WO2019124890A1 - 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 - Google Patents

저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2019124890A1
WO2019124890A1 PCT/KR2018/015950 KR2018015950W WO2019124890A1 WO 2019124890 A1 WO2019124890 A1 WO 2019124890A1 KR 2018015950 W KR2018015950 W KR 2018015950W WO 2019124890 A1 WO2019124890 A1 WO 2019124890A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
less
steel sheet
present
steel
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/KR2018/015950
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
김우겸
엄경근
방기현
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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 Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Priority to CN201880082930.2A priority Critical patent/CN111511950A/zh
Priority to JP2020534887A priority patent/JP7064597B2/ja
Priority to EP18890536.8A priority patent/EP3730640A4/en
Publication of WO2019124890A1 publication Critical patent/WO2019124890A1/ko
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/06—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
    • 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
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for offshore wind power monofilament and structural steel for infrastructure such as construction and the like, and more particularly to a steel sheet having high strength and excellent impact resistance at low temperature, .
  • renewable energy refers to the combination of new energy (hydrogen, fuel cells, etc.) and renewable energy (solar, wind, biotechnology, etc.). Of these, wind power generation is an eco- .
  • offshore wind power is activated later than onshore wind power
  • the relative superiority of offshore wind power is increasingly emphasized due to the development of technology level due to various advantages such as strong wind speed, low concern about noise generation and wide area.
  • the structure of the offshore wind power is divided into a monopole part that is caught in the sea floor, a transition piece part that connects the mono file and the tower part, and a tower part that supports the power generating facility.
  • the dual monofilament and transition piece parts are used to support the offshore wind power, and a post-warp steel that can guarantee low temperature toughness is used. More specifically, a steel having a maximum 120 mm thickness-50 ° C impact toughness and a yield strength of 350 MPa is required.
  • Patent Document 1 Korean Patent Laid-Open Publication No. 2017-0075867
  • a preferred aspect of the present invention is to provide a post-steel sheet having high strength and excellent low temperature impact toughness.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method of manufacturing a steel sheet having a high strength and an excellent low-temperature impact toughness.
  • a steel sheet comprising, by weight, 0.03 to 0.06% of C, 0.1 to 0.2% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.035% of Sol.Al, 0.015 to 0.03% of Nb, , 0.001 to 0.02% of Ni, 0.1 to 0.2% of Ni, 0.002 to 0.006% of N, 0.01% or less of P (exclusive of 0%), 0.003% or less of S and the balance Fe and other unavoidable impurities, 1 and 2, and the microstructure includes 50 to 70% of polygonal ferrite and 30 to 50% of acicular ferrite in an area fraction, and the average crystal grain size of the ferrite may be 20 ⁇ or less.
  • the microstructure may further comprise one or two of cementite and MA phase, and the fraction of one or both of the cementite and MA phase may be 5% or less (including 0%) in an area fraction.
  • the yield strength of the after-mentioned steel sheet is 355 MPa or more, and the impact toughness at -50 ⁇ of the after-mentioned steel sheet may be 100 J or more.
  • the tensile strength of the steel sheet may be 450 MPa or more.
  • a method for producing a steel sheet having excellent low-temperature toughness comprises the steps of: 0.03 to 0.06% of C, 0.1 to 0.2% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.035 of Sol.Al 0.001 to 0.02% of N, 0.001 to 0.02% of Nb, 0.1 to 0.2% of Ni, 0.002 to 0.006% of N, 0.01% or less of P (excluding 0%) of S, And other unavoidable impurities, and heating the steel slabs satisfying the relational expressions 1 and 2 to 1020 to 1100 ⁇ ; Hot rolling the heated slab to obtain hot rolled steel; and cooling the hot rolled steel to a cooling end temperature of 450 DEG C or less, wherein the hot rolling includes recrystallization reverse rolling and non-recrystallization reverse rolling can do.
  • the recrystallization reverse rolling may be carried out at a temperature of 900 ° C or higher at 15-20% of the final two-pass reduction ratio.
  • the non-recrystallized reverse rolling can be completed at 750 DEG C or higher.
  • the cumulative rolling reduction of the non-recrystallized reverse rolling may be 30 to 40%.
  • the cooling termination temperature may be 300 ° C or less.
  • the cooling rate of the cooling may be 1 to 8 ⁇ ⁇ / sec.
  • the cooling rate of the cooling may be 2 to 4 DEG C / sec.
  • a post-steel sheet having a low thickness toughness characteristic of 120 mm in thickness and a yield strength of 350 MPa or more and a method of manufacturing the same.
  • a post-steel sheet and a manufacturing method thereof that are particularly suitable for offshore wind power industry by improving the resistance to deformation and fracture of a structure due to continuous waves and impacts of fishes, algae, have.
  • Fig. 1 is a photograph of microstructure observed in Inventive Example 1, which was photographed at a magnification of 200 times using an optical microscope.
  • the present invention relates to a steel sheet having excellent low-temperature toughness and a method of manufacturing the steel sheet, and preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • the embodiments of the present invention can be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the embodiments are provided to explain the present invention to a person having ordinary skill in the art to which the present invention belongs.
  • a steel sheet having excellent low temperature toughness comprises 0.03 to 0.06% of C, 0.1 to 0.2% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.035% of Sol.Al, 0.01 to 0.035% of Nb, 0.001 to 0.03% of Ti, 0.001 to 0.02% of Ti, 0.1 to 0.2% of Ni, 0.002 to 0.006% of N, 0.01% or less of P (exclusive of 0%) of S and 0.003% or less of S, the balance Fe and other unavoidable impurities And satisfy the following relational expressions (1) and (2).
  • carbon (C) is an element to be added for ensuring tensile strength because it causes solid solution strengthening and bonding with Niobium (Nb) or the like, so that the present invention can reduce the carbon content to 0.03% Can be limited.
  • the present invention is characterized in that the upper limit of the carbon content is 0.06% Can be limited. Therefore, the carbon (C) content of the present invention may range from 0.03 to 0.06%.
  • the preferred carbon (C) content may range from 0.032% to 0.06%, more preferably the carbon (C) content may range from 0.032% to 0.058%.
  • Silicon (Si) plays a role of deoxidizing molten steel by supporting aluminum (Al) and is an element necessary for yielding and securing tensile strength. Therefore, the present invention can limit the lower limit of silicon (Si) content to 0.1%. However, when silicon (Si) is added in excess, it is difficult to prevent the diffusion of carbon (C) to promote the formation of MA and consequently to ensure impact characteristics at low temperatures. Therefore, Can be limited to 0.2%. Thus, the silicon (Si) content of the present invention can range from 0.1 to 0.2%. A preferred silicon (Si) content may range from 0.1 to 0.18%, and a more preferred silicon (Si) content may range from 0.12 to 0.18%.
  • the present invention can limit the lower limit of manganese (Mn) content to 1.0% in order to achieve such effect.
  • the present invention can limit the upper limit of manganese (Mn) content to 2.0%.
  • the manganese (Mn) content of the present invention may be in the range of 1.0 to 2.0%.
  • the preferred manganese (Mn) content can range from 1.2 to 1.8%, more preferably the manganese (Mn) content can range from 1.4 to 1.8%.
  • aluminum (Al) functions as a main deoxidizer of steel, and therefore it is necessary to add at least 0.01% based on the dissolved state.
  • (Al) can be limited to 0.035% or less based on the dissolved state since the present invention promotes the formation of phases and lowers the low-temperature toughness. Therefore, the aluminum (Al) content of the present invention may range from 0.01 to 0.035%.
  • the preferred aluminum (Al) content may range from 0.02 to 0.035%, more preferably the aluminum (Al) content may range from 0.02 to 0.03%.
  • Niobium (Nb) is an element which suppresses recrystallization during rolling or cooling by precipitation of solid solution or carbonitride to make the structure finer and increase the strength.
  • the present invention can limit the lower limit of the niobium (Nb) content to 0.015% to achieve this effect.
  • niobium (Nb) when niobium (Nb) is excessively added, it causes carbon (C) -accumulation phenomenon due to affinity with carbon (C), promotes the formation of MA phase, and thereby toughness and fracture characteristics at low temperatures may be deteriorated ,
  • the present invention can limit the upper limit of the niobium (Nb) content to 0.03%. Accordingly, the niobium (Nb) content of the present invention may range from 0.015 to 0.03%.
  • the preferred niobium (Nb) content may range from 0.018 to 0.03%, and more preferably the niobium (Nb) content may range from 0.018 to 0.025%.
  • the present invention can limit the lower limit of the titanium (Ti) content to 0.001% in order to achieve such effect. However, when titanium (Ti) is added in excess, the titanium (Ti) -based precipitate may coarsen and cause a cause of material breakage. Therefore, the present invention limits the upper limit of the titanium (Ti) content to 0.02% . Therefore, the titanium (Ti) content of the present invention may be in the range of 0.001 to 0.02%.
  • the preferred titanium (Ti) content may range from 0.005 to 0.02%, and more preferably the titanium (Ti) content may range from 0.005 to 0.015%.
  • Nickel (Ni) is an effective element that improves the strength without deteriorating impact toughness. Nickel (Ni) is also an element promoting the formation of the acicular ferrite.
  • the present invention can limit the lower limit of the nickel (Ni) content to 0.1% in order to achieve such effect. However, when nickel (Ni) is added in excess, bainite can be formed by lowering the Ar 3 temperature, so that the present invention can limit the upper limit of the nickel (Ni) content to 0.2%. If bainite is formed, there is a risk that impact toughness at the extreme after-treatment will be lowered. Therefore, the nickel (Ni) content of the present invention may be in the range of 0.1 to 0.2%. The preferred nickel (Ni) content may range from 0.11 to 0.2%, and the more preferred nickel (Ni) content may range from 0.11 to 0.19%.
  • Nitrogen (N) forms precipitates together with titanium (Ti), niobium (Nb), and aluminum (Al) to make the austenite structure finer during reheating, thereby contributing to improvement of strength and toughness.
  • the present invention can limit the lower limit of the nitrogen (N) content to 0.002% to achieve this effect.
  • the nitrogen (N) content of the present invention may be in the range of 0.002 to 0.006%.
  • the preferable nitrogen (N) content may be in the range of 0.003 to 0.006%, and more preferably the nitrogen (N) content may be in the range of 0.003 to 0.005%.
  • phosphorus (P) is an element which embrittle the steel by grain boundary segregation
  • the present invention can limit the upper limit of phosphorus (P) content to 0.01%.
  • phosphorus (P) is a typical impurity element introduced in the steelmaking process, it is not preferable from the viewpoint of cost and time to completely remove phosphorus (P). Therefore, % Can be excluded.
  • sulfur (S) binds mainly to manganese (Mn) to form MnS inclusions that inhibit low-temperature toughness
  • the present invention limits the upper limit of the sulfur (S) content to 0.003% in order to ensure low temperature toughness and low- .
  • sulfur (S) is also a typical impurity element introduced in the steelmaking process, and it is not preferable from the viewpoint of cost and time to completely remove sulfur (S) in steel. Therefore, the present invention can exclude 0% at the lower limit of the sulfur (S) content.
  • Copper (Cu) is a component that does not significantly deteriorate the impact characteristics, but is a component that does not contribute greatly to the improvement of the strength of steel.
  • the present invention can exclude the addition of Cu for a low cost component system.
  • Cr (Cr) and molybdenum (Mo) are components that can easily increase the strength by carbide formation. However, since chromium (Cr) and molybdenum (Mo) in the superfine steel material can form a coarse carbide in accordance with the cooling rate of the plate to impair impact toughness, Can be excluded.
  • the present invention can adjust the relative content range of carbon (C), silicon (Si) and aluminum (Al) so that the value calculated by the relational expression 1 satisfies the range of 0.23 to 0.61.
  • Relation 2 relates to securing the fraction of the eccentric ferrite useful for securing the strength.
  • the present invention is characterized in that manganese (Mn), nickel (Ni), and niobium (Nb) are mixed so as to satisfy the range of 1.35 to 2.7, Can be adjusted.
  • the present invention may be Fe and unavoidable impurities in addition to the above-mentioned steel composition.
  • Unavoidable impurities can be intentionally incorporated in a conventional steel manufacturing process, and can not be entirely excluded, and the meaning of ordinary steel manufacturing industry can be understood easily. Further, the present invention does not exclude the addition of other compositions other than the above-mentioned steel composition in the whole.
  • the steel sheet having excellent low-temperature toughness according to one aspect of the present invention may contain 50 to 70% of polygonal ferrite and 30 to 50% of acicular ferrite as microstructure in an area fraction.
  • the grain size and dislocation density of ferrite are important in the ultra-high strength steel of the present invention, and it is important to minimize MA and cementite.
  • the fine polygonal ferrite improves the impact toughness absorption energy and the needle-like ferrite increases the strength, so that the combination of the two microstructures is an important factor in obtaining impact toughness and strength.
  • the fraction of polygonal ferrite When the fraction of polygonal ferrite is less than 50% by area, it may be difficult to secure impact toughness at -50 ⁇ by increasing the fraction of acicular type acicular ferrite and light secondary phase. Furthermore, when the fraction of the polygonal ferrite exceeds 70% by area, it may be insufficient to secure the strength due to the decrease in the fraction of acicular-type ferrite.
  • the fraction of the above-mentioned acicular ferrite is less than 30% by area, there may be a problem that the desired level of strength can not be secured.
  • the fraction of the acicular ferrite exceeds 50% by area, there may be a problem that the desired low-temperature toughness can not be secured.
  • the fraction of one or two of the cementite and MA phases is an area fraction of not more than 5% (including 0%).
  • the cementite and MA phase are not desirable for ensuring low-temperature impact toughness, and the present invention intends to positively suppress their formation.
  • the fraction of one or both of the cementite and the MA phase is 3% or less (inclusive of 0%) in the area fraction, more preferably, the fraction of one or two of the cementite and MA phases Is an area fraction of 1% or less (including 0%).
  • the average crystal grain size of the ferrite may be 20 ⁇ or less. If the average crystal grain size of the ferrite exceeds 20 ⁇ , the strength and low-temperature toughness may be simultaneously lowered by crystal grain growth.
  • the backsheet having excellent low temperature toughness according to one aspect of the present invention may have a thickness of 20 to 120 mm.
  • the steel sheet having excellent low-temperature toughness according to one aspect of the present invention may have a yield strength of 355 MPa or more and an impact toughness of 100 J or more at -50 ⁇ , and may have a tensile strength of 450 MPa or more.
  • a method for producing a steel sheet having excellent low-temperature toughness comprises the steps of: 0.03 to 0.06% of C, 0.1 to 0.2% of Si, 1.0 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.035 of Sol.Al 0.001 to 0.02% of N, 0.001 to 0.02% of Nb, 0.1 to 0.2% of Ni, 0.002 to 0.006% of N, 0.01% or less of P (excluding 0%) of S, And other unavoidable impurities, and heating the steel slabs satisfying the relational expressions 1 and 2 to 1020 to 1100 ⁇ ; Hot rolling the heated slab to obtain hot rolled steel; and cooling the hot rolled steel to a cooling end temperature of 450 DEG C or less, wherein the hot rolling includes recrystallization reverse rolling and non-recrystallization reverse rolling can do.
  • the steel slab thus prepared is heated to 1020 to 1100 ⁇ ⁇ . Since the slab alloy composition of the present invention corresponds to the alloy composition of the steel sheet described above, the description of the slab alloy composition of the present invention is replaced with the description of the alloy composition of the steel sheet described above.
  • the present invention can limit the slab heating temperature to a range of 1020 to 1100 ° C.
  • Hot rolling may include recrystallization reverse rolling and non-recrystallization reverse rolling.
  • Recrystallization Reverse rolling can be carried out at a temperature of 900 to 1050 ° C.
  • recrystallization reverse rolling preferably has a reduction ratio of 15-20% for the last two passes at 900 ° C or higher. This is to completely recrystallize the austenite and to suppress the microfabrication and growth of the austenite.
  • the non-recrystallized reverse-rolling is started at a temperature of 830 ° C to Ar 3 , and is completed at an Ar 3 temperature or more and about 750 ° C or more.
  • the cumulative rolling reduction is 30 to 40%.
  • the thickness of the hot-rolled steel after hot rolling may be 20 to 120 mm.
  • the hot rolled steel obtained through hot rolling is cooled to a cooling termination temperature of 450 ⁇ or lower.
  • cooling of the hot-rolled steel can be carried out by water cooling.
  • the hot-rolled steel can be cooled to a cooling termination temperature of 450 DEG C or less at a cooling rate of 1 to 8 DEG C / sec. This is to suppress the difference in physical properties due to the difference in cooling rate between the surface and the center portion.
  • the cooling termination is higher than 450 ° C, the MA formation is promoted and the impact toughness is brought about.
  • a more preferable cooling end temperature may be 300 ° C or less, and a more preferable cooling speed may be 2 to 4 ° C / sec.
  • the hot-rolled steel can be cooled to room temperature.
  • the steel sheet produced by the manufacturing method according to one aspect of the present invention may contain 50 to 70 area% of polygonal ferrite and 30 to 50 area% of acicular ferrite in a microstructure, %) Of the cementite and the MA phase. At this time, the average crystal grain size of the ferrite may be 20 ⁇ ⁇ or less.
  • the steel sheet produced by the manufacturing method according to one aspect of the present invention may have a yield strength of 355 MPa or more and an impact toughness of 100 J or more at -50 ⁇ , and may have a tensile strength of 450 MPa or more.
  • Slabs were prepared using continuous casting after provision of molten steel having the component relationships of Table 3 with the composition of the following Table 1.
  • the slabs were hot rolled and cooled under the manufacturing conditions shown in Table 2 below to produce hot-rolled steels.
  • invention steels A to C are steels satisfying the composition range specified in the present invention
  • comparative steels D to G are steels satisfying the composition range defined in the present invention.
  • the comparative steel E has a content exceeding [C] + [Si] + 10 * [Al]
  • the comparative steel E has exceeded the content of [C] + [Si] +10 * ] + 2 * [Ni] + 10 * [Nb]
  • the comparative steel G is a steel material exceeding the content of [Mn] + 2 * [Ni] + 10 * [Nb].
  • the reduction rate of the last two passes of the recrystallization reverse rolling at a temperature of 900 ° C. or more was applied at 19%, and the cumulative rolling reduction of the non-recrystallized reverse rolling was applied at 37% to the hot rolling.
  • the microstructure and mechanical properties of the hot-rolled steel sheet thus prepared were measured, and the results are shown in Table 3 below.
  • Microstructure was observed for Inventive Example 1, and the results are shown in Fig.
  • Inventive Examples 1 to 3 satisfying all of the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention can ensure a yield strength of 350 MPa and a tensile strength of 450 MPa or more. Or more. Further, as shown in Fig. 1, in the case of Inventive Example 1, the average grain size is 20 (Micrometer) or less and polygonal ferrite and acicular type acicular ferrite are uniformly distributed at an appropriate ratio. This is an important factor for securing the strength and toughness of the extreme post material to be solved in the present invention.
  • Comparative Example 1 Although the composition of the alloy proposed in the present invention is satisfied, it can be understood that -50 ° C. impact characteristics are opened due to the fact that the cooling end temperature is not satisfied in the manufacturing conditions. do.

Landscapes

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

Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 후강판은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 면적분율로 50~70%의 폴리고날 페라이트 및 30~50%의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하일 수 있다. [관계식 1] 0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61 상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다. [관계식 2] 1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7 상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.

Description

저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
본 발명은 해상풍력 모노파일용 강재 및 건설 등의 인프라 산업용 구조용강재 등에 사용되는 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 높은 강도 및 우수한 저온충격인성을 갖는 후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
2000년대 이후 환경문제 및 온실가스 감축을 위한 신재생 에너지에 대한 관심이 집중되고 있다. 신재생 에너지는 신에너지(수소, 연료전지 등)와 재생에너지(태양열, 풍력, 바이오 등)를 합쳐 지칭하는 용어로서 이 중에서 풍력 발전은 폐기물의 발생이 없고 공해가 없는 친환경 발전 방식으로 차세대 에너지원으로 각광받고 있다.
풍력 발전 중에서 육상에 설치되는 육상풍력은 소음 및 최적의 바람 형성 공간의 제한 등으로 최근에는 바다에 건설하는 해상풍력(offshore wind)이 유럽을 중심으로 급격한 성장이 진행되고 있다.
이러한 해상풍력은 육상풍력보다 뒤늦게 활성화 되었지만, 강한 풍속, 소음 발생에 대한 낮은 염려, 넓은 면적을 확보할 수 있다는 여러 장점으로 기술 수준이 발전하면서 육상풍력 대비 해상풍력의 상대적 우위가 점점 부각되고 있다.
이러한 해상풍력의 구조는 바다 지면 속으로 박히는 모노파일(monopole)부, 모노파일과 타워(tower)부를 연결하는 트랜지션 피스(transition piece)부, 전력을 생산하는 설비를 지탱하는 타워부로 구분된다. 이중 모노파일 및 트랜지션 피스 부위는 해상풍력을 지지하는 부분으로 극후물, 저온인성 보증이 가능한 후강판이 사용된다. 보다 자세하게는 최대 120mm 두께 -50℃ 충격인성이 확보되어야 하고 항복강도는 350MPa를 만족하는 강재가 필요하다.
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제2017-0075867호
본 발명의 바람직한 일 측면은 높은 강도 및 우수한 저온충격인성을 갖는 후강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 높은 강도 및 우수한 저온충격인성을 갖는 후강판의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1 및 2를 만족하고, 미세조직은 면적분율로 50~70%의 폴리고날 페라이트 및 30~50%의 에시큘러 페라이트를 포함하고, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하일 수 있다.
[관계식 1]
0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 미세조직은 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종을 더 포함하고, 상기 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종의 분율은 면적분율로 5%이하(0% 포함)일 수 있다.
상기 후강판의 항복강도는 355MPa 이상이고, 상기 후강판의 -50℃에서 충격인성은 100J 이상일 수 있다.
상기 후강판의 인장강도는 450MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 1020~1100℃로 가열하는 단계; 상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계: 및 상기 열연강재를 450℃이하의 냉각종료온도로 냉각하는 단계를 포함하되, 상기 열간압연은 재결정역 압연과 미재결정역 압연을 포함할 수 있다.
[관계식 1]
0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 재결정역 압연은 900℃ 이상의 온도에서 마지막 2패스의 압하율을 각각 15~20%로 하여 실시될 수 있다.
상기 미재결정역 압연은 750℃ 이상에서 완료될 수 있다.
상기 미재결정역 압연의 누적압하율이 30~40%일 수 있다.
상기 냉각종료온도는 300℃ 이하일 수 있다.
상기 냉각의 냉각속도는 1~8℃/sec일 수 있다.
상기 냉각의 냉각속도는 2~4℃/sec일 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 두께가 120mm 수준이면서도 우수한 저온인성 특성 및 350MPa 이상의 항복강도를 확보하는 후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 계속적인 파도와 어류, 조류, 선박 등의 충격에 의한 구조물의 변형 및 파괴에 대한 저항성을 향상하여 해상풍력 산업 분야에 특히 적합한 후강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 강재의 적용으로 해양 구조물의 안정성 확보 및 수명 연장을 높이는데 효과적으로 기여할 수 있다.
도 1은 발명예 1 의 미세조직을 관찰한 사진으로, 광학현미경을 사용하여 200배의 배율로 촬영하였다.
본 발명은 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 저온인성이 우수한 후강판은 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족한다.
[관계식 1]
0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
탄소(C): 0.03~0.06%
본 발명에서 탄소(C)는 고용강화를 일으키고 니오뷴(Nb) 등과 결합하여 탄질화물로 존재하여 인장강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 하한을 0.03%로 제한할 수 있다. 다만, 탄소(C)가 과다하게 첨가되는 경우, MA의 형성을 조장할 뿐만 아니라 펄라이트가 생성되어 저온에서의 충격 특성을 열화 시킬 수 있으므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.06%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.03~0.06%의 범위일 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.032~0.06%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.032~0.058%의 범위일 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.2%
실리콘(Si)은 알루미늄(Al)을 보조하여 용강을 탈산하는 역할을 수행하고 항복 및 인장강도 확보를 위해 필요한 원소이므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 하한을 0.1%로 제한할 수 있다. 다만, 실리콘(Si)이 과다하게 첨가되는 경우, 탄소(C)의 확산을 방해하여 MA의 형성을 조장하며, 그에 따라 저온에서의 충격 특성을 확보하기 어려우므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 0.1~0.2%의 범위일 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.1~0.18%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.12~0.18%의 범위일 수 있다.
망간(Mn): 1.0~2.0%
망간(Mn)은 고용강화에 따른 강도 증가에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 망간(Mn) 함량의 하한을 1.0%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn) 과다하게 첨가되는 경우, MnS 개재물의 형성 및 중심부 편석으로 인한 인성 저하가 우려될 수 있으므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.0~2.0%의 범위일 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.2~1.8%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 1.4~1.8%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.035%
본 발명에서 알루미늄(Al)은 강의 주요한 탈산제로 기능하므로, 용해 상태를 기준으로 0.01% 이상 첨가될 필요가 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, Al2O3 개재물의 분율, 크기의 증가로 저온 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있으며, 실리콘(Si)과 유사하게 모재 및 용접 열영향부의 MA상 생성을 촉진하여 저온 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있으므로, 본 발명은 알루미늄(Al)의 함량을 용해 상태를 기준으로 0.035% 이하로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.035%의 범위일 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.02~0.035%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.02~0.03%의 범위일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.015~0.03%
니오븀(Nb)은 고용 또는 탄질화물을 석출함으로써 압연 또는 냉각중 재결정을 억제하여 조직을 미세하게 만들고 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 니오븀(Nb) 함량의 하한을 0.015%로 제한할 수 있다. 다만, 니오븀(Nb)이 과다하게 첨가되는 경우, 탄소(C)와의 친화력에 의한 탄소(C) 집충 현상을 유발하여 MA상 생성을 촉진하며, 그에 따라 저온에서의 인성 및 파괴 특성이 저하될 우려가 있는바, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 니오븀(Nb) 함량은 0.015~0.03%의 범위일 수 있다. 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.018~0.03%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.018~0.025%의 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.001~0.02%
티타늄(Ti)은 산소(O) 또는 질소(N)와 결합하여 석출물을 형성하며, 이들 석출물은 조직의 조대화를 억제하여 미세화에 기여하고 인성을 향상시키는 역할을 수행한다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위해 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가되는 경우, 티타늄(Ti)계 석출물이 조대화됨에 따라 소재 파괴의 원인을 제공할 수 있으므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.001~0.02%의 범위일 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.02%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.015%의 범위일 수 있다.
니켈(Ni): 0.1~0.2%
니켈(Ni)은 충격인성을 저하하지 않으면서 동시에 강도를 향상시키는 유효한 원소이다. 또한, 니켈(Ni)은 에시큘러 페라이트의 형성을 촉진시키는 원소이기도 하나. 본 발명은 이와 같은 효과의 달성을 위해 니켈(Ni) 함량의 하한을 0.1%로 제한할 수 있다. 다만, 니켈(Ni)이 과다하게 첨가되는 경우, Ar3 온도를 하락시켜 베이나이트를 형성시킬수 있으므로, 본 발명은 니켈(Ni) 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있다. 베이나이트가 형성될 경우, 극후물에서의 충격인성이 저하될 위험이 존재하기 때문이다. 따라서, 본 발명의 니켈(Ni) 함량은 0.1~0.2%의 범위일 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.11~0.2%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 니켈(Ni) 함량은 0.11~0.19%의 범위일 수 있다.
질소(N): 0.002~0.006%
질소(N)는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 알루미늄(Al) 등과 함께 석출물을 형성하여 재가열시 오스테나이트 조직을 미세하기 만들어 강도와 인성 향상에 도움이 되는 원소이다. 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 질소(N) 함량의 하한을 0.002%로 제한할 수 있다. 다만, 질소(N)가 과다하게 첨가되는 경우, 고온에서 표면 크랙을 유발하며, 석출물을 형성하고 잔류하는 N은 원자상태로 존재하여 인성을 감소시키므로, 본 발며은 질소(N) 함량의 상한을 0.006%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 질소(N) 함량은 0.002~0.006%의 범위일 수 있다. 바람직한 질소(N) 함량은 0.003~0.006%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량은 0.003~0.005%의 범위일 수 있다.
인(P): 0.01% 이하(0%는 제외)
인(P)는 입계편석에 의해 강을 취화시키는 원소이므로, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 인(P)은 제강공정에서 유입되는 대표적인 불순물 원소로, 강 중 인(P)을 완전 제거하는 것은 비용 및 시간 측면에서 바람직하지 않다 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 하한에서 0%를 제외할 수 있다.
황(S): 0.003% 이하(0%는 제외)
황(S)은 주로 망간(Mn)과 결합하여 저온인성을 저해하는 MnS 개재물을 형성하므로, 본 발명은 저온 인성 및 저온 피로특성을 확보하기 위해 황(S) 함량의 상한을 0.003%로 제한할 수 있다. 다만, 황(S) 역시 제강공정에서 유입되는 대표적인 불순물 원소로, 강 중 황(S)을 완전 제거하는 것은 비용 및 시간 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명은 황(S) 함량의 하한에서 0%를 제외할 수 있다.
구리(Cu), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo)
구리(Cu)는 충격 특성을 크게 저하하지 않는 성분이지만, 강의 강도 향상에는 크게 기여하지 않는 성분이다. 또한, 구리(Cu)가 과다하게 첨가되는 경우 열충격에 의한 강판 표면크랙이 발생할 수 있는바, 본 발명은 저원가 성분계를 위해 Cu의 첨가를 배제할 수 있다.
크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 카바이드 형성에 의해 강도를 쉽게 올릴 수 있는 성분이다. 다만, 극후물 강재에서 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 판의 냉각 속도에 따라 조대한 카바이드를 형성하여 충격인성을 저해할 수 있으므로, 본 발명은 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 첨가를 배제할 수 있다.
[관계식 1]
0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 관계식 1에 의해 산출되는 값이 0.23 미만인 경우 강재의 항복강도가 350MPa에 미달하게 되며, 상기 관계식 1에 의해 산출되는 값이 0.61을 초과하는 경우 MA 형성이 촉진되어 수%의 MA 분율을 갖게 되므로 충격 특성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 관계식 1에 의해 산출되는 값이 0.23~0.61의 범위를 만족하도록, 탄소(C), 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 상대적인 함량 범위를 조율할 수 있다.
[관계식 2]
1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
관계식 2는 강도 확보에 유용한 에시큘러 페라이트의 분율 확보와 관련된다. 즉, 본 발명은 30~50면적%의 에시큘러 페라이트를 확보하기 위해, 관계식 2에 의해 산출되는 값이 1.35~2.7의 범위를 만족하도록, 망간(Mn), 니켈(Ni) 및 니오븀(Nb)의 상대적인 함량 범위를 조율할 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물일 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 후강판은 면적분율로 50~70%의 폴리고날 페라이트, 30~50%의 에시큘러 페라이트를 미세조직으로 포함할 수 있다.
본 발명의 극후물 강재에서 -50℃에서의 중심부 충격인성과 -60℃에서의 피로 특성을 구현하기 위해서는 페라이트의 입도 및 전위밀도 등이 중요하며, MA와 시멘타이트를 최소화하는 것이 중요하다. 미세한 폴리고날 페라이트는 충격인성 흡수에너지를 향상시키고 침상형 페라이트는 강도를 증가시키므로 두 미세조직의 조합은 충격인성 및 강도 확보에 중요한 요소이다.
폴리고날 페라이트의 분율이 50면적% 미만인 경우, 침상형 에시큘라 페라이트 및 경한 2차상의 분율 증가로 -50℃에서의 충격인성 확보가 어려울 수 있다. ㄸ또한, 폴리고날 페라이트의 분율이 70면적%를 초과하는 경우, 침상형 에시큘라 페라이트의 분율 저하로 강도의 확보가 미비할 수 있다.
한편, 상기 에시큘러 페라이트의 분율이 30면적% 미만인 경우, 목적하는 수준의 강도를 확보하지 못하는 문제가 있을 수 있다. 또한, 에시큘러 페라이트의 분율이 50면적%를 초과하는 경우, 목적하는 수준의 저온인성을 확보하지 못하는 문제가 있을 수 있다.
시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종의 분율은 면적분율로, 5% 이하(0% 포함)일수 있다. 시멘타이트 및 MA상은 저온 충격인성 확보에 바람직하지 않은바, 본 발명은 이들의 형성을 적극 억제하고자 한다. 바람직하게는, 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종의 분율은 면적분율로, 3% 이하(0% 포함)일 수 있으며, 더욱 바람직하게는, 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종의 분율은 면적분율로, 1% 이하(0% 포함)일 수 있다.
또한, 상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하일 수 있다. 페라이트의 평균 결정립 크기가 20㎛를 초과하는 경우, 결정립 성장에 의해 강도 및 저온인성이 동시에 저하될 수 있기 때문이다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 후강판은 20~120mm의 두께를 가질 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 후강판은 355MPa 이상의 항복강도 및 -50℃에서 100J 이상의 충격인성을 가질 수 있으며, 450MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Sol.Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 1020~1100℃로 가열하는 단계; 상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계: 및 상기 열연강재를 450℃이하의 냉각종료온도로 냉각하는 단계를 포함하되, 상기 열간압연은 재결정역 압연과 미재결정역 압연을 포함할 수 있다.
[관계식 1]
0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
강 슬라브 가열 단계
상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1020~1100℃로 가열한다. 본 발명의 슬라브 합금조성은 전술한 후강판의 합금조성과 대응하므로, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 전술한 후강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
슬라브 가열 시 가열온도가 너무 높으면, 오스테나이트의 결정립이 조대화되어 경화능 증대에 의해 베이나이트 조직의 발현으로 인성을 떨어뜨릴 수 있고, 가열온도가 너무 낮으면, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 등이 충분히 고용하지 않는 경우가 발생하여 강도의 하락을 초래할 수 있다. 따라서, 본 발명은 슬라브 가열온도를 1020~1100℃의 범위로 제한할 수 있다.
열연강재를 얻는 단계
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는다. 열간압연은 재결정역 압연과 미재결정역 압연을 포함할 수 있다.
재결정역 압연은 900~1050℃온도에서 실시될 수 있다. 열간 압연시 재결정역 압연은 900℃ 이상에서 마지막 2패스의 압하율을 각각 15~20%로 하는 것이 바람직하다. 이는 오스테나이트를 완전 재결정하고 오스테나이트의 미세화 및 성장 억제를 위함이다.
미재결정역 압연은 830℃ ~ Ar3온도에서 시작하고, Ar3온도 이상, 약 750℃ 이상에서 완료하는 것이 바람직하다. 미재결정역 압연 시, 예를 들면, 두께 100~120mm의 후물 강재의 경우 30~40%의 누적압하율을 갖는 것이 바람직하다.
열간압연 후 열연강재의 두께는 20~120mm일 수 있다.
열연강재 냉각단계
상기와 같이, 열간압연을 통해 얻어진 열연강재를 450℃이하의 냉각종료온도로 냉각한다.
최종 강재의 강도 및 미세조직 구현을 위해, 열연강재의 냉각은 수냉에 의해 실시될 수 있다. 예를 들면, 열연강재를 1~8℃/sec의 냉각속도로 450℃이하의 냉각종료온도로 냉각할 수 있다. 이는 표면과 중심부의 냉각속도의 차이로 물성의 차이가 나타나는 것을 억제하기 위함이며, 냉각종료가 450℃보다 높을 경우 MA 형성이 촉진되어 충격인성의 열위를 가져오게 된다. 보다 바람직한 냉각종료온도는 300℃ 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 냉각속도는 2~4℃/sec일 수 있다. 열연강재는 상온까지 냉각할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 제조방법에 의해 제조된 후강판은 미세조직으로 50~70면적%의 폴리고날 페라이트, 30~50면적%의 에시큘러 페라이트를 포함할 수 있으며, 5면적% 이하(0% 포함)의 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종을 더 포함할 수 있다. 이 때, 페라이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 제조방법에 의해 제조된 후강판은 355MPa 이상의 항복강도 및 -50℃에서 100J 이상의 충격인성을 가질 수 있으며, 450MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
하기 표 1의 성분 조성을 가지고, 표 3의 성분관계식을 갖는 용강을 마련한 후 연속주조를 이용하여 슬라브를 제조하였다. 상기 슬라브를 하기 표 2의 제조조건으로 열간압연 및 냉각하여 열연강재를 제조하였다.
하기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다. 발명강 A~C는 본 발명에서 규정하는 성분 범위를 만족하는 강재이며, 비교강 D~G는 본 발명에서 규정하는 성분범위를 만족하지 못하는 강재이다. 비교강 D는 [C]+[Si]+10*[Al] 함량이 미달되고, 비교강 E는 [C]+[Si]+10*[Al] 함량이 초과되고, 비교강 F는 [Mn]+2*[Ni]+10*[Nb] 함량이 미달되고, 비교강 G는 [Mn]+2*[Ni]+10*[Nb] 함량이 초과된 강재이다.
공정조건 중 900℃ 이상의 재결정역 압연의 마지막 2패스의 압하율은 19%를 적용하고, 미재결정역 압연의 누적압하율은 37%를 적용하여 열간압연을 실시하였다. 상기와 같이 제조된 열연강재에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타냈다. 한편, 발명예 1에 대하여 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
구분 강종 C Si Mn P S Al Ni Ti Nb N
발명강 A 0.055 0.13 1.56 0.0077 0.0017 0.021 0.13 0.012 0.023 0.0036
발명강 B 0.052 0.16 1.60 0.0083 0.0018 0.022 0.15 0.012 0.024 0.0039
발명강 C 0.056 0.14 1.58 0.0065 0.0021 0.025 0.18 0.011 0.025 0.0036
비교강 D 0.035 0.08 1.61 0.0084 0.0018 0.007 0.14 0.010 0.022 0.0040
비교강 E 0.068 0.25 1.54 0.0081 0.0016 0.036 0.15 0.0099 0.023 0.0041
비교강 F 0.056 0.17 0.95 0.0090 0.0021 0.023 0.084 0.010 0.012 0.0034
비교강 G 0.054 0.15 2.2 0.0085 0.0018 0.022 0.24 0.012 0.034 0.0033
구분 강종 재가열온도 (℃) 미재결정압연시작온도 (℃) 미재결정압연종료온도 (℃) 냉각종료온도 (℃) 냉각속도(℃/s)
발명예1 A 1085 812 795 286 3.2
발명예2 B 1086 805 788 253 3.0
발명예3 C 1095 798 784 264 2.9
비교예1 A 1090 803 796 516 3.1
비교예2 D 1087 802 791 263 3.2
비교예3 E 1082 799 783 241 3.0
비교예4 F 1083 810 781 223 2.9
비교예5 G 1091 806 780 231 2.9
구분 강종 관계식1 관계식2 항복강도(MPa) 인장강도 (MPa) 연신율(%) 충격인성(-50℃) AF 분율(%) 제2상분율(%) 평균결정립크기(㎛)
발명예1 A 0.395 2.05 375 471 28 354 34 0.7 18.6
발명예2 B 0.432 2.14 382 489 28 361 36 0.6 19.2
발명예3 C 0.446 2.19 386 488 27 320 42 0.8 19.6
비교예1 A 0.395 2.05 445 538 27 354 15 5.6 31.5
비교예2 D 0.185 2.11 312 421 32 221 10 1.5 22.1
비교예3 E 0.678 2.07 321 493 29 31 22 4.7 23.4
비교예4 F 0.456 1.238 313 416 29 128 8 0.8 26.4
비교예5 G 0.424 3.02 387 491 25 21 69 1.2 19.4
표 1 내지 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예1 내지 3은 항복강도 350MPa, 인장강도 450MPa 이상을 확보할 수 있으며, -50℃ 충격 인성이 100J 이상임을 알 수 있다. 또한, 도 1에 나타난 바와 같이, 발명예 1의 경우, 평균 결정립 사이즈가 20 ㎛(마이크로미터)이하이고 폴리고날 페라이트와 침상형 에시큘라 페라이트가 적정한 비율로 균일하게 분포하고 있음을 확인할 수 있다. 이는 본 발명에서 해결하고자 하였던 극후물재의 강도 및 인성 확보의 중요한 요소임을 알 수 있다.
한편, 비교예 1의 경우, 본 발명에서 제시한 합금조성은 만족하지만, 제조조건 중에서 냉각종료온도를 만족하지 못하여 -50℃ 충격 특성이 열위한 것을 알 수 있으며 이는 MA의 다량 생성으로 인한 것으로 판단된다.
비교예 2, 3, 4, 및 5의 경우, 본 발명에서 제시한 제조조건은 만족하지만, 합금조성을 만족하지 못하여 강도 또는 충분한 충격인성 특성이 확보되지 못함을 알 수 있다.
구체적으로 비교예 2의 경우에는 [C]+[Si]+10*[Al] 함량 범위 미달로 침상형 페라이트 분율 감소를 가져왔으며 이는 강도의 하락을 나타내는 결과를 보였다. 비교예 3 의 경우에는 [C]+[Si]+10*[Al] 범위 초과로 MA의 형성이 촉진되어 MA 분율이 상승하며 이로 인해 충격인성이 열위함을 알 수 있다. 비교예 4 및 5의 경우에는 [Mn]+2*[Ni]+10*[Nb] 범위 미달 또는 초과된 경우로 미달된 경우 강도의 저하를 나타냈으며, 초과된 경우 침상형 페라이트의 증가로 충격인성이 저하됨을 알 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 (11)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1 및 2를 만족하고,
    미세조직은 면적분율로 50~70%의 폴리고날 페라이트 및 30~50%의 에시큘러 페라이트를 포함하고,
    상기 페라이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하인 저온인성이 우수한 후강판.
    [관계식 1]
    0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
    상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
    [관계식 2]
    1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
    상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 미세조직은 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종을 더 포함하고,
    상기 시멘타이트 및 MA상 중 1종 또는 2종의 분율은 면적분율로 5%이하(0% 포함)인, 저온인성이 우수한 후강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 후강판의 항복강도는 355MPa 이상이고,
    상기 후강판의 -50℃에서 충격인성은 100J 이상인, 저온인성이 우수한 후강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 후강판의 인장강도는 450MPa 이상인, 저온인성이 우수한 후강판.
  5. 중량%로, C: 0.03~0.06%, Si: 0.1~0.2%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.035%, Nb: 0.015~0.03%, Ti: 0.001~0.02%, Ni: 0.1~0.2%, N: 0.002~0.006%, P: 0.01% 이하(0%는 제외), S: 0.003% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 1020~1100℃로 가열하는 단계;
    상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강재를 얻는 단계: 및
    상기 열연강재를 450℃이하의 냉각종료온도로 냉각하는 단계를 포함하되,
    상기 열간압연은 재결정역 압연과 미재결정역 압연을 포함하는, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.23≤[C]+[Si]+10*[Al]≤0.61
    상기 관계식 1에서 [C], [Si] 및 [Al]은 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
    [관계식 2]
    1.35≤[Mn]+2*[Ni]+10*[Nb]≤2.7
    상기 관계식 2에서 [Mn], [Ni] 및 [Nb]는 각 합금조성의 함량(중량%)을 의미한다.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 재결정역 압연은 900℃ 이상의 온도에서 마지막 2패스의 압하율을 각각 15~20%로 하여 실시되는, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 미재결정역 압연은 750℃ 이상에서 완료되는, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 미재결정역 압연의 누적압하율은 30~40%인, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  9. 제5항에 있어서,
    상기 냉각종료온도는 300℃ 이하인, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  10. 제5항에 있어서,
    상기 냉각의 냉각속도는 1~8℃/sec인, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 냉각의 냉각속도는 2~4℃/sec인, 저온인성이 우수한 후강판의 제조방법.
PCT/KR2018/015950 2017-12-24 2018-12-14 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 Ceased WO2019124890A1 (ko)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201880082930.2A CN111511950A (zh) 2017-12-24 2018-12-14 低温韧性优异的厚钢板及其制造方法
JP2020534887A JP7064597B2 (ja) 2017-12-24 2018-12-14 低温靭性に優れた厚鋼板及びその製造方法
EP18890536.8A EP3730640A4 (en) 2017-12-24 2018-12-14 THICK STEEL PLATE WITH EXCELLENT COLD RESISTANCE AND ITS MANUFACTURING PROCESS

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170178949A KR101999018B1 (ko) 2017-12-24 2017-12-24 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
KR10-2017-0178949 2017-12-24

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2019124890A1 true WO2019124890A1 (ko) 2019-06-27

Family

ID=66994972

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2018/015950 Ceased WO2019124890A1 (ko) 2017-12-24 2018-12-14 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법

Country Status (5)

Country Link
EP (1) EP3730640A4 (ko)
JP (1) JP7064597B2 (ko)
KR (1) KR101999018B1 (ko)
CN (1) CN111511950A (ko)
WO (1) WO2019124890A1 (ko)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113201691A (zh) * 2021-04-28 2021-08-03 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 590MPa级液压胀形用热轧钢板及其制备方法
CN114686776A (zh) * 2022-03-31 2022-07-01 鞍钢股份有限公司 一种460MPa级高韧性特厚板及其制造方法
JP2022544044A (ja) * 2019-08-23 2022-10-17 ポスコ 低温靭性及びｃｔｏｄ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法
CN116162855A (zh) * 2023-02-28 2023-05-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种600MPa级厚规格含磷热轧耐候钢板及其制造方法
EP4219784A4 (en) * 2020-09-25 2025-07-30 Posco Co Ltd HIGH STRENGTH THICK HOT-ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7184210B2 (ja) * 2020-03-13 2022-12-06 日本製鉄株式会社 風力発電施設用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
KR100660230B1 (ko) * 2005-12-26 2006-12-21 주식회사 포스코 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물강판 및 그 제조방법
KR20120011292A (ko) * 2010-07-28 2012-02-07 현대제철 주식회사 저온 충격인성이 우수한 500ＭＰａ급 고강도 후판 및 그 제조 방법
KR20130076577A (ko) * 2011-12-28 2013-07-08 주식회사 포스코 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 후 강판 및 그 제조방법
KR20150002956A (ko) * 2013-06-27 2015-01-08 현대제철 주식회사 라인파이프용 후강판 및 그 제조 방법
KR20160150190A (ko) * 2015-06-18 2016-12-29 현대제철 주식회사 후판 제조방법 및 이에 의해 제조된 후판

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0649898B2 (ja) * 1986-01-24 1994-06-29 株式会社神戸製鋼所 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
JPS62256916A (ja) * 1986-04-28 1987-11-09 Kobe Steel Ltd 板厚方向の均質性が優れた低温用極厚鋼板の製造方法
JP4976749B2 (ja) 2006-06-02 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 耐疲労亀裂進展性に優れた鋼板
KR100957970B1 (ko) * 2007-12-27 2010-05-17 주식회사 포스코 후물 고강도 고인성 강판 및 그 제조방법
CN101705439B (zh) * 2009-12-18 2011-12-21 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 低温高韧性f460级超高强度造船用钢板及其制造方法
JP5423737B2 (ja) * 2010-08-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5612532B2 (ja) 2011-04-26 2014-10-22 株式会社神戸製鋼所 低温靭性および溶接継手破壊靭性に優れた鋼板およびその製造方法
JP5833964B2 (ja) 2012-03-29 2015-12-16 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性、衝撃特性および引張特性に優れた鋼板およびその製造方法
ES2746285T5 (es) * 2012-03-30 2022-12-19 Voestalpine Stahl Gmbh Lámina de acero de alta resistencia laminada en frío y procedimiento para producir dicha lámina de acero
JP5811032B2 (ja) 2012-05-23 2015-11-11 新日鐵住金株式会社 Ｌｐｇタンク用鋼板
KR101647226B1 (ko) * 2014-12-24 2016-08-10 주식회사 포스코 파괴전파 저항성 및 항복비 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR20160078624A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 저온인성 및 강도가 우수한 강관용 열연강판 및 그 제조방법
JP6763141B2 (ja) 2015-02-10 2020-09-30 日本製鉄株式会社 Ｌｐｇタンク用鋼板の製造方法
KR20160147153A (ko) * 2015-06-12 2016-12-22 동국제강주식회사 라인파이프용 고강도 후강판 제조 방법 및 이에 의해 제조된 라인파인프용 고강도 후강판
KR101758520B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 열간 저항성이 우수한 고강도 구조용 강판 및 그 제조방법
KR101767778B1 (ko) * 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재
KR101786258B1 (ko) 2015-12-23 2017-10-18 주식회사 포스코 용접 열영향부 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
CN107502821B (zh) * 2017-08-29 2019-06-25 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种特厚规格超低温环境下使用的经济型x70管线钢板及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100660230B1 (ko) * 2005-12-26 2006-12-21 주식회사 포스코 두께 중심부의 강도와 인성이 우수한 용접구조용 극후물강판 및 그 제조방법
KR20120011292A (ko) * 2010-07-28 2012-02-07 현대제철 주식회사 저온 충격인성이 우수한 500ＭＰａ급 고강도 후판 및 그 제조 방법
KR20130076577A (ko) * 2011-12-28 2013-07-08 주식회사 포스코 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 후 강판 및 그 제조방법
KR20150002956A (ko) * 2013-06-27 2015-01-08 현대제철 주식회사 라인파이프용 후강판 및 그 제조 방법
KR20160150190A (ko) * 2015-06-18 2016-12-29 현대제철 주식회사 후판 제조방법 및 이에 의해 제조된 후판

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3730640A4 *

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2022544044A (ja) * 2019-08-23 2022-10-17 ポスコ 低温靭性及びｃｔｏｄ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法
EP4019655A4 (en) * 2019-08-23 2023-09-13 Posco THIN STEEL PLATE EXHIBITING EXCELLENT LOW TEMPERATURE STRENGTH AND CTOD PROPERTIES AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
JP7421632B2 (ja) 2019-08-23 2024-01-24 ポスコホールディングス インコーポレーティッド 低温靭性及びｃｔｏｄ特性に優れた薄物鋼材及びその製造方法
US12559813B2 (en) 2019-08-23 2026-02-24 Posco Thin steel plate having excellent low-temperature toughness and CTOD properties, and method for manufacturing same
EP4219784A4 (en) * 2020-09-25 2025-07-30 Posco Co Ltd HIGH STRENGTH THICK HOT-ROLLED STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
US12534773B2 (en) 2020-09-25 2026-01-27 Posco Co., Ltd High-strength thick hot-rolled steel sheet having excellent elongation and method for manufacturing same
CN113201691A (zh) * 2021-04-28 2021-08-03 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 590MPa级液压胀形用热轧钢板及其制备方法
CN114686776A (zh) * 2022-03-31 2022-07-01 鞍钢股份有限公司 一种460MPa级高韧性特厚板及其制造方法
CN116162855A (zh) * 2023-02-28 2023-05-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种600MPa级厚规格含磷热轧耐候钢板及其制造方法
CN116162855B (zh) * 2023-02-28 2024-01-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种600MPa级厚规格含磷热轧耐候钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3730640A1 (en) 2020-10-28
JP2021507118A (ja) 2021-02-22
KR20190077196A (ko) 2019-07-03
KR101999018B1 (ko) 2019-07-10
CN111511950A (zh) 2020-08-07
JP7064597B2 (ja) 2022-05-10
EP3730640A4 (en) 2020-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019124890A1 (ko) 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법
WO2016104975A1 (ko) Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2015099373A1 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법
WO2018117497A1 (ko) 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
WO2019132465A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2022139191A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2021125621A1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 내마모강 및 이의 제조방법
WO2018117450A1 (ko) 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법
WO2020111874A2 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
WO2018088761A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법
WO2012043984A2 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법
WO2018117507A1 (ko) 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법
WO2020111628A1 (ko) 수소유기균열 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2018030737A1 (ko) 취성균열전파 저항성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2022065797A1 (ko) 연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법
WO2018080108A1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
WO2018117614A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2018004297A1 (ko) 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2020111891A1 (ko) 저온파괴인성 및 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2019124793A1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2020085848A1 (ko) 용접열영향부 인성이 우수한 저항복비 강재 및 그 제조방법
WO2022131581A1 (ko) 표면 경도가 낮고 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2020080602A1 (ko) 방진성 및 성형성이 우수한 고망간 강재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 강재
WO2020130329A1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

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: 18890536

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020534887

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018890536

Country of ref document: EP

Effective date: 20200724