[go: up one dir, main page]

KR20220129609A - 광산 체인용 스틸 및 그 제조방법 - Google Patents

광산 체인용 스틸 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20220129609A
KR20220129609A KR1020227028750A KR20227028750A KR20220129609A KR 20220129609 A KR20220129609 A KR 20220129609A KR 1020227028750 A KR1020227028750 A KR 1020227028750A KR 20227028750 A KR20227028750 A KR 20227028750A KR 20220129609 A KR20220129609 A KR 20220129609A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
rolling
billet
tempering
present
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.)
Granted
Application number
KR1020227028750A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102802397B1 (ko
Inventor
지아치앙 가오
식신 자오
웨이 왕
준 장
Original Assignee
바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
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 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 filed Critical 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
Publication of KR20220129609A publication Critical patent/KR20220129609A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102802397B1 publication Critical patent/KR102802397B1/ko
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C21D9/0087—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for chains, for chain links
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J9/00—Forging presses
    • B21J9/02—Special design or construction
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21L—MAKING METAL CHAINS
    • B21L11/00—Making chains or chain links of special shape
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/10—Supplying or treating molten metal
    • B22D11/11—Treating the molten metal
    • B22D11/113—Treating the molten metal by vacuum treating
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/60—Aqueous agents
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Gears, Cams (AREA)

Abstract

광산 체인용 스틸 및 그 제조방법을 제공하는데, 여기서 상기 스틸은 C: 0.20~0.28%, Si: 0.01~0.40%, Mn: 0.50~1.50%, P≤0.015%, S≤0.005%, Cr: 0.30~2.00%, Ni: 0.50~2.00%, Mo: 0.10~0.80%, Cu: 0.01~0.30%, Al: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.10%, V: 0.001~0.10%, H≤0.000018%, N≤0.0150%, O≤0.0020%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 중량으로 포함한다. 제조방법은 제련, 정련 및 진공 처리, 주조, 가열, 단조 또는 압연, 담금질 및 템퍼링 열처리 공정의 단계를 포함한다. 본 발명의 스틸은 고강도 및 양호한 충격 인성, 양호한 연신율 및 면적 감소를 갖는다. 스틸은 또한 응력 부식 균열에 저항할 수 있고 양호한 내후성, 내마모성 및 피로 저항을 가지며, 이는 건설 기계 및 해양 공학과 같이 고강도 및 인성을 갖는 스틸이 필요한 작업에서 사용할 수 있다.

Description

광산 체인용 스틸 및 그 제조방법
본 발명은 고강도 스틸에 관한 것으로, 상세하게는 고강도 및 인성을 갖는 광산 체인용 스틸 및 그 제조방법에 관한 것이다.
고강도 및 인성을 갖는 스틸 바(steel bars)은 일반적으로 안전이 높은 기계 및 구조 부품에 사용된다. 예를 들어, 광산용 라운드 링크 체인은 광산 기계의 주요 마모 부품이다. 따라서 높은 강도, 높은 인성, 높은 내마모성, 높은 내식성 및 높은 피로 저항 등을 가져야 한다.
고강도, 고조도를 갖는 스틸에 대한 국내외 연구가 많이 진행되고 있다. 일반적으로 이러한 스틸은 적절한 화학 조성 및 제어 압연 및 냉각 공정 또는 담금질 및 템퍼링 공정과 같은 제조방법을 채택하여 생산된다. 제어된 압연 및 냉각 공정을 사용하여 고강도 스틸을 생산하는 경우 압연 및 냉각 공정을 제어하기 어렵기 때문에 스틸의 기계적 특성의 전반적인 균일성에 영향을 미칠 것이다. 담금질 및 템퍼링 공정을 사용하여 고강도 스틸을 생산하는 경우 합금 원소와 탄소의 함량을 최적화하여 스틸의 경화성(hardenability)을 향상시킬 수 있어 냉각 과정에서 스틸이 마르텐사이트(martensite)를 형성할 수 있다. 마르텐사이트 기반 고강도 스틸은 전위 밀도(dislocation densities)가 높아 충격 인성(impact toughness)이 좋지 않다. 연신 과정에서 미세 균열과 같은 작은 결함이 나타나면 이들 스틸은 빠르게 파괴되어 상대적으로 낮은 파괴 인성(racture toughness)을 보인다.
Mn-Cr-Ni-Mo 합금 스틸은 강도와 인성이 우수하여 건설기계, 자동차, 교량, 해양장비 등의 분야에서 널리 사용되고 있다. 일반적으로 이러한 스틸의 안전한 사용을 위한 강도 수준은 900~1000 MPa이다. 더 높은 강도의 스틸을 적용하면 장비를 더 가볍게 만들 수 있을 뿐만 아니라 자원을 절약할 수 있다. 따라서 고강도 합금스틸은 향후 발전의 불가피한 추세이다. 그러나 스틸의 강도 수준이 증가할수록 제조 난이도가 증가하고 수소 취성(hydrogen embrittlement)에 대한 취약성이 증가할 수밖에 없다. 고강도 스틸의 수소유도 지연파괴(hydrogen-induced delayed fracture)에 대한 민감성은 미세조직 미세화, 미세합금, 결정 입계 강화 및 합금원소의 첨가에 의해 크게 감소될 수 있다.
최신 국가 표준 GB/T 10560-2017 ("광산용 용접 원형 링크 체인용 스틸")에 공개된 낮은 규소 함량을 가진 Mn-Cr-Ni-Mo 시스템에서, 광산용 원형 링크 체인용 스틸의 최고 강도 수준 1180 MPa이다. 담금질 및 템퍼링(880℃에서 담금질 및 430℃에서 템퍼링됨) 후 체인 스틸의 기계적 특성은 다음과 같다: 항복 강도 ReL≥1060 MPa, 인장 강도 Rm≥1180 MPa, 연신율 A≥10%, 면적 감소 Z≥50%, 샤르피 충격 작업(Charpy impact work) AkV≥60 J. 담금질 및 템퍼링(880℃에서 담금질 및 400℃에서 템퍼링됨) 후 중국 광산 기계에서 사용되는 최고 강도 등급을 갖는 체인 스틸의 기계적 특성은 다음과 같다: 항복 강도 ReL≥980 MPa, 인장 강도 Rm≥1180 MPa, 연신율 A≥10%, 면적 감소 Z≥50%, 샤르피 충격 작업 AkU≥40 J.
습한 광산에서 Mn-Cr-Ni-Mo 합금 스틸 체인은 큰 하중과 동적 충격을 받으며 응력 부식이 발생하기 쉽다. 어떤 경우에는 체인이 매우 부서지기 쉽고 부러지기 쉽기 때문에 막대한 경제적 손실과 안전 사고가 발생할 수 있다.
본 발명의 목적은 광산 체인용 스틸 및 그 제조방법을 제공하는 것이다. 체인 스틸은 충격 거칠기, 연신율 및 면적 감소가 우수하다. 스틸은 응력 부식 균열(stress corrosion cracking)에 저항할 수 있으며 내후성, 내마모성 및 피로 저항이 우수하다. 따라서 스틸은 건설 기계 및 해양 공학과 같이 강도와 조도가 높은 스틸이 필요한 작업에서 사용할 수 있다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여 본 발명은 다음과 같은 기술적 해결방안을 제시한다.
C: 0.20~0.28%, Si: 0.01~0.40%, Mn: 0.50~1.50%, P≤0.015%, S≤0.005%, Cr: 0.30~2.00%, Ni: 0.50~2.00%, Mo: 0.10~0.80%, Cu: 0.01~0.30%, Al: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.10%, V: 0.001~0.10%, H≤0.000018%, N≤0.0150%, O≤0.0020%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물;을 중량으로 포함하고,
1.0 내지 9.9 범위의 미세합금 원소의 계수 r M/N 을 가지며, 여기서
Figure pct00001
이고
As≤0.05%, Pb≤0.05%, Sn≤0.02%, Sb≤0.01%, Bi≤0.01%의 미량 원소를 가지며 유해 원소(harmful elements)의 계수 J H 가 ≤500이고, 여기서
Figure pct00002
인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
본 발명의 식에서 [Al], [Nb], [V], [N] 등은 상기 스틸에서 해당 원소의 중량%를 나타낸다는 점에 유의해야 한다. 계산 시 퍼센트 기호 앞의 값으로 수식의 [Al], [Nb], [V], [N] 등을 대입한다. 예를 들어, 실시예 1에서 Al의 함량은 0.020%이고, 식에서 [Al]을 0.00020 대신 0.020으로 대체한다. 다른 원소의 대체도 유사하다.
바람직하게는, 상기 불가피한 불순물에서, B≤0.0010%, Ti≤0.003%, Ca≤0.005%이다.
본 발명의 광산 체인용 스틸의 미세 구조는 템퍼피링된 마르텐사이트(tempered martensite), 베이나이트(bainite) 및 잔류 오스테나이트(retained austenite)이며, 여기서, 상기 베이나이트의 체적 백분율은 10% 이하이다.
본 발명의 광산 체인용 스틸은 항복 강도(yield strength) Rp0.2≥1000 MPa, 인장 강도(tensile strength) Rm≥1200 MPa, 연신율(elongation) A≥12%, 면적 감소 Z≥50%, 샤르피 충격 작업(Charpy impact work) Akv≥60 J, 수소 취성 계수(coefficient of hydrogen embrittlement) η(Z)≤15%이다.
본 발명에서 상기 체인 스틸의 조성 설계에서:
C는 스틸의 경화성을 향상시킬 수 있으므로 담금질 및 냉각 과정에서 스틸에 높은 경도의 상변태(phase transformation) 구조가 형성될 수 있다. C 함량을 높이면 경질상(hard phase)의 비율이 증가하여 스틸의 경도가 증가하지만 인성이 감소한다. C 함량이 너무 낮으면 마르텐사이트, 베이나이트 등의 상변태 구조의 함량이 낮아져 인장 강도가 높은 스틸을 얻을 수 없다. 본 발명에서는 C 함량을 0.20~0.28%로 설정한다.
Si는 스틸의 강도 향상에 유리하다. 적절한 양의 Si는 템퍼링 동안 거친 탄화물의 형성을 피할 수 있다. 그러나 Si 함량이 높으면 스틸의 충격 인성이 감소한다. 본 발명에서는 낮은 Si의 조성계를 채택하고, Si 함량은 0.01~0.40%로 설정하였다.
Mn은 주로 스틸에 고용체(solid solution)의 형태로 존재한다. 그것은 스틸의 경화성을 향상시키고 담금질 중에 고강도를 갖는 저온 상변태 구조를 형성할 수 있다. 따라서, 내마모성이 양호한 스틸을 얻을 수 있다. Mn 함량이 너무 높으면 잔류 오스테나이트가 많이 형성되어 스틸의 항복 강도가 감소하고 스틸의 중심 편석(central segregation)이 쉽게 발생한다. 본 발명에서는 Mn 함량을 0.50~1.50%로 설정한다.
스틸의 결정 입계에서 P의 편석은 결정 입계 결합 에너지(grain boundary binding energy)를 감소시키고 스틸의 충격 인성을 저하시킨다. 본 발명에서는 P 함량을 0.015% 이하로 설정한다. S는 스틸에서 분리되어 많은 황화물 개재물(sulfide inclusions)을 형성하여 내충격성을 감소시킨다. 본 발명에서는 S 함량을 0.005% 이하로 설정한다.
Cr은 스틸의 경화성을 향상시킬 수 있다. 또한 경화된 마르텐사이트 조직을 형성하여 스틸 강도를 향상시킬 수 있다. Cr 함량이 너무 높으면 거친 탄화물이 형성되고 충격 성능이 저하된다. 본 발명에서는 Cr 함량을 0.30~2.00%로 설정한다.
Ni는 스틸에 고용체의 형태로 존재하여 스틸의 저온 충격 성능을 향상시킬 수 있다. 그러나 Ni 함량이 지나치게 높으면 스틸의 잔류 오스테나이트 함량이 지나치게 높아져 스틸의 강도가 저하된다. 본 발명에서는 Ni 함량을 0.50~2.00%로 설정한다.
Mo는 스틸의 고용체 형태로 용해되어 스틸의 경화성 및 강도 향상에 도움이 된다. Mo는 스틸이 고온에서 템퍼링될 때 미세한 탄화물을 형성하여 스틸의 강도를 더욱 증가시킬 수 있다. 귀금속 Mo의 가격을 고려하여, 본 발명에서는 Mo 함량을 0.10~0.80%로 설정한다.
Cu는 스틸의 강도와 내식성을 향상시킬 수 있다. Cu 함량이 너무 높으면 가열 중에 Cu가 결정 입계에 축적되어 결정 입계가 약화되어 스틸 균열이 발생한다. 본 발명에서는 Cu 함량을 0.01~0.30%로 설정한다.
Al은 스틸에서 미세한 AlN 침전물을 형성하여 오스테나이트 입자의 성장을 억제할 수 있다. Al 함량이 너무 높으면 거친 Al 산화물이 형성되고 이러한 거칠고 단단한 개재물은 스틸의 충격 인성 및 피로 특성을 감소시킨다. 본 발명에서는 Al 함량을 0.01~0.05%로 설정한다.
Nb는 스틸에 첨가되어 미세한 석출물을 형성하여 스틸의 재결정을 억제하고 입자를 미세화할 수 있다. Nb 함량이 너무 높으면 제련 중에 거친 NbC 입자가 형성되어 스틸의 충격 인성이 감소한다. 결정립 미세화는 스틸의 기계적 특성, 특히 강도와 인성을 개선하는 데 중요한 역할을 한다. 한편, 결정립 미세화는 또한 스틸의 수소 취성 민감성을 줄이는 데 도움이 된다. 본 발명에서는 Nb 함량을 0.001~0.10%로 설정한다.
V는 스틸의 강도를 향상시키기 위해 스틸의 C 또는 N과 침전물을 형성할 수 있다. C 및 V 함량이 너무 높으면 거친 VC 입자가 형성된다. 본 발명에서는 V 함량을 0.001~0.10%로 설정한다.
Ti를 스틸에 첨가하면 미세한 석출물이 형성될 수 있다. 그러나 Ti 함량이 너무 높으면 제련 중에 가장자리와 모서리가 있는 거친 TiN 입자가 형성되어 스틸의 충격 인성이 감소한다. 본 발명에서는 Ti 함량을 0.003% 이하로 설정한다.
B 원소는 분리되기 쉽기 때문에 B 함유량은 0.0010% 이하로 제한한다.
스틸에 Ca 원소를 첨가하면 황화물 개재물의 크기와 형태를 개선하고 충격 인성의 저하를 피할 수 있다. 그러나 Ca 원소는 개재물을 형성하기 쉽고 최종 제품의 피로 성능에 영향을 미친다. Ca 함량은 0.005% 이하로 제어한다.
N은 격자간 원자의 일종으로 MX형 석출물을 형성하는 원소이기도 하다. 본 발명에서는 스틸의 N 원소의 농축을 피하기 위해 N 함량을 0.015% 이하로 설정한다. 미세합금 원소 A1, Nb 및 V의 함량과 N 함량의 비율을 조절해야 하므로 미세합금 원소 계수를 r M/N 으로 정의하며, 여기서 r M/N 은 1.0~9.9이고,
Figure pct00003
이다.
미세합금 원소의 계수는 나노 규모의 침전물과 관련이 있다. 미세합금 원소의 계수가 높으면 스틸에 조대한 석출물이 나타나 석출 강화 효과를 얻을 수 없다. 또한, 미세합금 원소의 계수가 높으면 개재물과 유사한 역효과가 나타나 피로 강도가 감소한다. 미세합금 원소의 계수가 낮으면 소량의 침전물이 생성되어 분산 강화 효과를 얻을 수 없다. 바람직하게는, 미세합금 원소의 계수 r M/N 은 1.0~6.0이다.
Sn, Sb, As, Bi, Pb 등의 미량 원소는 템퍼링 온도에서 입계로 편석되어 입계 결합력이 약해진다. Mn과 Si는 이러한 유해 원소(harmful elements)의 편석을 촉진하여 스틸의 취성을 증가시킬 수 있다. 또한 Sn, Sb, As, Bi, Pb는 환경에 유해한 물질이므로 본 발명에서는 이들 원소의 함량을 As≤0.05%, Pb≤0.05%, Sn≤0.02%, Sb≤0.01%, 및 Bi≤0.01%로 설정한다. P의 영향을 고려할 때, 유해 원소의 계수 J H 는 ≤500이고,
Figure pct00004
이다.
H는 스틸의 결함에 축적될 것이다. 인장 강도가 1000 MPa를 초과하는 스틸에서는 수소유도 지연파괴가 발생할 수 있다. 본 발명에서 인장 강도는 1200 MPa를 초과하고, H 함량은 0.00018% 이하로 조절되어야 한다. N은 스틸에서 질화물(nitrides) 또는 탄질화물(carbonitrides)을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화하는 역할을 한다. 그러나 N 함량이 높으면 거친 입자가 형성되어 입자를 미세화하는 데 도움이 되지 않는다. 또한, N은 격자간 원자이며 결정 입계에 축적되어 충격 인성이 감소한다. 본 발명에서는 N 함량을 0.0150% 이하로 제어한다. 스틸 중의 O 및 Al은 산화물 및 복합 산화물 등을 형성한다. 본 발명에서는 스틸 구조의 균일성, 스틸의 저온 충격에너지 및 피로성능 확보를 위하여 O의 함량을 0.0020% 이하로 조절한다.
또한, 광산 체인용 스틸의 용접 요건을 만족시키기 위해서는 스틸의 탄소당량 C eq 를 0.80 이하로 제어해야 하며, 여기서,
Figure pct00005
이다.
광산 체인용 스틸의 내후성을 더욱 확보하고 응력 부식 균열에 대한 내성을 향상시키기 위해, 대기 내식성 지수(index of atmospheric corrosion resistance) I가 7.0 이상이고, 여기서
Figure pct00006
이다.
본 발명의 광산 체인용 스틸의 미세 구조는 템퍼링된 마르텐사이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트이다.
일반적으로 내림차순으로 다른 미세 구조의 수소 취성에 대한 민감도는 원래의 마르텐사이트 > 템퍼링된 마르텐사이트(저온에서 템퍼링됨) > 원래의 마르텐사이트 배향을 갖는 템퍼링된 마르텐사이트 > 베이나이트 > 템퍼링된 마르텐사이트(고온에서 템퍼링됨)인 것으로 사료된다. 체인 스틸은 선행 기술에서 저온 템퍼링된 마르텐사이트 구조를 갖는다. 그러나 본 발명에서 고안한 화학조성을 채택하고 상변태 및 미세구조에 대한 합금원소 및 미세합금 원소의 영향을 충분히 이용함으로써, 템퍼링된 마르텐사이트, 소량의 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 미세구조는 담금질 및 템퍼링 열처리 후에 형성된다. 한편, C, P, S, N, O 및 H의 함량은 스틸의 강도, 충격 인성, 연신율 및 가소성을 보장하기 위해 제어되어야 한다. 따라서 초고강도, 인성, 고가소성을 겸비한 광산 체인용 스틸을 생산할 수 있다. 이러한 체인 스틸은 내후성, 내마모성, 내응력 부식성 및 내피로성이 우수한다.
본 발명의 광산용 체인용 스틸의 제조방법은, 제련(smelting), 주조(casting), 가열, 단조(forging) 또는 압연, 담금질 열처리(quenching heat treatment), 및 템퍼링 열처리(tempering heat treatment) 공정을 포함하고, 상기 가열 공정에서, 가열 온도는 1050~1250℃이고, 유지 시간은 3~24시간이며; 상기 단조 또는 압연 공정에서 최종 단조 온도 또는 최종 압연 온도는 ≥800℃이고; 상기 담금질 열처리에서, 가열 온도는 850~1000℃이고, 유지 시간은 60~240분이며, 오스테나이트화(austenitization) 후에 물 담금질이 실시되고; 상기 템퍼링 열처리에서, 템퍼링 온도는 350~550℃이고, 유지 시간은 60~240분이며, 템퍼링 후에 공랭(air cooling) 또는 수냉(water cooling)이 실시된다.
바람직하게는, 상기 제련은 전기로(electric furnace)에서의 제련 또는 전로(converter)에서의 제련일 수 있으며, 그 후 용강(molten steel)은 정련 및 진공 처리될 수 있다.
바람직하게는, 상기 주조는 다이 주조(die casting) 또는 연속 주조(continuous casting)이다.
바람직하게는, 상기 단조 공정에서 스틸 빌릿(steel billet)을 최종 제품의 크기로 직접 단조하고; 상기 압연 공정에서, 스틸 빌릿을 최종 제품의 크기로 직접 압연되며; 또는 스틸 빌릿을 소정의 중간 빌릿 크기로 압연한 후 최종 제품의 크기로 가열 압연하는 단계로서, 중간 빌릿의 가열 온도는 1050~1250℃이고, 유지 시간은 3~24시간이다.
바람직하게는, 상기 압연 공정에서 스틸 빌릿은 가열로 외부에서 고압수(high pressure water)로 디스케일링(descaling)된 후 압연되고, 압연된 후, 스틸 빌릿은 공랭 또는 서냉된다.
본 발명의 광산 체인용 스틸은 항복 강도(yield strength) Rp0.2≥1000 MPa, 인장 강도(tensile strength) Rm≥1200 MPa, 연신율(elongation) A≥12%, 면적 감소 Z≥50%, 샤르피 충격 작업(Charpy impact work) Akv≥60 J, 수소 취성 계수(coefficient of hydrogen embrittlement) η(Z)≤15%이다. 이러한 종류의 스틸은 강도, 가소성, 조도 및 내후성 및 내응력 부식성이 우수하다.
본 발명의 광산 체인용 스틸은 고강도 스틸 바(steel bar)가 요구되는 작업에서 사용될 수 있으며, 여기서 스틸 바의 크기 및 게이지 범위 Φ는 50~17 0mm이다.
본 발명의 고강도 및 조도가 높은 광산용 체인용 스틸은 1050~1250℃에서 가열하여 완전히 오스테나이트화된다. 가열하는 동안 Al, Nb, V의 탄화물, 질화물 및 탄질화물과 Cr 및 Mo의 탄화물이 오스테나이트에 부분적으로 또는 완전히 용해될 수 있다. 후속 압연/단조 및 냉각 공정 동안 Al, Nb 및 V는 미세한 석출물을 형성한다. 오스테나이트에 용해된 Mn, Cr 및 Mo는 스틸의 소입성을 향상시켜 마르텐사이트의 경도 및 강도를 증가시킬 수 있다. 최종 압연 또는 최종 단조의 온도가 ≥800℃에서는 정련된 마르텐사이트, 소량의 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 복합 매트릭스 구조가 형성되고 미세하고 분산된 석출물도 함께 형성된다.
압연 또는 단조 후 스틸을 850~1000℃로 가열하고 잠시 유지한 후 담금질을 수행한다. 유지 과정에서 충분한 오스테나이트화가 이루어진다. 가열하는 동안 Al, Nb, V, Cr 및 Mo와 같은 탄화물 형성 원소의 석출물이 부분적으로 용해되고, 용해되지 않은 석출물이 결정 입계를 고정하고 오스테나이트의 조대화를 억제할 수 있다(오스테나이트의 입경은 ≥6 등급). 담금질 및 냉각 공정에서 오스테나이트에 용해된 합금 원소는 스틸이 높은 강도와 우수한 인성을 갖도록 한다. 담금질된 스틸은 350~550℃에서 템퍼링 열처리된다. Al, Nb, V, Cr 및 Mo는 C 및 N과 함께 미세한 석출물을 형성하여 스틸 강도와 소성 인성(plastic toughness)의 일치를 향상시킨다. 본 발명의 담금질 및 템퍼링의 온도 범위 내에서, 스틸은 우수한 강도 및 가소성 및 우수한 인성을 갖는 것을 보장할 수 있으며, 이는 스틸 바의 가공 및 적용에 유리하다. 예를 들어, 단조 또는 용접을 통해 성능이 좋은 광산 체인을 생산한다.
본 발명은 다음과 같이 종래 기술과 비교된다:
미국공개특허 US006146583은 합금 스틸 조성 및 이러한 합금 스틸로 제조된 체인 제품을 개시하고 있으며, 여기서 스틸의 성분은 C: 0.15~0.28%, Cr: 0.2~1.0%, Mo: 0.1~1.0%, Ni: 0.3~1.5%, V: 0.05~0.2%이고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이다. 스틸의 강도는 800MPa 등급에 도달할 수 있으며 스틸은 응력 내식성을 가지고 있다. 단조, 용접 및 열처리를 통해 강도와 조도가 높은 체인을 얻을 수 있다.
상기 미국공개특허와 비교할 때, 본 발명은 조성에서 다른 Cu 함량을 채택하고 C, N의 함량과 Mn, Cr, Ni, Mo와 같은 합금 원소의 함량 및 Al, V 및 Nb과 같은 미세합금 원소의 함량을 최적화한다. 본 발명은 C, Ni, Cu 원소를 포함하는 조성 설계를 채택하여 Mn, Cr, Mo의 함량을 최적화함으로써 템퍼링된 마르텐사이트, 소량의 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 복잡한 미세구조를 형성할 수 있다. 또한, 본 발명의 스틸의 기계적 물성은 미국특허의 스틸보다 명백히 우수하다.
중국공개특허 CN103276303A는 광산 체인용 고강도 강 및 그 제조방법을 개시하고 있다. 체인 스틸의 성분은: C: 0.21~0.25%, Mn: 0.20~0.25%, Si: 0.15~0.35%, Cr: 0.40~0.65%, Ni: 0.60~0.70%, Cu: 0.07~0.15%, Al: 0.02~0.05%, N≤0.012%, S≤0.015%, P≤0.015%이고, 나머지는 Fe이다. 제조방법은 전기로 또는 전로에서의 제련 공정, 노외 정련(out-of-furnace refining) 공정, 빌릿 연속 주조 공정 및 가열 및 압연 공정을 포함하여 게이지 Φ 20~50 mm의 직선 바를 수득하고, 고강도 광산 체인용 스틸을 어닐링 후에 얻을 수 있다.
상기 중국공개특허와 비교하면, 본 발명의 스틸에서 Cr, Mn, Ni 및 Mo의 함량은 완전히 다르다. 또한, 본 발명은 C, Cu, Al, Nb 및 V의 함량을 최적화하고, N 및 Ca의 함량을 제한한다. 본 발명에서 기술한 합금 원소의 함량을 채용함으로써 템퍼링된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 미세구조가 형성되고, 스틸은 고강도 및 인성의 기계적 성질을 나타낸다. 인장 강도가 1000 MPa보다 큰 고강도 스틸의 경우 환경에서 H를 흡착하여 스틸의 지연 균열을 유발한다. 중량 게이지가 있는 고강도 스틸 바는 수소에 더 민감하다. 따라서, 본 발명에서는 스틸 중의 H의 함량을 제어하지만, 중국공개특허에서는 그러한 요구사항이 없다. 따라서, 본 발명의 스틸의 내응력부식성 및 지연균열성은 중국공개특허의 스틸보다 우수하다. 그 특허는 Φ20~50mm의 직선 바를 제조하는데 사용되는 반면, 본 발명은 Φ50~170mm의 스틸 바를 제조하는데 사용될 수 있지만, 본 발명의 방법은 적용 범위가 더 넓고 더 무거운 게이지의 스틸을 제조하는데 사용될 수 있다. 본 발명은 조성, 구성 및 공정 설계 면에서 전술한 특허와 기술적 루트가 완전히 다르다. 본 발명에서 스틸은 인장 강도 Rm≥1200 MPa, 항복강도 Rp0.2≥1000 MPa, 충격에너지 Akv≥60 J를 갖는다. 본 발명에서 스틸의 강도 등급은 상기 특허의 스틸보다 우수하다. 본 발명의 스틸은 내충격성 및 내응력부식균열성이 우수하다.
본 발명의 장점은 다음과 같다.
1. 본 발명은 화학성분의 합리적인 설계와 최적화된 공정을 결합하여 고강도 및 조도를 갖는 스틸을 개발한다. 압연 또는 단조 후 담금질된 스틸은 템퍼링 열처리를 거쳐 템퍼링된 마르텐사이트, 소량의 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 구조를 형성한다. 미세하고 분산된 침전물도 또한 형성된다.
2. 스틸의 조성 및 제조공정이 합리적이며 공정창이 넓다. 스틸은 스틸 바 또는 고속 와이어 생산 라인에서 상업적으로 대량 생산될 수 있다.
3. 본 발명의 스틸은 항복 강도 Rp0.2≥1000 MPa, 인장 강도 Rm≥1200 MPa, 연신율 A≥12%, 단면감소율 Z≥50%, 샤르피 충격 작업 Akv≥ 60 K이다.
엔지니어링 분야에서는 일반적으로 응력 부식 경향을 반영하기 위해 환경 조건에서의 연신율 변화를 사용한다. 본 발명에서 원형 단면 시험편은 수소 취성에 대한 민감성 및 GB/T 2975-2018 "스틸 제품-샘플의 위치 및 준비 및 시험 기계적 시험편"에 대한 DNV (DET NORSKE VERITAS)의 요구 사항을 참조하고, 여기서 시험편의 직경은 10 mm이다. 인장 시험은 국가 표준 GB/T 228.1에 따라 수행되며 변형률 속도는 ≤0.0003/s이므로 면적 Z의 감소가 얻어진다. 수소 취성 계수 η(Z)는 스틸의 내응력 부식성을 평가하기 위해 정의된다:
Figure pct00007
여기서 Z 1 은 250℃에서 2시간 동안 베이킹의 탈수소화 후 인장 시험에서 원형 스틸의 면적 감소이고;
Z 2 는 인장 시험에서 원형 스틸의 면적 감소이다.
작은 수소 취성 계수 η(Z)는 작은 응력 부식 경향을 나타낸다. 본 발명의 스틸의 수소 취성 계수 η(Z)는 15% 이하이며, 이는 스틸의 내응력 부식성이 양호함을 나타낸다.
본 발명의 장점은 다음과 같다.
1. 본 발명은 화학성분의 합리적인 설계와 최적화된 공정을 결합하여 고강도 및 조도를 갖는 스틸을 개발한다. 압연 또는 단조 후 담금질된 스틸은 템퍼링 열처리를 거쳐 템퍼링된 마르텐사이트, 소량의 베이나이트 및 잔류 오스테나이트의 구조를 형성한다. 미세하고 분산된 침전물도 또한 형성된다.
2. 스틸의 조성 및 제조공정이 합리적이며 공정창이 넓다. 스틸은 스틸 바 또는 고속 와이어 생산 라인에서 상업적으로 대량 생산될 수 있다.
3. 본 발명의 스틸은 항복 강도 Rp0.2≥1000 MPa, 인장 강도 Rm≥1200 MPa, 연신율 A≥12%, 단면감소율 Z≥50%, 샤르피 충격 작업 Akv≥ 60 K이다.
도 1은 본 발명의 실시예 2의 원형 스틸의 금속조직학적 미세구조의 사진이다(배율 500배).
도 2는 본 발명의 실시예 2의 링크 체인의 금속조직학적 미세구조의 사진이다(배율 500배).
본 발명은 첨부된 도면 및 실시예를 참조하여 이하에서 더 설명된다. 실시예들은 본 발명을 예시하기 위해 사용된 것일 뿐, 본 발명을 제한하기 위해 사용된 것은 아니다.
본 발명의 실시예 및 비교예의 원형 스틸의 화학성분을 표 1에 나타내었다. 본 발명의 실시예 1~7 및 비교예 1~3의 고강도 및 조도를 가진 스틸의 성분계수를 표 2에 나타내었다. 본 발명의 실시예에서 미세합금 원소의 계수 r M/N 은 1.0~9.9의 범위이고 탄소 당량(carbon equivalent) C eq 는 0.80 이하이며 유해 원소의 계수 J H 는 500 이하이다. 여기서 r M/N 은 N의 함량에 대한 미세합금 원소 Al, Nb 및 V의 함량의 비율이다.
본 발명의 실시예 및 비교예의 스틸의 제조방법을 표 3에 나타내었다. 기계적 시험용 시험편의 준비, 본 발명의 실시예 및 비교예의 스틸의 시험결과를 표 4에 나타내었다. .
시험편은 GB/T 2975-2018 "스틸 및 스틸 제품 - 기계적 시험을 위한 샘플 및 시험편의 위치 및 준비"에 따라 준비된다. 기계적 시험은 GB/T 228.1-2010 "금속 재료-인장 시험-1부: 실온에서의 시험 방법"에 따라 수행된다. 실온에서의 충격 거칠기는 GB/T 229-2007 "금속 재료-샤르피 진자 충격 테스트 방법"에 따라 테스트된다. 3개의 샘플을 테스트하고 3개의 충격 작업 값을 얻었다.
실시예 1
용강은 전기로에서 제련된 후 표 1의 화학 조성에 따라 정련 및 진공 처리된다. 그 후, 용강은 연속 주조 빌릿으로 주조된다. 그런 다음 연속 주조 빌릿을 1050℃로 가열하고 유지 시간은 4시간이다. 스틸 빌릿은 가열로에서 나올 때 고압수의 디스케일링을 수행한 후 중간 빌릿으로 압연된다. 최종 압연 온도는 850℃이고 중간 빌릿 크기는 200 mm×200 mm이다. 그런 다음 중간 빌릿을 1050℃로 가열하고 유지 시간을 24시간으로 하고 가열로에서 나올 때 중간 빌릿을 고압수의 디스케일링을 수행한 후 압연하고 최종 압연 온도는 800℃, 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 50 mm이다. 스틸 빌릿은 압연 후 스택 냉각된다. 담금질 가열 온도는 850℃, 가열 시간은 60분, 템퍼링 온도는 390℃, 템퍼링 시간은 90분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 공랭된다.
실시예 2
제조방법은 실시예 1과 동일하게 실시하되, 가열 온도는 1080℃, 유지 시간은 3시간, 최종 압연 온도는 880℃, 중간 빌릿 크기는 220 mm×220 mm이다. 중간 빌릿은 1120℃로 가열되고 유지 시간은 3h, 최종 압연 온도는 850℃, 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 75 mm이다. 스틸 빌릿은 압연 후 공랭된다. 담금질 가열 온도는 870℃, 가열 시간은 100분, 템퍼링 온도는 550℃, 템퍼링 시간은 60분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 수냉된다.
실시예 3
제조방법은 실시예 1과 동일하게 실시하되 가열 온도는 1120℃, 유지 시간은 8시간, 최종 압연 온도는 940℃, 중간 빌릿 크기는 260 mm×260 mm이다. 중간 빌릿은 1200℃로 가열되고 유지 시간은 5시간, 최종 압연 온도는 880℃, 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 100 mm이다. 스틸 빌릿은 압연 후 공랭된다. 담금질 가열 온도는 890℃, 가열 시간은 150분, 템퍼링 온도는 430℃, 템퍼링 시간은 100분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 공랭된다.
실시예 4
제조방법은 실시예 1과 동일하게 실시하되, 가열 온도는 1250℃, 유지 시간은 14시간이며, 열간 연속 압연으로 스틸 빌릿을 형성한다. 여기서, 최종 압연 온도는 900℃이고, 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 150mm이다. 스틸 빌릿은 압연 후 공랭된다. 담금질 가열 온도는 990℃, 가열 시간은 210분, 템퍼링 온도는 350℃, 템퍼링 시간은 180분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 수냉된다.
실시예 5
용강은 전로에서 제련된 후 표 1에 나타낸 화학 조성에 따라 정련 및 진공 처리된다. 그런 다음 용강은 주괴(steel ingots)로 주조된다. 가열 온도는 1180℃, 유지 시간은 3.5시간, 최종 압연 온도는 980℃, 중간 빌릿 크기는 280 mm×280 mm이다. 중간 빌릿은 1250℃로 가열되고 유지 시간은 12시간이며 최종 압연 온도는 950℃이며 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 160 mm이다. 스틸 빌릿은 압연 후 천천히 냉각된다. 담금질 가열 온도는 900℃, 가열 시간은 210분, 템퍼링 온도는 450℃, 템퍼링 시간은 190분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 수냉된다.
실시예 6
제조방법은 실시예 5와 동일한 방식으로 구현되며, 여기서 가열 온도는 1220℃이고; 유지 시간은 24시간이다. 스틸 빌릿은 단조로 형성되며 최종 단조 온도는 920℃이며 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 170 mm이다. 스틸 빌릿은 단조 후 공랭된다. 담금질 가열 온도는 920℃, 가열 시간은 240분, 템퍼링 온도는 420℃, 템퍼링 시간은 240분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 공랭된다.
실시예 7
제조방법은 실시예 2와 동일하게 실시하되, 가열 온도는 1080℃, 유지 시간은 3시간, 최종 압연 온도는 880℃, 중간 빌릿 크기는 220 mm×220 mm이다. 그런 다음 중간 빌릿을 1100℃로 가열하고 유지 시간은 3시간, 최종 압연 온도는 850℃, 완성된 스틸 바의 크기 Φ는 65 mm이다. 스틸 빌릿은 압연 후 공랭된다. 담금질 가열 온도는 880℃, 가열 시간은 150분, 템퍼링 온도는 400℃, 템퍼링 시간은 100분이다. 스틸 빌릿은 템퍼링 후 수냉된다.
비교예 1~3은 다른 제조사의 상용 재료이며 열처리 공정은 공급업체의 권장 매개변수를 참조한다(표 3 참조).
표 4로부터 비교예 1은 Nb 함량이 높고 미세합금 계수가 10.1임을 알 수 있다. 석출 강화 효과가 좋지 않고 강도가 낮고 충격 인성이 낮고 피로 수명이 짧다. 비교예 2는 P 함량이 높고, 유해 원소 계수가 678이며, 대기 내식성 지수가 5.3이다. 낮은 충격 인성과 응력 부식 균열 저항, 높은 수소 취성 계수를 나타낸다. 비교예 3은 S 함량이 높아 충격 인성이 불량하다.
본 발명에서 실시예 1-7의 고강도 스틸은 항복 강 Rp0.2≥1000 MPa, 인장 강도 Rm≥1200 MPa, 연신율 A≥12%, 면적 감소 Z≥50%, 샤르피 충격 작업 Akv≥60 J, 수소 취성 계수 η(Z)≤15%이다. 실시예 6의 스틸은 1회의 가열 및 압연 공정과 큰 바 크기로 인해 상대적으로 조직 밀도가 불량한 것으로 나타났다. 다른 실시예의 스틸에 비해 강도 및 충격 특성이 약간 떨어진다. 실시예 7의 스틸은 대기 내식성 지수가 낮아 충격인성, 수소 취성 계수, 내식균열성이 저하되어 다른 실시예에 비해 성능이 좋지 않다.
실시예 2의 원형 스틸 및 실시예 2의 스틸을 이용하여 제조된 광산 체인의 미세구조를 연구하였고, 광학현미경 사진을 도 1 및 도 2에 나타내었다. 원형 스틸의 미세구조는 템퍼링된 마르텐사이트, 소량의 베이나이트, 잔류 오스테나이트인 반면, 실시예 2의 원형 스틸을 이용하여 추가로 제조된 광산 체인의 미세구조는 정련된 템퍼링 마르텐사이트와 소량의 베이나이트이다.
Figure pct00008
Figure pct00009
Figure pct00010
Figure pct00011

Claims (10)

  1. C: 0.20~0.28%, Si: 0.01~0.40%, Mn: 0.50~1.50%, P≤0.015%, S≤0.005%, Cr: 0.30~2.00%, Ni: 0.50~2.00%, Mo: 0.10~0.80%, Cu: 0.01~0.30%, Al: 0.01~0.05%, Nb: 0.001~0.10%, V: 0.001~0.10%, H≤0.000018%, N≤0.0150%, O≤0.0020%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물;을 중량으로 포함하고,
    1.0 내지 9.9 범위의 미세합금 원소의 계수 r M/N 을 가지며, 여기서
    Figure pct00012
    이고
    As≤0.05%, Pb≤0.05%, Sn≤0.02%, Sb≤0.01%, Bi≤0.01%의 미량 원소를 가지며 유해 원소(harmful elements)의 계수 J H 가 ≤500이고, 여기서
    Figure pct00013
    인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
  2. 제1항에 있어서, C eq ≤0.80을 갖고, 여기서
    Figure pct00014
    인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
  3. 제1항에 있어서, 대기 내식성 지수(index of atmospheric corrosion resistance) I가 ≥ 7.0이고, 여기서
    Figure pct00015
    인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
  4. 제1항에 있어서, 상기 불가피한 불순물은 B≤0.0010%, Ti≤0.003%, Ca≤0.005%인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 템퍼피링된 마르텐사이트(tempered martensite), 베이나이트(bainite) 및 잔류 오스테나이트(retained austenite)의 미세 구조를 갖는 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 항복 강도(yield strength) Rp0.2≥1000 MPa, 인장 강도(tensile strength) Rm≥1200 MPa, 연신율(elongation) A≥12%, 면적 감소 Z≥50%, 샤르피 충격 작업(Charpy impact work) Akv≥60 J, 수소 취성 계수(coefficient of hydrogen embrittlement) η(Z)≤15%인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸.
  7. 제련(smelting), 주조(casting), 가열, 단조(forging) 또는 압연, 담금질 열처리(quenching heat treatment), 및 템퍼링 열처리(tempering heat treatment) 공정을 포함하는, 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항의 광산 체인용 스틸의 제조방법에 있어서,
    상기 가열 공정에서, 가열 온도는 1050~1250℃이고, 유지 시간은 3~24시간이며;
    상기 단조 또는 압연 공정에서 최종 단조 온도 또는 최종 압연 온도는 ≥800℃이고;
    상기 담금질 열처리에서, 가열 온도는 850~1000℃이고, 유지 시간은 60~240분이며, 오스테나이트화(austenitization) 후에 물 담금질이 실시되고;
    상기 템퍼링 열처리에서, 템퍼링 온도는 350~550℃이고, 유지 시간은 60~240분이며, 템퍼링 후에 공랭(air cooling) 또는 수냉(water cooling)이 실시되는 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서, 상기 제련 단계는 전기로에서 제련하거나 전로에서 제련하고, 정련 및 진공 처리하는 단계를 포함하고; 상기 주조는 다이 주조(die casting) 또는 연속 주조(continuous casting)인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서, 상기 단조 공정에서 스틸 빌릿(steel billet)을 최종 제품의 크기로 직접 단조하고; 상기 압연 공정에서, 스틸 빌릿을 최종 제품의 크기로 직접 압연되며; 또는 스틸 빌릿을 소정의 중간 빌릿 크기로 압연한 후 최종 제품의 크기로 가열 압연하는 단계로서, 중간 빌릿의 가열 온도는 1050~1250℃이고, 유지 시간은 3~24시간인 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸의 제조방법.
  10. 제7항 또는 제9항에 있어서, 상기 압연 공정에서 스틸 빌릿은 가열로 외부에서 고압수(high pressure water)로 디스케일링(descaling)된 후 압연되고, 압연된 후, 스틸 빌릿은 공랭 또는 서냉된 것을 특징으로 하는 광산 체인용 스틸의 제조방법.
KR1020227028750A 2020-02-28 2021-02-23 광산 체인용 스틸 및 그 제조방법 Active KR102802397B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202010129796.6 2020-02-28
CN202010129796.6A CN113322409B (zh) 2020-02-28 2020-02-28 一种高强韧矿用链条钢及其制造方法
PCT/CN2021/077430 WO2021169941A1 (zh) 2020-02-28 2021-02-23 一种矿用链条钢及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20220129609A true KR20220129609A (ko) 2022-09-23
KR102802397B1 KR102802397B1 (ko) 2025-05-08

Family

ID=77412659

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020227028750A Active KR102802397B1 (ko) 2020-02-28 2021-02-23 광산 체인용 스틸 및 그 제조방법

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20230235435A1 (ko)
EP (1) EP4089197B1 (ko)
JP (1) JP7497447B2 (ko)
KR (1) KR102802397B1 (ko)
CN (1) CN113322409B (ko)
ES (1) ES3001523T3 (ko)
MX (1) MX2022010591A (ko)
WO (1) WO2021169941A1 (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2025127428A1 (ko) * 2023-12-14 2025-06-19 주식회사 포스코 강재 및 그 제조방법

Families Citing this family (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112048665B (zh) 2020-08-17 2022-03-22 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种极地海洋工程用钢板及其制备方法
CN113789474A (zh) * 2021-09-14 2021-12-14 鞍钢股份有限公司 一种经济型非开挖钻杆用无缝钢管及其制造方法
CN113862568A (zh) * 2021-09-23 2021-12-31 天津钢管制造有限公司 煤矿勘探放水用无缝钢管及制造方法
CN113957358B (zh) * 2021-10-12 2022-11-01 北京科技大学 抗拉强度大于2200MPa高强度热成形钢基板及制备方法
CN113957341A (zh) * 2021-10-16 2022-01-21 宝鼎重工有限公司 炉水循环泵用泵壳体锻件及制作方法
CN114000034B (zh) * 2021-11-02 2022-11-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种低屈强比高强贝氏体钢轨及其生产方法
CN114032472B (zh) * 2021-11-02 2023-02-07 西京学院 一种无钴马氏体时效钢及其强韧化处理工艺
CN114592153A (zh) * 2021-11-22 2022-06-07 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良耐候性能的高强度钢材及其制造方法
CN114635081A (zh) * 2022-02-11 2022-06-17 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种高品质圆环链盘条的生产方法
CN114438420A (zh) * 2022-02-23 2022-05-06 上海茵矩材料科技有限公司 一种系泊链钢及生产工艺以及系泊链及生产工艺
CN114540716B (zh) * 2022-03-04 2022-11-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种壁厚≥600mm高强韧高寿命水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法
CN114574762B (zh) * 2022-03-04 2022-11-08 马鞍山钢铁股份有限公司 一种在高废钢比下冶炼的高强韧耐蚀水下采油树阀体用钢及其热处理方法和生产方法
CN114959443B (zh) * 2022-03-17 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 一种耐海水腐蚀高强度钢材、圆钢及其制造方法
CN116926415A (zh) * 2022-04-11 2023-10-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度可控屈强比钢材、圆钢及其制造方法
CN114774630B (zh) * 2022-04-21 2024-05-03 河南中原特钢装备制造有限公司 低成本低合金超高强钢及其制造方法
CN115233089B (zh) * 2022-05-16 2023-04-28 季华实验室 一种柔轮用特殊钢及其制备工艺
CN114875322A (zh) * 2022-05-18 2022-08-09 湖南华菱涟钢特种新材料有限公司 钢材及其制备方法
CN117144266A (zh) * 2022-05-23 2023-12-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强韧易切削中碳微合金钢及其制造方法
CN115125445B (zh) * 2022-06-28 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 一种具有良好强韧性的高强钢及其制造方法
CN114990450B (zh) * 2022-06-30 2023-08-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高耐磨弹性车轮用轮箍及其热处理工艺
CN115094204A (zh) * 2022-07-18 2022-09-23 重庆齿轮箱有限责任公司 中碳合金钢的一种热处理方法
CN115161439B (zh) * 2022-07-20 2023-11-24 国家能源集团新疆能源有限责任公司 链条制造方法以及通过该方法获得的链条
WO2024022531A1 (zh) * 2022-07-29 2024-02-01 宝山钢铁股份有限公司 一种耐腐蚀性耐磨钢板及其制造方法
CN115369319B (zh) * 2022-08-05 2023-08-29 张家口三信同达机械制造有限公司 一种可焊高强高韧耐磨材料及其热处理工艺
CN115747630B (zh) * 2022-08-30 2023-09-12 张家港海锅新能源装备股份有限公司 一种深海采油装备管道连接器用钢及其锻造方法
CN115505852B (zh) * 2022-10-26 2023-04-07 河北普阳钢铁有限公司 一种耐蚀农机用钢材及其制造方法
CN115838897A (zh) * 2022-11-18 2023-03-24 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种415hb级泥沙输送管道用马氏体耐磨耐蚀钢管及其制备方法
KR20240100531A (ko) * 2022-12-22 2024-07-02 주식회사 포스코 강판 및 그 제조방법
CN118685697A (zh) * 2023-03-21 2024-09-24 宝山钢铁股份有限公司 一种耐应力腐蚀的高强韧中碳钢及其制造方法
CN116463551A (zh) * 2023-03-29 2023-07-21 南京钢铁股份有限公司 一种耐腐蚀矿用高强度圆环链用钢及其制造方法
CN116356219A (zh) * 2023-03-30 2023-06-30 通裕重工股份有限公司 一种舵杆合金原料及合金舵杆的制备方法
CN116479342B (zh) * 2023-04-25 2025-02-11 承德建龙特殊钢有限公司 一种深海石油阀体用钢材及生产方法
CN116875916A (zh) * 2023-07-13 2023-10-13 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种冷镦钢盘条及其制备方法和应用
CN117144249A (zh) * 2023-09-06 2023-12-01 江苏联峰能源装备有限公司 一种石油阀体用钢及其制备方法
CN119710482A (zh) * 2023-09-28 2025-03-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度耐海水腐蚀链条钢和链条及其制造方法
CN117802403B (zh) * 2023-11-30 2025-04-25 鞍钢股份有限公司 具有高延性的耐海洋大气腐蚀超高强海工钢及其制造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102747303A (zh) * 2012-06-29 2012-10-24 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS526847B2 (ko) * 1972-05-19 1977-02-25
GB9526079D0 (en) 1995-12-20 1996-02-21 Parsons Chain Co Ltd Alloy steel composition and chain products fabricated in such alloy steel
SE515623C2 (sv) * 2000-02-14 2001-09-10 Ovako Steel Ab Kättingstål
CN1219104C (zh) * 2002-10-16 2005-09-14 天津航道勘察设计研究院 疏浚机具用耐磨铸造合金及其制备方法
KR100823598B1 (ko) * 2006-10-24 2008-04-21 주식회사 포스코 등방성이 우수한 고탄소강 및 그 제조방법
CN101397636B (zh) * 2007-09-25 2010-12-01 宝山钢铁股份有限公司 一种高强韧性矿用圆环链用钢及其制造方法
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5235452B2 (ja) * 2008-02-28 2013-07-10 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐食性と耐磨耗性に優れる織機部材用マルテンサイト系ステンレス鋼とその鋼帯の製造方法
CN102453841A (zh) * 2010-10-22 2012-05-16 江阴兴澄特种钢铁有限公司 海洋采油平台r4s级系泊链条用钢及其制造方法
CN102534423B (zh) * 2012-02-29 2016-01-20 宝山钢铁股份有限公司 高强度钢板及其制造方法
CN102747299A (zh) * 2012-07-23 2012-10-24 西华大学 高寒地区铁路辙叉高性能贝氏体耐磨钢及制造方法
CN103276303A (zh) 2013-06-07 2013-09-04 南京钢铁股份有限公司 一种高强度矿用链条钢及其制备方法
KR20150002956A (ko) * 2013-06-27 2015-01-08 현대제철 주식회사 라인파이프용 후강판 및 그 제조 방법
KR101546154B1 (ko) * 2013-10-30 2015-08-21 현대제철 주식회사 유정용 강관 및 그 제조 방법
CN103667953B (zh) * 2013-11-28 2016-09-28 江苏亚星锚链股份有限公司 一种低环境裂纹敏感性超高强韧性海洋系泊链钢及其制造方法
JP6439248B2 (ja) * 2013-12-18 2018-12-19 新日鐵住金株式会社 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法
CN106854738A (zh) * 2015-12-08 2017-06-16 重庆葛利兹模具技术有限公司上海分公司 一种易切削塑料模具钢及其热处理方法
CN106521316B (zh) * 2016-11-15 2018-08-07 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种紧固件用高淬透性中碳低合金圆钢及其制造方法
CN108004469B (zh) * 2017-12-08 2020-07-03 北京科技大学 一种低合金高韧性q-p-t耐磨钢板及其制备方法
JP7062973B2 (ja) * 2018-01-26 2022-05-09 日本製鉄株式会社 係留チェーン用鋼および係留チェーン
CN109136737A (zh) * 2018-06-20 2019-01-04 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度1100MPa级超高强韧钢及其制造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102747303A (zh) * 2012-06-29 2012-10-24 宝山钢铁股份有限公司 一种屈服强度1100MPa级高强度钢板及其制造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2025127428A1 (ko) * 2023-12-14 2025-06-19 주식회사 포스코 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP2023515115A (ja) 2023-04-12
MX2022010591A (es) 2022-09-07
US20230235435A1 (en) 2023-07-27
EP4089197B1 (en) 2024-11-06
JP7497447B2 (ja) 2024-06-10
CN113322409B (zh) 2022-06-28
EP4089197A1 (en) 2022-11-16
EP4089197A4 (en) 2023-07-26
KR102802397B1 (ko) 2025-05-08
CN113322409A (zh) 2021-08-31
WO2021169941A1 (zh) 2021-09-02
BR112022016824A2 (pt) 2022-10-11
ES3001523T3 (en) 2025-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102802397B1 (ko) 광산 체인용 스틸 및 그 제조방법
CA2962472C (en) High-toughness hot-rolled high-strength steel with yield strength of grade 800 mpa and preparation method thereof
CN105008570B (zh) 厚壁高韧性高张力钢板及其制造方法
WO2020238851A1 (zh) 一种钢、棒材及棒材的制造方法
CN115125445B (zh) 一种具有良好强韧性的高强钢及其制造方法
CN100453684C (zh) 冷切割性和疲劳特性优异的冷成形弹簧用钢丝及其制造方法
EP4261320A1 (en) High-strength and toughness free-cutting non-quenched and tempered round steel and manufacturing method therefor
EP3631032A1 (en) High-strength, hot rolled abrasive wear resistant steel strip
CN105200341B (zh) 一种抗拉强度大于1000MPa的经济型双相不锈钢及其制造方法
CN114134431B (zh) 一种方坯连铸连轧2000Mpa级高强高韧高淬透性弹簧钢及其制造方法
WO2024193566A1 (zh) 一种耐应力腐蚀的高强韧中碳钢及其制造方法
CN109790602B (zh) 钢
JP2018512509A (ja) 高強度特性を有するベイナイト系構造を有する部品および製造方法
CN115704074B (zh) 一种矿用链条钢、链条及其制造方法
CN117344206A (zh) 高强度钢及其制造方法
CN115478214B (zh) 一种矿用链条钢及其制造方法
KR102113076B1 (ko) 압연 선재
CN111321346B (zh) 一种具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢及其生产方法
JP7534595B2 (ja) 耐摩耗鋼の製造方法
RU2801655C1 (ru) Сталь для цепей горнодобывающего оборудования и способ её изготовления
CN113430457A (zh) 一种1300MPa级高延伸率低延迟开裂敏感性热成形钢及其生产方法
CN114959501B (zh) 一种Te微合金化高碳胀断连杆用钢及制造方法和应用
CN117535583A (zh) 一种850MPa级高延伸率调质钢板及其生产方法
KR20240101158A (ko) 냉간단조성이 우수한 비조질강 선재 및 그 제조 방법
CN118064796A (zh) 一种焊接性能优良的超高强钢及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PA0105 International application

Patent event date: 20220819

Patent event code: PA01051R01D

Comment text: International Patent Application

PA0201 Request for examination
PG1501 Laying open of application
E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 20240816

Patent event code: PE09021S01D

E701 Decision to grant or registration of patent right
PE0701 Decision of registration

Patent event code: PE07011S01D

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event date: 20250322

PG1601 Publication of registration