할 수 있다.
특히, 조 압연 시 압하조건을 제어하고 충분한 중심부- 표면간 온도차를 확보함으로써 강재의 중심부까지 미세한 조직이 확보된다.
이하, 본 발명의 일 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재는 중량% 로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 그리고 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖는다.
이하, 본 발명의 강 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C(탄소): 0.05~0.10%(이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미함)
C은 기본적인 강도를 확보하는데 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위 내에서 강 중에 함유될 필요가 있으며, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 C은 0.05%이상 첨가하는 것이 바람직하다.
그러나, C의 함량이 0.10%를 초과하게 되면, 다량의 도상 마르텐사이트 생성 및 페라이트 자체의 높은 강도, 그리고 저온변태상의 다량 생성 등으로 인해 저온인성을 저하시키므로, 상기 C의 함량은 0.05~0.10%로 한정하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.061 ~ 0.091%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.065 ~ 0.085 %로 한정한다.
Mn(망간): 0.9~1.5%
Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키고 저온변태상이 생성되도록 경화능을 향상시키는 유용한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.9% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
그러나, Mn의 함량이 1.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 상부 베이나이트(Upper bainite) 및 마르텐사이트 생성을 촉진하고, 중심부　편석을　야기시켜　조대한　저온변태상을　생성시켜 충격인성 및 취성균열전파 저항성을 저하시킨다.
따라서, 상기 Mn 함량은 0.9~1.5%로 한정하는 것이 바람직하며, 0.97~1.39%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 1.15 ~ 1.30 %로 한정한다.
Ni(니켈): 0.8~1.5%
Ni은 저온에서 전위의 교차슬립(Cross slip)을 용이하게 만들어 충격인성을 향상시키고 경화능을 향상시켜 강도를 향상시키는데 중요한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.8% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Ni이 1.5% 이상 첨가되면 경화능이 과도하게 상승되어 저온변태상이 생성되어 인성을 저하시키고 제조원가도 상승시킬 수 있으므로 상기 Ni 함량의 상한은 1.5%로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ni의 함량은 0.89 ~1.42%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 1.01 ~ 1.35 %로 한정한다.
Nb(니오븀): 0.005~0.1%
Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시킨다.
또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 압연시 NbC의 형태로 매우 미세하게 석출되어 오스테나이트의 재결정을 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다.
따라서, Nb는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 과다하게 첨가될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 있으므로, Nb 함량의 상한은 0.1% 로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Nb의 함량은 0.012 ~ 0.028%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.018 ~ 0.024%로 한정한다.
Ti(티타늄): 0.005~0.1%
Ti은 재가열 시 TiN 으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립의 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 성분으로서, 이러한 첨가효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하다.
그러나, Ti가 0.1%를 초과하여 첨가되면, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있으므로, Ti 함량은 0.005~0.1% 로 한정하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Ti의 함량은 0.009 ~ 0.024%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.011 ~ 0.018%로 한정한다.
P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하
P, S는 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소로써 취성균열 전파저항성을 향상시키기 위해서 P: 100ppm 이하 및 S: 40ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~0.4%
Si은 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로 청정강 제조에 필수적인 원소로서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 다량 첨가 시 조대한 도상 마르텐사이트(MA)상을 생성시켜 취성균열 전파저항성을 저하시킬 수 있으므로, 상기 Si 함량의 상한은 0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Si의 함량은 0.22 ~ 0.32%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.25 ~ 0.3 %로 한정한다.
Cu: 0.1~0.6%
Cu은 경화능을 향상시키고 고용강화를　일으켜　강재의 강도를 향상시키는데 주요한 원소이고 템퍼링(tempering) 적용 시 입실론 Cu 석출물의 생성을 통해　항복강도를 올리는데 주요한 원소이므로, 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 다량 첨가 시 제강 공정에서 적열취성(hot shortness)에 의한 슬라브의 균열을 발생시킬 수 있으므로, 상기 Cu함량의 상한은 0.6%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 Cu의 함량은 0.21 ~ 0.51%로 한정하는 것이고, 보다 더 바람직하게는 0.18 ~ 0.3%로 한정한다.
상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하, 바람직하게는 0.5 이하가 되도록 설정될 수 있다.
상기와 같이 Cu/Ni 중량비를 설정하는 경우에는 표면품질이 보다 개선될 수 있다.
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.
본 발명의 강재는 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖는다.
상기 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal ferrite) 혹은 침상 페라이트(acicular ferrite)가 바람직하고, 베이나이트는 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite)가 바람직하다.
예를 들면, 상기 Mn 및 Ni 함량이 증가할수록 침상 페라이트(acicular ferrite) 및 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite)의 분율이 증가하며, 이에 따라 강도 또한 증가하게 된다.
상기 강재의 미세조직이 펄라이트를 포함하는 복합조직인 경우 펄라이트의 분율은 20% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 강재는 바람직하게는 중심부의 EBSD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 입도가 30㎛이하일 수 있다.
이렇게 강재의 중심부 조직의 입도를 30㎛이하로 미세화시킴으로써 결정립 강화를 통한 강도 향상과 함께 균열의 생성 및 전파가 최소화되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
바람직하게는, 상기 강재 두께의 1/2부를 중심으로 강재 두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40%이하일 수 있다.
상기와 같이 집합조직을 제어한 주요한 이유는 다음과 같다.
균열(crack)은 강재의 폭 방향, 즉, 압연방향에 수직한 방향으로 전파되며, 체심입방구조(BCC)의 취성 파면은 (100)면이다.
이에, 본 발명에서는 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100)면의 면적률이 최소화되도록 한 것이다.
특히, 미세조직이 표면에 비하여 상대적으로 조대한 중심부 영역의 집합조직을 제어한 것이다.
이렇게 강재의 집합조직, 특히, 강재 두께의 1/2부를 중심으로 강재 두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률을 40%이하로 제어함으로써, 비록 균열이 생성되더라도 균열의 전파가 최소화되어 취성균열전파 저항성이 향상된다.
상기 강재는 바람직하게는 항복강도가 390MPa이상이다.
상기 강재는 50mm 이상의 두께를 갖고, 바람직하게는 50 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 80 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 측면인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법은 중량%로 C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si : 0.1~0.4%, P: 100ppm이하, S: 40ppm이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 850℃~Ar3 이상의 온도에서 마무리 압연하여 강판을 얻는 단계; 상기 강판을 700℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하며, 상기 조압연 시 압연 전의 슬라브 또는 바의 중심부-표면간 온도차가 70℃이상이 되도록 하는 것이다.
슬라브 재가열
조압연에 앞서 슬라브를 재가열한다.
슬라브 재 가열온도는 950℃ 이상으로 설정하는 것이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다. 또한, Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 1000℃ 이상으로 가열하는 것이 보다 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 슬라브를 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열 온도의 상한은 1100℃로 제한하는 것이 바람직하다.
조압연
재가열된 슬라브를 조압연한다.
조압연 온도는 오스테나이트의 재결정이 멈추는 온도(Tnr) 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연에 의해 주조중에 형성된 덴드라이트 등 주조조직이 파괴되고 그리고 오스테나이트의 크기를 작게 하는 효과도 얻을 수 있다. 이러한 효과를 얻기 위하여 조압연 온도는 1100~900℃로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 조압연 시 압연 직전의 슬라브 또는 바의 중심부-표면간 온도차가 70℃ 이상이 되도록 한다.
이와 같이 조 압연시 중심부-표면간 온도차를 부여함으로써 슬라브 또는 바의 표면부가 중심부보다 낮은 온도를 유지하게 되고, 이러한 온도차가 존재하는 상태에서 압연을 실시하게 되면 상대적으로 온도가 낮은 표면부보다 상대적으로 온도가 높은 중심부에 더 많은 변형이 일어나게 됨으로써, 중심부 결정립도가 보다 미세화된다. 이때, 바람직하게는, 중심부 평균 입도가 30㎛ 이하로 유지될 수 있다.
이는 상대적으로 온도가 낮은 표면부는 상대적으로 온도가 높은 중심부보다 높은 강도를 가지게 되므로 비교적 낮은 강도의 중심부에 더 많은 변형이 일어나는 현상을 활용한 기술이며, 효과적으로 중심부에 더 많은 변형을 부여하기 위해서는 중심부-표면간의 온도차가 100℃ 이상인 것이 바람직하며, 보다 바람직한 온도차는 100 ~ 300℃이다.
여기서, 슬라브 또는 바의 중심부-표면간 온도차는 조압연 직전에 실측된 슬라브 또는 바의 표면 온도와, 냉각조건 및 조압연 직전의 슬라브 또는 바의 두께를 고려하여 계산된 중심부 온도의 차이를 의미한다.
상기 슬라브의 표면온도 및 두께의 측정은 최초 조 압연하기 전에 행해지고, 상기 바의 표면온도 및 두께의 측정은 2회 조 압연부터 조압연 전에 행해진다.
그리고, 조압연을 2 패스 이상 행하는 경우, 슬라브 또는 바의 중심부-표면간 온도차는 조압연 각 패스(pass) 온도차를 측정하여 전체의 평균값을 계산한 온도차가 70℃이상인 것을 의미한다.
본 발명에서는 조 압연시 중심부의 조직을 미세화하기 위해서 조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다
본 발명에서는 조 압연시 중심부의 조직을 미세화하기 위해서 조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 5% 이상, 총 누적 압하율은 40% 이상인 것이 바람직하다.
조압연 시 초기 압연으로 인해　재결정된 조직은 높은 온도로 인해　결정립 성장이 일어나게 되지만, 마지막 3패스를 실시할 때에는 압연 대기 중 바가 공냉됨에 따라　결정립 성장　속도가　느려지게 되며, 이로 인해 조압연 시 마지막 3 패스의 압하율이 최종 미세조직의 입도에 가장 크게 미치게 된다.
또한 조압연의 패스당 압하율이 낮아지게 될 경우 중심부에 충분한 변형이 전달되지 않아 중심부 조대화로 인한 인성 저하가 발생할 수 있다. 따라서, 마지막 3 패스의 패스당 압하율을 5% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 중심부의 조직의 미세화를 위하여 조압연 시 총 누적 압하율은 40% 이상으로 설정하는 것이 바람직하다.
마무리 압연
조압연된 바를 850℃ ~ Ar3(페라이트 변태 개시 온도)이상에서 마무리 압연하여 강판을 얻는다.
보다 미세화된 미세조직을 얻기 위해서는 사상압연의 마무리 압연 온도를 850℃ 이하로 실시하는 것이 바람직하다.
마무리 압연시 오스테나이트 조직이 변형된 오스테나이트 조직으로 된다.
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 중심부 결정립 크기는 200㎛이하, 바람직하게는 150㎛이하, 보다 바람직하게는 100㎛이하가 되도록 할 수 있다.
상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 중심부 결정립 크기는 조압연 조건 등에 따라 제어될 수 있다.
상기와 같이 상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 중심부 결정립 크기를 제어하는 경우 오스테나이트 결정립 미세화에 따른 최종 미세조직이 미세화 됨에 따라 항복/인장강도 상승 및 저온인성 향상을 가져올 수 있다.
상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상, 바람직하게는 3.8이상이 되도록 설정될 수 있다.
상기와 같이 마무리압연 시 압하비를 제어하는 경우 조압연 및 마무리 압연 시 압하량이 증가됨에 따라 최종 미세조직 미세화를 통한 항복/인장강도 상승 및 저온인성 향상을 가져올 수 있고, 또한 두께 중심부 입도의 감소를 통한 중심부 인성 향상을 가져올 수 있다.
마무리 압연 후 강판은 50mm 이상의 두께를 갖고, 바람직하게는 50 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있으며, 보다 바람직하게는 80 ~ 100mm의 두께를 가질 수 있다.
냉각
마무리 압연 후 강판을 700℃ 이하로 냉각시킨다.
냉각종료온도가 700℃를 초과하는 경우에는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 항복강도가 390Mpa 이하로 될 가능성이 있다.
상기 강판의 냉각은 2℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행할 수 있고, 강판의 중심부 냉각속도가 2℃/s 미만인 경우에는 미세조직이 적절하게 형성되지 않게 되어 항복강도가 390Mpa 이하로 될 가능성이 있다.
또한, 상기 강판의 냉각은 3~300℃/s의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
이하, 실시 예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
다만, 하기의 실시 예는 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.
(실시예 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 400mm 두께의 강 슬라브를 1050℃의 온도로 재가열한 후, 1020℃의 온도에서 조압연을 실시하여 바를 제조하였다. 조압 시 슬라브의 조압연시 표면-중심부 평균 온도차는 하기 표 2와 같이 하였으며, 누적 압하율은 50%로 동일하게 적용하였다.
표 2의 조압연시 중심부-표면 평균 온도 차는 조압연 직전에 실측된 슬라브 또는 바 표면의 온도와, 바에 분사된 수량과 조압연 직전의 슬라브 두께를 고려하여 계산된 중심부 온도의 차이를 나타내며, 조압연 각 패스(pass) 온도 차를 측정하여 전체의 평균값을 계산한 결과이다.
상기 조압연된 바의 두께는 180mm이였으며, 조압연 후 마무리압연 전의 결정립 크기는 80㎛이였다.
상기 조압연 후, 770 ℃의 마무리 압연온도에서 마무리 압연을 행하여 하기 표 2의 두께를 갖는 강판을 얻은 다음, 5℃/sec의 냉각속도로 700℃이하의 온도로 냉각하였다.
상기와 같이 제조된 강판에 대하여 미세조직, 항복강도, EBSD로 측정된 중심부 평균 입도, 두께의 1/2부를 중심으로 판두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률, Kca 값(취성 균열전파 저항성 계수)을 조사하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
표 2의 Kca 값은 강판에 대해 ESSO test를 실시하여 평가한 값이다.
표 1
강종 강 조성(중량%)
C Si Mn Ni Cu Ti Nb P(ppm) S(ppm) Cu/Ni 중량비
발명강1 0.061 0.23 1.25 0.89 0.35 0.015 0.019 75 16 0.39
발명강2 0.082 0.31 1.36 0.95 0.44 0.016 0.017 77 25 0.46
발명강3 0.054 0.32 1.09 1.26 0.36 0.009 0.023 82 34 0.29
발명강4 0.072 0.22 1.39 1.13 0.21 0.024 0.012 65 19 0.19
발명강5 0.069 0.29 1.17 1.21 0.45 0.02 0.019 68 22 0.36
발명강6 0.091 0.31 0.97 1.42 0.51 0.019 0.028 71 31 0.36
비교강1 0.072 0.25 1.21 0.97 0.36 0.017 0.026 69 16 0.37
비교강2 0.12 0.29 1.32 1.12 0.39 0.017 0.023 59 13 0.35
비교강3 0.068 0.61 1.39 1.08 0.45 0.019 0.027 55 25 0.42
비교강4 0.077 0.32 1.95 1.32 0.21 0.026 0.019 67 26 0.16
비교강5 0.062 0.19 1.21 2.2 0.35 0.021 0.031 49 30 0.16
비교강6 0.072 0.22 1.06 1.11 0.48 0.016 0.022 130 65 0.43
표 2
강종 조압연시 중심부-표면 온도차(℃) 제품두께(mm) *미세조직,상분율(%) (001)texture 항복강도(Mpa) 중심부평균입도(㎛) Kca(N/mm1.5,@-10℃)
발명강1 165 85 PF+P(16%) 23 396 21.2 9012
발명강2 203 90 AF 18 442 12.7 8554
발명강3 112 85 AF+GB(24%) 26 509 15.6 7356
발명강4 215 85 AF+GB(20%) 19 492 13.9 7855
발명강5 188 90 AF+GB(38%) 21 521 17.7 6918
발명강6 196 100 PF+P(17%) 16 401 20.9 6522
비교강1 21 85 PF+P(18%) 43 398 35.4 4564
비교강2 116 90 UB 42 579 38.3 3866
비교강3 154 85 AF+UB(21%) 32 534 25.6 4211
비교강4 201 90 UB 42 607 34.2 3901
비교강5 165 90 GB,UB(22%) 31 551 31.2 3244
비교강6 123 95 AF+GB(17%) 29 498 23.1 4855
* PF:폴리고날 페라이트(Polygonal ferrite), P:퍼얼라이트(Pearlite), AF:침상 페라이트(Acicular ferrite), GB:그래뉼러 베이나이트(Granular bainite), UB:상부 베이나이트( Upper bainite), 상분율(%): 부피 %
상기 표 2에 나타난 바와 같이, 비교강 1 의 경우 본 발명에서 제시하는 조압연시 중심부-표면 평균온도 차가 70℃ 미만으로 제어된 것으로서, 조압연 시 중심부에 충분한 변형을 부여하지 못함에 따라, 중심부 입도가 35.4㎛이고, 두께의 1/2부를 중심으로 판두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40% 이상이고, 또한, -10℃에서 측정된 Kca 값이 일반적인 조선용 강재에서 요구되는 6000을 초과하지 못함을 알 수 있다.
비교강 2의 경우 C의 함량이 본 발명의 C함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 상부 베이나이트(upper bainite)가 생성됨으로 인해 최종 미세조직의 입도가 38.3㎛이고, 두께의 1/2부를 중심으로 판두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40% 이상이고, 또한 취성이 쉽게 발생하는 상부 베이나이트를 기지조직으로 가짐으로 인해서 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 3의 경우 Si의 함량이 본 발명의 Si 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 조압연 시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 중심부에서 상부 베이나이트(upper bainite)가 일부 생성되고, 또한 Si이 다량 첨가됨에 따라 MA 조직이 조대하게 다량 생성되어, Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 4의 경우 Mn 함량이 본 발명의 Mn 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 높은 경화능으로 인해 모재의 미세조직이 상부 베이나이트이고, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 최종 미세조직의 입도가 34.2㎛를 나타내며, 두께의 1/2부를 중심으로 판두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40% 이상이고, 또한, Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 5의 경우 Ni 함량이 본 발명의 Ni 함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 높은 경화능으로 인해 모재의 미세조직이 그래뉼러 베이나이트(granular bainite)와 상부 베이나이트이고, 조압연시 냉각을 통해 중심부 오스테나이트의 입도를 미세화하였음에도 불구하고 최종 미세조직의 입도가 31.2㎛를 나타내며, 또한 Kca 값도 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
비교강 6 경우 P, S의 함량이 본 발명의 P, S함량의 상한보다 높은 값을 갖는 것으로서, 타 조건이 모두 본 발명에서 제시하는 조건을 만족함에도 불구하고 높은 P, S로 인해 취성이 발생하여, Kca 값이 -10℃에서 6000 이하의 값을 가짐을 알 수 있다.
이에 반하여, 본 발명의 성분 범위를 만족하고 조압연 시 냉각을 통해 중심부 오스텐나이트의 입도가 미세화 된 발명강 1~6의 경우에는 항복강도 390MPa 이상, 중심부 입도 30㎛이하를 만족시키며 페라이트와 퍼얼라이트 조직 또는 침상 페라이트 단상 조직, 또는 침상 페라이트와 그래뉴얼 베이나이트의 복합 조직, 침상 페라이트, 퍼얼라이트와 그래뉴얼 베이나이트의 복합 조직을 미세조직으로 가짐을 알 수 있다.
또한, 두께의 1/2부를 중심으로 판두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40% 이하이며, Kca 값도 -10℃에서 6000 이상의 값을 만족시킴을 알 수 있다.
도 1에는 발명강 1의 두께 중심부를 광학현미경으로 관찰한 사진이 나타나 있는데, 도 1에서도 알 수 바와 같이 두께 중심부 조직이 미세함을 알 수 있다.
(실시예 2)
강 슬라브의 Cu/Ni 중량비를 하기 표 3과 같이 변화시킨 것을 제외하고는 실시예 1의 발명강2와 동일한 조성 및 제조조건으로 강판을 제조하고, 제조된 강판의 표면특성을 조사하고 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 강판의 표면 특성은 특성은 Hot shortness에 의한 표면부 스타크랙의 발생여부를 측정한 것이다.
표 3
강종 강 조성(중량%) 표면특성
C Si Mn Ni Cu Ti Nb P(ppm) S(ppm) Cu/Ni 중량비
발명강7 0.082 0.31 1.36 0.84 0.41 0.016 0.017 77 25 0.48 미발생
발명강2 0.95 0.44 0.46 미발생
발명강8 0.37 0.12 0.32 미발생
발명강9 0.28 0.10 0.35 미발생
비교강7 0.23 0.18 0.78 발생
비교강8 0.48 0.33 0.71 발생
하기 표 3에 나타난 바와 같이, Cu/Ni 중량비를 적절히 제어하는 경우 강판의 표면특성이 개선됨을 알 수 있다.
(실시예 3)
조압연 후 마무리압연 전의 결정립 크기(㎛)를 하기 표 4와 같이 변화시킨 것을 제외하고는 실시예 1의 발명강 1과 동일한 조성 및 제조조건으로 강판을 제조하고, 제조된 강판의 중심부 입도 평균 특성을 조사하고 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다.
표 4
강종 조압연 후 마무리압연 전의 결정립 크기(㎛) 중심부평균 입도(㎛)
발명강1 80 21.2
발명강10 125 29.7
발명강11 107 25.6
발명강12 75 19.8
발명강13 155 21.5
발명강14 110 24.5
하기 표 4에 나타난 바와 같이, 조압연 후 바 상태의 중심부 결정립 크기가 감소할수록 중심부 평균 입도가 미세해 짐을 알 수 있으며, 이를 통해 취성균열 전파저항성이 향상될 것을 예상할 수 있다.
이상 실시 예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (18)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고; 페라이트 단상조직, 베이나이트 단상조직, 페라이트와 베이나이트의 복합조직, 페라이트와 퍼얼라이트의 복합조직, 및 페라이트, 베이나이트와 퍼얼라이트의 복합조직으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나의 조직을 포함하는 미세조직을 갖고; 그리고 두께가 50mm이상인 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하가 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트는 침상 페라이트(acicular ferrite) 또는 다각형 페라이트(polygonal ferrite)이고, 그리고 베이나이트는 그래뉴얼 베이나이트(granular bainite)인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재의 미세조직이 펄라이트를 포함하는 복합조직인 경우 펄라이트의 분율은 20% 이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 강재 두께의 중심부의 ESBD 방법으로 측정한 15도 이상의 고경각 경계를 가지는 입도가 30㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강재는 항복강도가 390MPa 이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    강재 두께의 1/2부를 중심으로 강재 두께의 20%의 범위를 가지는 두께에서 압연방향에 수직한 면에 대해 15도 이내의 각도를 이루는 (100) 면의 면적률이 40% 이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  8. 청구항 1에 있어서,
    강재 두께가 80 ~ 100mm인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재.
  9. 중량 % 로, C: 0.05~0.1%, Mn: 0.9~1.5%, Ni: 0.8~1.5%, Nb: 0.005~0.1%, Ti: 0.005~0.1%, Cu: 0.1~0.6%, Si: 0.1~0.4%, P: 100ppm 이하, S: 40ppm 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 950~1100℃로 재가열한 후 1100~900℃의 온도에서 조압연하는 단계; 상기 조압연된 바(bar)를 850℃~Ar3 이상의 온도에서 마무리 압연하여 두께 50mm이상의 강판을 얻는 단계; 상기 강판을 700℃이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 조압연 시 압연 전의 슬라브 또는 바의 중심부- 표면간 온도차가 70℃ 이상이 되도록 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 Cu 및 Ni의 함량은 Cu/Ni 중량비가 0.6이하가 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  11. 청구항 9에 있어서,
    상기 슬라브 또는 바의 두께 상의 중심부와 상기 슬라브 또는 바의 외표면 간 온도차가 100~300℃인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  12. 청구항 9에 있어서,
    상기 슬라브 또는 바의 두께 상의 중심부와 상기 슬라브 또는 바의 외표면 간 온도차는 조압연 직전에 실측된 슬라브 또는 바의 표면 온도와, 냉각조건 및 조압연 직전의 슬라브 또는 바의 두께를 고려하여 계산된 중심부 온도의 차이인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  13. 청구항 9에 있어서,
    상기 조압연이 2 패스 이상 행해지고, 그리고 슬라브 또는 바의 두께 상의 중심부와 상기 슬라브 또는 바의 외표면간 온도차는 조압연 각 패스(pass) 온도차를 측정하여 전체의 평균값을 계산한 온도차인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  14. 청구항 9에 있어서,
    조압연 시 마지막 3 패스에 대해서는 패스 당 압하율은 5% 이상이고, 총 누적 압하율은 40%이상인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  15. 청구항 9에 있어서,
    상기 조압연 후 마무리압연 전의 바의 중심부 결정립 크기는 200㎛이하인 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  16. 청구항 9에 있어서,
    상기 마무리압연 시 압하비는 슬라브 두께(mm)/마무리압연 후의 강판 두께(mm)의 비가 3.5이상이 되도록 설정되는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  17. 청구항 9에 있어서,
    상기 강판의 냉각은 2℃/s 이상의 중심부 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  18. 청구항 9에 있어서,
    상기 강판의 냉각은 3~300℃/s의 평균 냉각속도로 행하는 것을 특징으로 하는 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
PCT/KR2015/014054 2014-12-24 2015-12-21 취성균열전파 저항성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법 Ceased WO2016105062A1 (ko)

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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110088333A (zh) * 2016-12-22 2019-08-02 株式会社Posco 具有优异的表面部分nrl-dwt特性的超厚钢材及其制造方法

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10883159B2 (en) 2014-12-24 2021-01-05 Posco High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor
US10822671B2 (en) 2014-12-24 2020-11-03 Posco High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor
JP6536514B2 (ja) * 2016-08-09 2019-07-03 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
JP6504131B2 (ja) * 2016-08-09 2019-04-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度厚鋼板およびその製造方法
KR102209561B1 (ko) 2018-11-30 2021-01-28 주식회사 포스코 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
KR102209547B1 (ko) * 2018-12-19 2021-01-28 주식회사 포스코 취성균열개시 저항성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조방법
JP7616164B2 (ja) * 2021-07-19 2025-01-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006265698A (ja) * 2005-03-25 2006-10-05 Jfe Steel Kk 厚肉低降伏比高張力鋼板の製造方法
KR100660230B1 (ko) * 2005-12-26 2006-12-21 주식회사 포스코 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물강판 및 그 제조방법
KR20090069870A (ko) * 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR20130134333A (ko) * 2012-05-30 2013-12-10 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140098900A (ko) * 2013-01-31 2014-08-11 현대제철 주식회사 고강도 극후물 강판 및 그 제조 방법

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04180521A (ja) * 1990-11-14 1992-06-26 Kobe Steel Ltd 高降伏強度高靭性厚肉高張力鋼板の製造方法
JP3211046B2 (ja) * 1994-09-07 2001-09-25 新日本製鐵株式会社 溶接継手部の脆性破壊伝播停止性能の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法
JP3749616B2 (ja) * 1998-03-26 2006-03-01 新日本製鐵株式会社 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼
KR100723201B1 (ko) * 2005-12-16 2007-05-29 주식회사 포스코 다층용접부 인성이 우수한 고강도 고인성 강 및 그제조방법
JP4058097B2 (ja) * 2006-04-13 2008-03-05 新日本製鐵株式会社 アレスト性に優れた高強度厚鋼板
JP5064150B2 (ja) * 2006-12-14 2012-10-31 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
JP4309946B2 (ja) * 2007-03-05 2009-08-05 新日本製鐵株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法
JP4772921B2 (ja) * 2009-01-14 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 耐脆性き裂伝播性に優れた溶接構造体
KR101360737B1 (ko) * 2009-12-28 2014-02-07 주식회사 포스코 취성 균열 발생 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20120075274A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2012108543A1 (ja) * 2011-02-08 2012-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 長大脆性き裂伝播停止特性に優れる板厚５０ｍｍ以上の厚鋼板およびその製造方法ならびに長大脆性き裂伝播停止性能を評価する方法および試験装置
JP5304925B2 (ja) * 2011-12-27 2013-10-02 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法
WO2013099179A1 (ja) * 2011-12-27 2013-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 脆性き裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
TWI463018B (zh) * 2012-04-06 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板
JP2013221190A (ja) * 2012-04-17 2013-10-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
JP2013221189A (ja) * 2012-04-17 2013-10-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板
US10822671B2 (en) * 2014-12-24 2020-11-03 Posco High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor
US10883159B2 (en) * 2014-12-24 2021-01-05 Posco High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006265698A (ja) * 2005-03-25 2006-10-05 Jfe Steel Kk 厚肉低降伏比高張力鋼板の製造方法
KR100660230B1 (ko) * 2005-12-26 2006-12-21 주식회사 포스코 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물강판 및 그 제조방법
KR20090069870A (ko) * 2007-12-26 2009-07-01 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도저항복비 구조용 강재 및 그 제조방법
KR20130134333A (ko) * 2012-05-30 2013-12-10 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140098900A (ko) * 2013-01-31 2014-08-11 현대제철 주식회사 고강도 극후물 강판 및 그 제조 방법

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110088333A (zh) * 2016-12-22 2019-08-02 株式会社Posco 具有优异的表面部分nrl-dwt特性的超厚钢材及其制造方法
EP3561112A4 (en) * 2016-12-22 2019-10-30 Posco ULTRADICK STEEL MATERIAL WITH EXCELLENT NRL DWT CHARACTERISTICS OF THE SURFACE PART AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
JP2020509168A (ja) * 2016-12-22 2020-03-26 ポスコＰｏｓｃｏ 表面部ｎｒｌ−落重試験物性に優れた極厚鋼材及びその製造方法
CN110088333B (zh) * 2016-12-22 2021-09-17 株式会社Posco 具有优异的表面部分nrl-dwt特性的超厚钢材及其制造方法
US11634784B2 (en) 2016-12-22 2023-04-25 Posco Co., Ltd Ultra-thick steel material having excellent surface part NRL-DWT properties and method for manufacturing same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2018503744A (ja) 2018-02-08
US20170327922A1 (en) 2017-11-16
KR20160078926A (ko) 2016-07-05
EP3239331A4 (en) 2017-11-08
WO2016105062A8 (ko) 2016-11-24
CN107109597A (zh) 2017-08-29
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