KR20130116202A

KR20130116202A - 극저온 인성이 우수한 후강판

Info

Publication number: KR20130116202A
Application number: KR1020130040303A
Authority: KR
Inventors: 히데노리 나코; 아키라 이바노
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-04-13
Filing date: 2013-04-12
Publication date: 2013-10-23
Also published as: CN103374681B; KR101596998B1; CN103374681A

Abstract

본 발명의 과제는, Ni 함유량이 5.0 내지 7.5％ 정도인 Ni 강에 있어서 -196℃ 이하에서의 극저온 인성(특히 C 방향의 극저온 인성)이 우수하여, -196℃에서의 취성 파면율≤10％를 실현할 수 있는, 690㎫ 초과의 고강도 후강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 후강판은, 소정의 강 중 성분을 포함하고, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트 상의 체적 분율(V)이 2.0％ 내지 12.0％를 만족시키고, 또한 강판 중에 존재하는 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도를 N으로 하였을 때, N≤200개/㎟, 또한 하기 수학식 1로 나타내어지는 A값이 11.5 이하를 만족시키는 것이다.
<수학식 1>

Description

극저온 인성이 우수한 후강판 {THICK STEEL PLATE EXCELLENT IN ULTRA LOW TEMPERATURE TOUGHNESS}

본 발명은, 극저온 인성(靭性)이 우수한 후강판에 관한 것으로, 상세하게는 Ni 함유량이 5.0 내지 7.5％ 정도로 저감되어도, -196℃ 이하의 극저온하에 있어서의 인성[특히, 판 폭 방향(C 방향)의 인성]이 양호한 후강판에 관한 것이다. 이하에서는, 상기한 극저온하에 노출되는 액화 천연 가스(LNG)용 후강판(대표적으로는, 저장 탱크, 수송선 등)을 중심으로 설명하지만, 본 발명의 후강판은 이것에 한정되는 취지는 아니며, -196℃ 이하의 극저온하에 노출되는 용도에 사용되는 후강판 전반에 적용된다.

액화 천연 가스(LNG)의 저장 탱크에 사용되는 LNG 탱크용 후강판은, 높은 강도에 더하여, -196℃의 극저온에 견딜 수 있는 높은 인성이 요구된다. 지금까지, 상기 용도에 사용되는 후강판으로서는, 9％ 정도의 Ni(9％ Ni 강)를 포함하는 후강판이 사용되어 왔지만, 최근, Ni의 비용이 상승하고 있으므로, 9％ 미만의, 적은 Ni 함유량이라도, 극저온 인성이 우수한 후강판의 개발이 진행되고 있다.

예를 들어 비특허문헌 1에는, 6％ Ni 강의 저온 인성에 미치는 α-γ 2상 공존 영역 열처리의 영향에 대해 기재되어 있다. 상세하게는, 템퍼링 처리 전에, α-γ 2상 공존 영역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)를 가함으로써, 통상의 켄칭 템퍼링 처리를 받은 9％ Ni 강과 동등 이상의, -196℃에서의 극저온 인성을 부여할 수 있는 것, 이 열처리는 또한, C 방향(판 폭 방향) 시험편의 인성을 향상시키는 것, 이들 효과는, 다량의 미세하고 또한 극저온에서의 충격 하중에 대해서도 안정된 잔류 오스테나이트의 존재에 의한 것인 것 등이 기재되어 있다. 그러나, 상기 방법에 따르면, 압연 방향(L 방향)의 극저온 인성은 우수하지만, 판 폭 방향(C 방향)의 극저온 인성은 L 방향에 비해 떨어지는 경향에 있다. 또한, 취성 파면율의 기재는 없다.

상기 비특허문헌 1과 마찬가지의 기술이, 특허문헌 1 및 특허문헌 2에 기재되어 있다. 이들 중, 특허문헌 1에는, Ni를 4.0 내지 10％ 함유하고, 오스테나이트 입도 등이 소정 범위로 제어된 강을 열간 압연한 후, A_c1∼A_c3 사이로 가열하고, 이어서 냉각하는 처리(상기 비특허문헌 1에 기재된 L 처리에 상당)를 1회 또는 2회 이상 반복한 후, A_c1 변태점 이하의 온도로 템퍼링하는 방법이 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 2에는, Ni를 4.0 내지 10％ 함유하고, 열간 압연 전의 AlN의 크기를 1㎛ 이하로 한 강에 대해, 상기 특허문헌 1과 마찬가지의 열처리(L 처리→템퍼링 처리)를 행하는 방법이 기재되어 있다. 이들 방법에 기재된 -196℃에서의 충격값(vE_-196)은 필시 L 방향의 것이라 추측되고, C 방향의 상기 인성값은 불분명하다. 또한, 이들 방법에서는 강도에 대해 고려되어 있지 않고, 취성 파면율의 기재는 없다.

또한, 비특허문헌 2에는, 상기한 L 처리(2상 영역 켄칭 처리)와 TMCP를 조합한 LNG 탱크용 6％ Ni 강의 개발에 대해 기재되어 있다. 이 문헌에 따르면, 압연 방향(L 방향)의 인성이 높은 값을 나타내는 것은 기재되어 있지만, 판 폭 방향(C 방향)의 인성값은 기재되어 있지 않다.

특허문헌 3에는, 0.3 내지 10％의 Ni와, 소정량의 Mg를 포함하고, 소정 입경의 Mg 함유 산화물 입자가 적절하게 분산된, 570㎫급 이상의 용접부 인성이 우수한 고인성 고장력 강이 기재되어 있다. 상기 특허문헌 3에는, Mg 함유 산화물의 제어에 의해 가열 오스테나이트 입경이 미세화되어, 모재 및 용접 열영향부(HAZ)의 인성이 향상되는 것, 그러기 위해서는, 탈산 원소 첨가 전의 O(산소)량과, Mg와 다른 탈산 원소의 첨가 순서가 중요하고, 용존 산소량이 0.001 내지 0.02％인 용강에 Mg, Ti, Al을 동시에 첨가한 후, 주조하여 강편으로 하거나, 또는 Mg, Ti, Al의 첨가시에, Al을 마지막에 첨가한 후, 주조하여 강편으로 하는 것이 기재되어 있다. 상기 특허문헌 3의 실시예에는, C 방향의 인성값(파면 천이 온도 vTrs)가 기재되어 있고, 9％ Ni 강의 상기 특성은 양호하지만(파면 천이 온도 vTrs≤-196℃), 5％ 근방의 Ni 강의 상기 특성은 -140℃로, 가일층의 개선이 요구되고 있다.

일본 특허 출원 공개 소49-135813호 공보 일본 특허 출원 공개 소51-13308호 공보 일본 특허 출원 공개 제2001-123245호 공보

야노(失野) 외, 「6％ Ni 강의 저온 인성에 미치는 α-γ 2상 공존 영역 열처리의 영향」, 철과 강, 제59년(1973) 제6호, p752∼763 후루야(古谷) 외, 「LNG 탱크용 6％ Ni 강의 개발」, CAMP-ISIJ, Vol.23(2010), p1322

상술한 바와 같이, 지금까지, Ni 함유량이 5.0 내지 7.5％ 정도인 Ni 강에 있어서 -196℃에서의 극저온 인성이 우수한 기술은 제안되어 있지만, C 방향에서의 극저온 인성은 충분히 검토되고 있지 않다. 특히, 모재 강도가 높은(상세하게는, 인장 강도 TS＞690㎫, 항복 강도 YS＞590㎫) 고강도하에서의 극저온 인성의 가일층의 향상(C 방향에서의 극저온 인성 향상)이 강하게 요구되고 있다.

또한, 상술한 문헌에는, 취성 파면율에 대해 검토된 것은 없다. 취성 파면율은, 샤르피 충격 시험에 있어서 하중이 가해졌을 때에 발생하는 취성 파괴의 비율을 나타낸 것이다. 취성 파괴가 발생한 부위에서는, 파괴에 이르기까지 강재에 흡수되는 에너지가 현저하게 작아져, 용이하게 파괴가 진행되게 되므로, 특히, 극저온에서의 파괴를 억제하기 위해서는, 범용의 샤르피 충격 시험에 있어서 출현하는 취성 파면율을 저레벨로 억제하는(10％ 이하) 것이 극히 중요한 요건으로 되어 있다. 그러나, 강도가 높을수록 취성 파괴가 발생하기 쉬워지므로, 상기한 바와 같이 높은 모재 강도하에 있어서, 취성 파면율≤10％를 실현하는 것은, 일반적으로는 곤란하다. 그로 인해, 모재 강도가 높은 고강도 후강판에 있어서, 이들 양쪽을 구비시킨 기술은 아직 제안되어 있지 않다.

본 발명은 상기 사정에 비추어 이루어진 것이며, 그 목적은, Ni 함유량이 5.0 내지 7.5％ 정도인 Ni 강에 있어서 -196℃에서의 극저온 인성(특히, C 방향의 극저온 인성)이 우수하여, 취성 파면율≤10％를 실현할 수 있는 고강도 후강판을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 관한 극저온 인성이 우수한 후강판은, 질량％로, C:0.02 내지 0.10％, Si:0.40％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn:0.50 내지 2.0％, P:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음), S:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음), Al:0.005 내지 0.050％, Ni:5.0 내지 7.5％, N:0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물인 후강판이며, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트 상의 체적 분율(V)이 2.0％ 내지 12.0％를 만족시키고, 또한 강판 중에 존재하는 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도를 N으로 하였을 때, N≤200개/㎟, 또한 하기 수학식 1로 나타내어지는 A값이 11.5 이하를 만족시키는 것에 요지를 갖는 것이다.

<수학식 1>

본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 강판은, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트 상이 체적 분율로 4.0％ 내지 12.0％를 만족시키는 것이다.

본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 강판은, Cu:1.00％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 더 함유한다.

본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 강판은, Cr:1.20％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Mo:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유한다.

본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 강판은, Ti:0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음), Nb:0.100％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 V:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유한다.

본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 강판은, B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 더 함유한다.

본 발명의 바람직한 실시 형태에 있어서, 상기 강판은, Ca:0.0030％ 이하(0％를 포함하지 않음), REM:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Zr:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종을 더 함유한다.

본 발명에 따르면, Ni 함유량이 5.0 내지 7.5％ 정도로 저감된 저Ni 강에 있어서, 모재 강도가 높아도(상세하게는, 인장 강도 TS＞690㎫, 항복 강도 YS＞590㎫), -196℃ 이하에서의 극저온 인성(특히, C 방향의 극저온 인성)이 우수하고, 구체적으로는, C 방향의 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, -196℃에서의 취성 파면율≤10％(바람직하게는, -233℃에서의 취성 파면율≤50％)를 만족시키는 고강도 후강판을 제공할 수 있었다.

본 발명자들은, Ni 함유량이 7.5％ 이하로 저감되고, 인장 강도 TS＞690㎫, 항복 강도 YS＞590㎫를 만족시키는 고강도 후강판에 있어서, C 방향의 샤르피 충격값에 있어서, -196℃에서의 취성 파면율≤10％를 만족시키는 극저온 인성 향상 기술을 제공하기 위해, 검토를 행하였다. 그 결과, (가) -196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 상의 체적 분율(V)을 2.0 내지 12.0％로 제어하는[바람직하게는, 4.0％ 내지 12.0％(체적 분율)로 제어하는] 동시에, (나) 취성 파괴의 진전을 조장하는 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물(이하, 단순히 개재물이라고 칭하는 경우가 있음)에 대해, 상기 개재물의 개수 밀도(N)를 200개/㎟ 이하로 저감하고, 또한 하기 수학식 1로 나타내어지는 A값을 11.5 이하로 제어하면, 소기의 목적이 달성되는 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다.

<수학식 1>

특히, 전술한 종래 기술의 관계에서 특필해야 할 특징 부분은, 후자인 (나)에 있다. 이하, 본 발명에 도달한 경위에 대해 설명한다.

본 발명자들은, Ni 함유량이 7.5％ 이하인 Ni 강에 있어서, -196℃의 극저온 인성이 우수한 후강판을 제공하기 위해, 검토를 거듭해 왔다. 구체적으로는, 본 발명에서는, C 방향에 있어서의 취성 파면율≤10％, 인장 강도 TS＞690㎫, 항복 강도 YS＞590㎫의 모든 특성을 만족시키는 극저온 인성이 우수한 고강도 후강판을 제공한다는 관점에서, 우선, 종래 기술에 기재된 문헌에 교시되어 있는 방법을 검토하였다.

상기 문헌에는, 5％ Ni 강의 극저온 인성 향상에는, -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 안정화시키는 것이 중요한 것이 교시되어 있다. 또한, 제조 방법을 종합적으로 감안하면, 용강 단계에 있어서, 탈산 원소 첨가 전의 용존 산소량을 제어하고, 이 용강 중에, Al을 마지막에 첨가하도록 하여 주조하는 동시에, α-γ 2상 공존 영역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리) 후, A_c1 변태점 이하의 온도로 템퍼링 처리하는 방법을 권장하고 있고, 이에 의해 극저온 인성이 향상되는 것이 교시되어 있다. 그러나, 본 발명자들의 검토 결과에 따르면, 상기 방법에 의해, L 방향의 극저온 인성은 향상되지만, C 방향의 극저온 인성은 충분하지 않아, 본 발명에서 언급하는 상기한 목표 레벨(C 방향에 있어서의 취성 파면율≤10％)을 실현할 수 없는 것이 판명되었다.

따라서 더욱 검토를 거듭한 결과, 원하는 극저온 인성이 우수한 후강판을 얻기 위해서는, 상술한 기술을 기본적으로 답습하면서도, 후강판 및 그 제조 방법에 있어서, 가일층의 요건을 부가하는 것이 불가결한 것을 밝혀냈다. 상세하게는, (i) 후강판에 있어서, -196℃에서의 잔류 γ상의 체적 분율 V를, V=2.0 내지 12.0％의 범위에서 존재하게 하는 것에 더하여, 취성 파괴의 진전을 조장하는 것이 판명된 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물에 착안하여, 상기 개재물의 개수 밀도 N을, N≤200개/㎟로 저감하는 동시에, 상기 개재물의 개수 밀도 N(개/㎟)과, -196℃에 있어서 존재하는 상기 잔류 γ상의 체적 분율 V(％)의 관계식인 수학식 1로 나타내어지는 A값을, A값≤11.5로 저감하는 것이 유효한 것, (ii) 이러한 후강판을 제조하기 위해서는, 용강 단계에 있어서의, Al 첨가 전의 용존 산소량(프리 O량)의 제어와, 열간 압연 공정에 있어서의 슬래브 가열 온도(T2)의 제어와, 열간 압연 후에 있어서의, A_c1∼A_c3 사이에서의 열처리(L 처리)→소정 온도 영역에서의 템퍼링 처리에 더하여, 용강 단계의 가일층의 제어가 유효하고, 주조시의 1450 내지 1500℃에서의 냉각 시간(t2)을 300초 이하로 제어하는 것이 유효한 것을 밝혀냈다.

또한 (다) 상기 (가)에 있어서, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 γ상을 4.0％ 내지 12.0％(체적 분율)로 제어함으로써, 보다 저온인 -233℃에 있어서도, 취성 파면율을 50％ 이하의 양호한 수준으로 유지할 수 있는 것, (라) 이러한 후강판을 제조하기 위해서는, 열간 압연 후에 있어서의, A_c1∼A_c3 사이에서의 열처리(L 처리)에 있어서 소정 시간의 유지가 유효한 것을 발견하여, 본 발명을 완성하였다.

본 명세서에 있어서 「극저온 인성이 우수하다」라 함은, 후기하는 실시예의 란에 기재된 방법에 의해 C 방향(판 폭 방향)의 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서의 취성 파면율을 측정하였을 때, -196℃에서의 취성 파면율≤10％를 만족시키는 것이다. 후기하는 실시예에서는, L 방향(압연 방향)에 있어서의 취성 파면율은 측정하고 있지 않지만, 이것은 C 방향에서의 취성 파면율이 10％ 이하이면 L 방향에서의 취성 파면율도, 필연적으로 10％ 이하로 된다고 하는 경험칙에 기초하는 것이다.

본 명세서에 있어서 「후강판」이라 함은, 강판의 두께가 대체로 6 내지 50㎜인 것을 의미한다.

또한 본 발명에서는, 인장 강도 TS＞690㎫, 항복 강도 YS＞590㎫를 만족시키는 고강도 후강판을 대상으로 한다.

이하, 본 발명의 후강판에 대해 상세하게 설명한다.

상술한 바와 같이 본 발명의 후강판은, 질량％로, C:0.02 내지 0.10％, Si:0.40％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mn:0.50 내지 2.0％, P:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음), S:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음), Al:0.005 내지 0.050％, Ni:5.0 내지 7.5％, N:0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물인 후강판이며, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트 상의 체적 분율(V)이 2.0％ 내지 12.0％를 만족시키고, 또한 강판 중에 존재하는 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도를 N으로 하였을 때, N≤200개/㎟, 또한 하기 수학식 1로 나타내어지는 A값이 11.5 이하를 만족시키는 것에 특징이 있다.

<수학식 1>

우선, 강 중 성분에 대해 설명한다.

C:0.02 내지 0.10％

C는, 강도 및 잔류 오스테나이트의 확보에 필수적인 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, C량의 하한을 0.02％ 이상으로 한다. C량의 바람직한 하한은 0.03％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.04％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과대한 상승에 의해 극저온 인성이 저하되므로, 그 상한을 0.10％로 한다. C량의 바람직한 상한은 0.08％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.06％ 이하이다.

Si:0.40％ 이하(0％를 포함하지 않음)

Si는, 탈산재로서 유용한 원소이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 경질인 섬 형상 마르텐사이트 상의 생성이 촉진되어 극저온 인성이 저하되므로, 그 상한을 0.40％ 이하로 한다. Si량의 바람직한 상한은 0.35％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.20％ 이하이다.

Mn:0.50 내지 2.0％

Mn은 오스테나이트(γ) 안정화 원소로, 잔류 γ량의 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Mn량의 하한을 0.50％로 한다. Mn량의 바람직한 하한은 0.6％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.7％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 템퍼링 취화를 초래하여, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되므로, 그 상한을 2.0％ 이하로 한다. Mn량의 바람직한 상한은 1.5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.3％ 이하이다.

P:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음)

P는, 입계 파괴의 원인이 되는 불순물 원소로, 원하는 극저온 인성 확보를 위해, 그 상한을 0.007％ 이하로 한다. P량의 바람직한 상한은 0.005％ 이하이다. P량은 적으면 적을수록 좋지만, 공업적으로 P량을 0％로 하는 것은 곤란하다.

S:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음)

S도, 상기 P와 마찬가지로, 입계 파괴의 원인이 되는 불순물 원소로, 원하는 극저온 인성 확보를 위해, 그 상한을 0.007％ 이하로 한다. 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, S량이 많아지면, 취성 파면율은 증가하여, 원하는 극저온 인성(-196℃에서의 취성 파면율≤10％)을 실현할 수 없다. S량의 바람직한 상한은 0.005％ 이하이다. S량은 적으면 적을수록 좋지만, 공업적으로 S량을 0％로 하는 것은 곤란하다.

Al:0.005 내지 0.050％

Al은 탈산 원소이다. Al의 함유량이 부족하면, 강 중의 산소 농도가 상승하여, 원상당 직경이 1.0㎛ 초과인 개재물의 개수 밀도가 증가하므로, 그 하한을 0.005％ 이상으로 한다. Al량의 바람직한 하한은 0.010％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.015％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 개재물의 응집이나 합체가 촉진되어, 역시 개재물 사이즈의 증대를 초래하므로, 그 상한을 0.050％ 이하로 한다. Al량의 바람직한 상한은 0.045％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.04％ 이하이다.

Ni:5.0 내지 7.5％

Ni는, 극저온 인성의 향상에 유용한 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 확보하는 데 필수적인 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Ni량의 하한을 5.0％ 이상으로 한다. Ni량의 바람직한 하한은 5.2％ 이상이고, 보다 바람직하게는 5.4％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 원료의 비용 상승을 초래하므로, 그 상한을 7.5％ 이하로 한다. Ni량의 바람직한 상한은 7.0％ 이하이고, 보다 바람직하게는 6.5％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 6.0％ 이하이다.

N:0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)

N은, 변형 시효에 의해 극저온 인성을 저하시키므로, 그 상한을 0.010％ 이하로 한다. N량의 바람직한 상한은 0.006％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.004％ 이하이다.

본 발명의 후강판은 상기 성분을 기본 성분으로서 포함하고, 잔량부:철 및 불가피적 불순물이다.

본 발명에서는, 가일층의 특성의 부여를 목적으로 하여, 이하의 선택 성분을 함유할 수 있다.

Cu:1.00％ 이하(0％를 포함하지 않음)

Cu는, γ 안정화 원소로, 잔류 γ량의 증가에 기여하는 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu를 0.05％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 향상을 초래하여, 원하는 극저온 인성 효과가 얻어지지 않으므로, 그 상한을 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu량의 보다 바람직한 상한은 0.8％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.7％ 이하이다.

Cr:1.20％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Mo:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

Cr 및 Mo는, 모두 강도 향상 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종류를 병용해도 된다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cr량을 0.05％ 이상, Mo량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 향상을 초래하여, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되므로, Cr량의 바람직한 상한을 1.20％ 이하(보다 바람직하게는 1.1％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.9％ 이하, 한층 더 바람직하게는 0.5％ 이하), Mo량의 바람직한 상한을 1.0％ 이하(보다 바람직하게는 0.8％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.6％ 이하)로 한다.

Ti:0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음), Nb:0.100％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 V:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

Ti, Nb 및 V는, 모두 탄질화물로서 석출되어, 강도를 상승시키는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 병용해도 된다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ti량을 0.005％ 이상, Nb량을 0.005％ 이상, V량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 향상을 초래하여, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되므로, Ti량의 바람직한 상한을 0.025％ 이하(보다 바람직하게는 0.018％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.015％ 이하), Nb량의 바람직한 상한을 0.100％ 이하(보다 바람직하게는 0.05％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이하), V량의 바람직한 상한을 0.50％ 이하(보다 바람직하게는 0.3％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2％ 이하)로 한다.

B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음)

B는, 켄칭성 향상에 의해 강도 향상에 기여하는 원소이다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, B량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 향상을 초래하여, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되므로, B량의 바람직한 상한을 0.0050％ 이하(보다 바람직하게는 0.0030％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0020％ 이하)로 한다.

Ca:0.0030％ 이하(0％를 포함하지 않음), REM(희토류 원소):0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Zr:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종

Ca, REM 및 Zr은, 모두 탈산 원소로, 첨가에 의해, 강 중의 산소 농도가 저하되어, 원상당 직경이 1.0㎛를 초과하는 개재물의 개수 밀도가 감소한다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 병용해도 된다. 상기 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ca량을 0.0005％ 이상, REM량(이하에 기재하는 REM을, 단독으로 함유할 때에는 단독 함유량이고, 2종 이상을 함유할 때에는 그들의 합계량임. 이하, REM량에 대해 동일함)을 0.0005％ 이상, Zr량을 0.0005％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 오히려 상기 개재물의 개수 밀도가 증가하여, 극저온 인성이 저하되므로, Ca량의 바람직한 상한을 0.0030％ 이하(보다 바람직하게는 0.0025％ 이하), REM량의 바람직한 상한을 0.0050％ 이하(보다 바람직하게는 0.0040％ 이하), Zr량의 바람직한 상한을 0.005％ 이하(보다 바람직하게는 0.0040％ 이하)로 한다.

본 명세서에 있어서, REM(희토류 원소)이라 함은, 란타노이드 원소(주기표에 있어서, 원자 번호 57의 La로부터 원자 번호 71의 Lu까지의 15원소)에, Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)를 추가한 원소군이며, 이들을 단독으로, 또는 2종 이상을 병용할 수 있다. 바람직한 희토류 원소는 Ce, La이다. REM의 첨가 형태는 특별히 한정되지 않고, Ce 및 La를 주로 포함하는 미슈메탈(예를 들어, Ce:약 70％ 정도, La:약 20 내지 30％ 정도)의 형태로 첨가해도 되고, 혹은 Ce, La 등의 단체로 첨가해도 된다.

이상, 본 발명의 강 중 성분에 대해 설명하였다.

또한 본 발명의 후강판은, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 γ상의 체적 분율 V가, 2.0％ 내지 12.0％(바람직하게는 4.0 내지 12.0％)를 만족시키는 것이다.

-196℃에 있어서 존재하는 잔류 γ는, 극저온 인성의 향상에 기여하는 것이 알려져 있다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, -196℃에서 존재하는 모든 조직에 차지하는 잔류 γ상의 체적 분율 V를 2.0％ 이상으로 한다. 단, 잔류 γ는, 매트릭스 상에 비해 비교적 연질이며, 잔류 γ량이 과잉으로 되면, YS가 소정의 값을 확보할 수 없게 되므로, 그 상한을 12.0％로 한다(후기하는 표 2B의 No.43을 참조). 잔류 γ상의 체적 분율 V에 대해, 바람직한 하한은 4.0％ 이상, 보다 바람직한 하한은 6.0％ 이상이고, 바람직한 상한은 11.5％ 이하, 보다 바람직한 상한은 11.0％ 이하이다.

또한, -196℃에서 존재하는 모든 조직에 차지하는 잔류 γ의 체적 분율을 4.0％ 이상으로 제어함으로써, 상술한 -196℃보다 더욱 저온인 -233℃에 있어서도, 취성 파면율을 50％ 이하의 양호한 수준으로 유지할 수 있다. 이러한 효과를 더욱 발휘시키고자 하는 경우의 보다 바람직한 하한은 6.0％ 이상이고, 바람직한 상한은 상기한 바와 동일하다.

또한, 본 발명의 후강판에서는, -196℃에서 존재하는 조직 중, 잔류 γ상의 체적 분율 V의 제어가 중요하며, 잔류 γ 이외의 다른 조직에 대해서는, 전혀 한정되는 것이 아니고, 후강판에 통상 존재하는 것이면 된다. 잔류 γ 이외의 조직으로서는, 예를 들어 베이나이트, 마르텐사이트, 시멘타이트 등의 탄화물 등을 들 수 있다.

또한 본 발명의 후강판은, 강판 중에 존재하는 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물에 대해, 상기 개재물의 개수 밀도 N이, N≤200개/㎟를 만족시키고, 또한 하기 수학식 1로 나타내어지는 A값이 11.5 이하를 만족시키는 것이다.

<수학식 1>

여기서 「원상당 직경」이라 함은, 상기 개재물의 크기에 착안하여, 그 면적이 동등해지도록 상정한 원의 직경을 구한 것이다.

여기서, 본 발명에 있어서 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물에 착안한 것은, 상기 개재물이, 취성 파괴의 진전을 조장하는 것이 판명되었기 때문이다. 즉, 소정의 고강도를 확보하면서, 극저온에서의 취성 파면율을 개선하기 위해서는, 취성 파괴를 조장하는 개재물을 저감할 필요가 있지만, 본 발명자들의 검토 결과에 따르면, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 많아지면, 가령 -196℃에서의 잔류 γ상의 체적 분율 V를 상기 범위로 제어하였다고 해도, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없는 것을 알 수 있었다(후기하는 표 2B의 No.33, 35, 36, 47∼50을 참조). 상기 개재물의 개수 밀도 N은 적을수록 좋고, 바람직하게는 150개/㎟ 이하이고, 보다 바람직하게는 120개/㎟ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 평균 사이즈(평균 원상당 직경)는, 대체로 2.0㎛ 이하이다.

상기 개재물은, 후기하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다. 여기서, 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물에 있어서의 「개재물」의 종류는, 본 발명에서는 특별히 한정되지 않는다. 취성 파괴의 발생은, 개재물의 종류가 아니라, 개재물의 사이즈(원상당 직경)가 가장 크게 영향을 미치기 때문이다. 상기 개재물의 종류로서는, 예를 들어 산화물, 황화물, 질화물, 산질화물 등의 단독 입자 외에, 이들 단독 입자물이 2종 이상 복합된 복합물, 혹은 이들 단독 입자와 다른 원소가 결합된 복합 입자 등을 들 수 있다.

또한, 개재물 제어라고 하는 관점에서만 보면, 전술한 특허문헌 3에도, 유사한 기술이 개시되어 있지만, 본 발명과는, 개재물 제어의 방향이 크게 다르다. 즉, 상기 특허문헌 3에서는, 특히 Mg에 착안하여, 사이즈가 2㎛ 이하인 미세한 Mg 함유 산화물 입자를 다수 분산시킴으로써 고온에서의 오스테나이트립의 조대화를 억제하고, 인성을 개선하는 것인 것에 반해, 본 발명에서는, 그 종류를 막론하고, 취성 파괴 또는 연성 파괴의 기점으로 되어 인성을 저하시키는 개재물을 저감시키는 것으로, 양자는 개재물의 제어 방법이 완전히 다르다. 또한, 후기하는 본 발명의 바람직한 제조 방법에 따르면, 원상당 직경 2.0㎛ 이하의 미세한 개재물은, 대체로 100 내지 1000개/㎟ 정도 존재하게 된다. 또한, 상기 원상당 직경 2.0㎛ 이하의 미세한 개재물 중, Mg 함유 산화물에 한정하여 말하면, 본 발명에서는 거의 존재하지 않는다.

또한 본 발명에서는, 상기 개재물의 개수 밀도 N의 절대값을 제어할 뿐만 아니라, 상기 수학식 1로 나타내어지는 A값이, A값≤11.5를 만족시키는 것이 필요하다.

여기서, A값은 상기 수학식 1에 나타내는 바와 같이, 상기 개재물의 개수 밀도 N과, -196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 상의 체적 분율 V의 관계에서 산출되는 것이지만, 이 A값은, 취성 파면율을 10％ 이하로 억제하기 위해서는, 취성 파괴를 조장하는 개재물을 저감하고, 연성 파괴의 촉진에 유효한 잔류 γ를 확보한 후, 양자의 형태를 적절하게 제어할 필요가 있는 것에 비추어, 극저온 영역에 있어서의 취성 파면율에 미치는 양자의 기여율을, 수많은 기초 실험에 기초하여 실험적으로 구하여, 도출한 것이다. 또한, 상기 수학식 1 중에 π를 포함하는 것은, 샤르피 시험에 있어서의 파괴 균열의 진전면에 경질인 개재물이 다량으로 존재할수록, 취성 파괴가 조장되게 된다고 생각되므로, 취성 파괴에 대한 영향 파라미터로서, 개재물의 면적 비율(π×반경²)이 중요해진다는 가설에 기초하여, 실험식을 도출하였기 때문이다. 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, 잔류 γ 상의 체적 분율 V 및 상기 개재물의 개수 밀도 N에 더하여, 상기 A값을 11.5 이하로 제어함으로써, 비로소 소정의 고강도 후강판에 있어서의 -196℃에서의 극저온 인성, 특히 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서의 취성 파면율이, 원하는 높은 레벨을 달성할 수 있게 된다. 이에 대해, 상기 A값이 11.5를 초과하면, 취성 파면율≤10％를 확보할 수 없었다. 상기 A값은 작을수록 좋고, 바람직하게는 11.0 이하이고, 보다 바람직하게는 10.0 이하이다. 또한, A값의 하한은, 상기 관점에서는 특별히 한정되지 않지만, 잔류 γ 상의 체적 분율 V나 상기 개재물의 개수 밀도 N의 실현 가능한 범위와의 밸런스 등을 고려하면, 대체로 2.5 이상인 것이 바람직하다.

다음에, 본 발명의 후강판을 제조하는 방법에 대해 설명한다.

본 발명에 관한 제조 방법의 특징 부분은, 하기 (A)∼(C)에 있다.

(A) 용강 단계에 있어서, Al 첨가 전의 프리 산소량[O]을 100ppm 이하, 주조시의 1450∼1500℃에서의 냉각 시간(t2)을 300초 이하로 제어한다. 상기 (A)의 방법에 의해, 특히 상술한 개재물의 개수 밀도 N을 소정 범위로 저감할 수 있다.

(B) 열간 압연 공정에 있어서, 압연 전의 가열 온도(T2)를 1120℃ 이상으로 제어한다. 상기 (B)의 방법에 의해, 특히 상술한 개재물의 개수 밀도 N이 200개/㎟ 이하로 저감된다.

(C) 열간 압연 후에 있어서, A_c1∼A_c3점의 온도 범위에서 가열, 유지한 후, 수냉하고, 계속해서 520℃∼A_c1점의 온도 범위에서 10∼60분간 템퍼링 처리한 후, 공랭 또는 수냉한다. 상기 (C)의 방법에 의해, 특히 -196℃에서 존재하는 잔류 γ상의 체적 분율이 적절하게 제어된다.

또한, 본 발명에서 규정하는 A값은, 상술한 개재물의 개수 밀도와 잔류 γ의 체적 분율의 양쪽에 관계되는 파라미터로 인해, 상기 (A)∼(C)를 적절하게 제어함으로써, 상기 A값을 소정 범위로 제어할 수 있다.

전술한 종래 기술의 관계로 말하면, 상기 (A)의 방법 중, t2를 특히 제어한 것에 최대의 특징이 있다.

이하, 각 공정에 대해 상세하게 서술한다.

(용제 공정에 대해)

본 발명에서는, Al의 첨가 방법에 특별히 유의하고 있다고 하는 것도, 본 발명에 있어서 제어해야 할 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물은, 주로, 용탕 중에 생성된 Al계 개재물을 기점으로, 산화물이나 황화물 등의 2차 개재물이 냉각시에 복합적으로 생성된 것이지만, 상기 Al계 개재물은 응집ㆍ합체에 의해 조대화되기 쉬워, 상기 개재물의 개수 밀도가 증가하기 때문이다.

우선, 용강 중에 탈산재인 Al을 첨가하는 것에 있어서, Al 첨가 전의 프리 산소량(용존 산소량, [O]량이라 약기하는 경우가 있음)을 100ppm 이하로 제어한다. [O]량이 100ppm을 초과하면, Al 첨가시에 생성되는 개재물 사이즈가 커져, 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없기 때문이다(후기하는 표 2B의 No.33을 참조). [O]량은 적을수록 좋고, 바람직하게는 80ppm 이하이고, 보다 바람직하게는 50ppm 이하이다. 또한, [O]량의 하한은, 상기 개재물의 개수 밀도를 저감한다는 관점에서 보면 특별히 한정되지 않는다.

상기한 바와 같이 [O]량을 제어하는 방법으로서는, 예를 들어 용강 중에 Mn, Si의 탈산 원소를 첨가하여 탈산하는 방법을 들 수 있다. 상기 원소 외에, Ti, Ca, REM, Zr 등의 탈산재를 선택 성분으로서 첨가하는 경우는, 이들 첨가에 의해서도 [O]량을 제어할 수 있다.

Al계 개재물을 제어하기 위해서는, Al 첨가 전의 [O]량을 제어하는 것이 중요하며, Al과, 다른 탈산 원소의 첨가 순서는 상관없다. 그러나, [O]량이 높은 상태에서 Al을 첨가하면, 산화 반응에 의해 용강의 온도가 상승하여, 조업상 위험해지므로, Al에 앞서 Si, Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Ti 등의 상기 선택 성분은, Al의 첨가 후에 용강 중에 첨가하는 것이 바람직하다.

이어서, 주조를 개시한다. 주조시의 온도 범위는, 대체로 1650℃ 이하이지만, 본 발명에서는 특히 1450∼1500℃의 온도 범위에 있어서의 냉각 시간(t2)을 300초 이하로 제어하는 것이 중요하고, 이에 의해 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 적절하게 제어되는 것이 판명되었다. t2가 300초를 초과하면, 개재물을 핵으로 하여 2차 개재물의 복합적 생성이 조장되어, 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 증가하거나, A값이 증대되거나 하여, 원하는 극저온 인성이 발휘되지 않는다(후기하는 표 2B의 No.34, 35를 참조). 상기 관점에서 보면, t2는 짧을수록 좋으며, 바람직하게는 290초 이하이고, 보다 바람직하게는 280초 이하이다. t2의 하한은, 상기 관점에서는 특별히 한정되지 않는다.

또한, 본 발명에 있어서, 주조시의 온도 범위 중, 특히 1450∼1500℃의 온도 범위에 착안한 것은, 당해 온도 범위가, 주조시의 응고가 진행되어, 용강에의 성분 농화가 진행됨으로써, 개재물의 성장이 촉진되는 온도 영역이기 때문이다.

또한, 상기 1450∼1500℃의 온도 범위는, 슬래브 두께의 중심부의 온도를 의미한다. 슬래브 두께는 대체로 150∼250㎜이고, 표면 온도는 중심부의 온도에 비해, 약 200∼1000℃ 정도 낮아지는 경향에 있다. 표면 온도는, 온도차의 편차가 크기 때문에, 편차가 작은 중심부(두께 t×1/2의 근방)에 있어서의 온도를 대상으로 한다. 슬래브 두께의 중심부의 온도는, 열전대를 주형에 삽입함으로써 측정할 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 1450∼1500℃의 온도 범위에서의 냉각 시간(t2)을 300초 이하로 제어하기만 하면 되고, 그 수단을 한정하는 것은 아니다. 예를 들어, 상기 온도 범위에서의 냉각 시간이 300초 이하로 되도록, 당해 온도 범위를 등속으로, 약 0.17℃/초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각해도 되고, 혹은 상기 온도 범위의 냉각 시간이 300초 이하로 되도록, 다른 냉각 속도로 냉각해도 된다.

또한, 본 발명에서는, 상기 온도 범위 이외의, 주조시의 온도 범위에 대한 냉각 방법은 전혀 한정되지 않으며, 통상의 방법(공랭 또는 수냉)을 채용할 수 있다.

상기한 바와 같이 하여 주조를 행한 후, 열간 압연하여, 열처리에 제공한다.

열간 압연 공정에서는, 열간 압연 전의 가열 온도(T2)를 1120℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 복합적으로 생성된 상기 2차 개재물 중, 비교적 불안정한 황화물이 소멸되어, 개재물 사이즈가 작아지므로, 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도가 감소하게 된다. 특히, 본 발명에서는 강 중 S량이 적으므로(즉, 황화물 생성량에 기여하는 S량이 적으므로), 황화물 생성량에 미치는 열간 압연 전 가열 온도의 영향이 한층 커지는 것을 고려하면, 당해 압연 전 가열 온도 T2를 엄격하게 관리할 필요가 있어, 일반적인 온도 범위(약 1100℃ 근방)보다도 높게 제어할 필요가 있다. T2가 1120℃ 미만에서는, 제어해야 할 개재물의 개수 밀도가 증가하여, 원하는 극저온 인성이 발휘되지 않는다(후기하는 표 2B의 No.36을 참조). 상기 관점에서 보면, T2는 높을수록 좋고, 바람직하게는 1140℃ 이상이고, 보다 바람직하게는 1160℃ 이상이다. 단, T2가 지나치게 높아지면, 제조 비용이 증가하므로, 그 상한을, 대체로 1180℃ 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

또한, 열간 압연 전 가열 온도 T2에 있어서의 가열 시간은, 대체로 1∼4시간의 범위 내로 하는 것이 바람직하다.

상기 이외의 공정(마무리 압연, 압하량 등)은 특별히 한정되지 않고, 소정의 판 두께가 얻어지도록 통상 사용되는 방법을 채용할 수 있다.

열간 압연 후, A_c1∼A_c3점의 온도 범위(TL)로 가열하여, 유지한 후, 수냉한다. 이 처리는, 전술한 종래 기술에 기재된 L 처리에 상당하고, 이에 의해 -196℃에서 안정적으로 존재하는 잔류 γ를 소정량의 범위에서 확보할 수 있다.

상세하게는, A_c1∼A_c3점의 2상 영역[페라이트(α)-γ] 온도(TL)로 가열한다. 이 온도 영역으로 가열함으로써, 생성된 γ상에 Ni 등의 합금 원소가 농축되어, 실온에서 준 안정적으로 존재하는 준 안정 잔류 γ상이 얻어진다. A_c1점 미만, 또는 A_c3점 초과에서는, 결과적으로 -196℃에 있어서의 잔류 γ상을 충분히 확보할 수 없다(후기하는 표 2B의 No.37, 38을 참조). 바람직한 가열 온도는, 대체로 660∼710℃이다.

상기 2상 영역 온도에서의 가열 시간(유지 시간, tL)은, 대체로 10∼50분으로 하는 것이 바람직하다. 10분 미만에서는, γ상에의 합금 원소 농축이 충분히 진행되지 않고, 한편 50분 초과에서는 α상이 어닐링되어, 강도가 저하된다. 바람직한 가열 시간은, 대체로 15∼30분이다. 바람직한 가열 시간의 상한은 30분이다.

또한 상기 가열 시간을 15분 이상으로 함으로써, -196℃에 있어서의 잔류 γ상의 체적 분율이 4.0％ 이상 확보되게 되고, 이에 의해 -233℃에서의 취성 파면율이 50％ 이하로, 가일층의 극저온하에 있어서도 양호한 인성이 확보되게 된다. 이러한 효과를 유효하게 발휘시키고자 하는 경우의, 보다 바람직한 하한은 5.0％ 이상이다. 또한, 바람직한 가열 시간의 상한은 상기한 바와 동일(30분 이하)하다.

이어서, 실온까지 수냉한 후, 템퍼링 처리한다. 템퍼링 처리는, 520℃∼A_c1점의 온도 범위(T3)에서 10∼60분간(t3) 행한다. 이에 의해, 템퍼링시, 준 안정 잔류 γ에 C가 농축되어, 준 안정 잔류 γ상의 안정도가 증가하므로, -196℃에 있어서도 안정적으로 존재하는 잔류 γ상이 얻어진다. 템퍼링 온도 T3이 520℃보다 낮으면, 2상 공존 영역 유지 중에 생성된 준 안정 잔류 γ상이 α상과 시멘타이트 상으로 분해되어, -196℃에 있어서의 잔류 γ상을 충분히 확보할 수 없게 된다(후기하는 표 2의 No.41을 참조). 한편, 템퍼링 온도 T3이 A_c1점을 초과하거나, 또는 템퍼링 시간 t3이 10분 미만인 경우, 준 안정 잔류 γ상 중에의 C 농축이 충분히 진행되지 않아, 원하는 -196℃에서의 잔류 γ량을 확보할 수 없다[후기하는 표 2의 No.42(T3이 높은 예), No.55(t3이 짧은 예)를 참조]. 또한, 템퍼링 시간 t3이 60분을 초과하면, -196℃에서의 잔류 γ상이 과잉으로 생성되어, 소정의 강도를 확보할 수 없게 된다(후기하는 표 2의 No.43을 참조).

바람직한 템퍼링 처리 조건은, 템퍼링 온도 T3:570∼620℃이고, 템퍼링 시간 t3:15분 이상, 45분 이하(보다 바람직하게는 35분 이하, 더욱 바람직하게는 25분 이하)이다.

상기한 바와 같이 템퍼링 처리한 후에는, 실온까지 냉각한다. 냉각 방법은 특별히 한정되지 않고, 공랭 또는 수냉 중 어느 것이라도 좋다.

본 명세서에 있어서, A_c1점 및 A_c3점은, 하기 식에 기초하여 산출되는 것이다(「강좌ㆍ현대의 금속학 재료편 4 철강 재료」, 사단법인 일본 금속학회).

상기 식 중, [ ]는, 강재 중의 합금 원소의 농도(질량％)를 의미한다. 또한, 본 발명에는, As 및 W는 강 중 성분으로서 포함되지 않으므로, 상기 식에 있어서, [As] 및 [W]는 모두 0％로 하여 계산한다.

[실시예]

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않으며, 상기ㆍ후기하는 취지에 적합한 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

진공 용해로(150㎏ VIF)를 사용하여, 표 2에 나타내는 용제 조건으로, 표 1에 나타내는 성분 조성(잔량부:철 및 불가피적 불순물, 단위는 질량％)의 공시강을 용제하고, 주조한 후, 열간 단조에 의해, 150㎜×150㎜×600㎜의 잉곳을 제작하였다. 본 실시예에서는, REM으로서 Ce를 약 50％, La를 약 25％ 포함하는 미슈메탈을 사용하였다. 또한, 탈산 원소의 첨가 순서는, 선택 성분을 포함하지 않을 때에는, Si, Mn(동시 첨가)→Al이고, 한편, Ti, REM, Zr, Ca의 선택 성분을 포함할 때에는, Si, Mn(동시 첨가)→Al→Ti→REM, Zr, Ca(동시 첨가)이다. 또한, 본 실시예에서는 Al 첨가로부터 주조 개시까지의 시간(t1)은, 모두 약 10분으로 하였다(표에는 나타내지 않음). 또한, 표 2 중, [O]는, Al 첨가 전의 용존 산소량(ppm), t2는 주조시의 1500∼1450℃의 냉각 시간(초)이다. 1500∼1450℃의 냉각은, 공랭 또는 수냉에 의해, 상기 냉각 시간으로 되도록 제어하였다.

다음에, 상기한 잉곳을, 표 2에 나타내는 바와 같이 다양한 온도 T2로 가열한 후, 830℃ 이상의 온도로 판 두께 75㎜까지 압연하고, 최종 압연 온도 780℃로 압연을 행하고 나서 수냉함으로써, 판 두께 25㎜의 후강판을 얻었다. 이와 같이 하여 얻어진 강판을, 표 2에 나타내는 온도(표 2 중, TL)로 가열한 후, 5∼60분간 가열 유지(표 2의 tL을 참조)한 후, 실온까지 수냉하였다. 이어서, 표 2에 나타내는 바와 같이 템퍼링 처리(T3＝템퍼링 온도, t3＝템퍼링 시간)를 행한 후, 실온까지 공랭 또는 수냉을 행하였다.

이와 같이 하여 얻어진 후강판에 대해, 이하와 같이 하여, 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도 N(개/㎟), -196℃에 있어서 존재하는 잔류 γ상의 체적 분율(％), 인장 특성(인장 강도 TS, 항복 강도 YS), 극저온 인성(-196℃ 또는 -233℃에서의 C 방향에 있어서의 취성 파면율)을 평가하였다.

(1) 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도 N의 측정

상기 강판의 t/4 위치(t:판 두께)를 경면 연마하고, 광학 현미경을 사용하여 400배로 4시야 사진 촬영을 행하였다. 또한, 1시야당 면적은 0.04㎟, 4시야의 합계 면적은 0.15㎟이다. 이들 4시야 중에 관찰된 개재물에 대해, Media Cybernetics사제 「Image-Pro Plus」에 의해 화상 해석하여, 원상당 직경(직경) 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도 N(개/㎟)을 산출하고, 그 평균값을 산출하였다.

(2) -196℃에 있어서 존재하는 잔류 γ상의 체적 분율의 측정

각 강판의 t/4 위치로부터, 10㎜×10㎜×55㎜의 시험편을 채취하여, 액체 질소 온도(-196℃)로 5분간 유지한 후, 리가꾸사제의 2차원 미소부 X선 회절 장치(RINT-RAPIDII)에 의해 X선 회절 측정을 행하였다. 이어서, 페라이트상의 (110), (200), (211), (220)의 각 격자면의 피크 및 잔류 γ상의 (111), (200), (220), (311)의 각 격자면의 피크에 대해, 각 피크의 적분 강도비에 기초하여, 잔류 γ상의 (111), (200), (220), (311)의 체적 분율을 각각 산출하고, 이들의 평균값을 구하여, 이것을 「잔류 γ의 체적 분율(％)」로 하였다.

(3) 인장 특성(인장 강도 TS, 항복 강도 YS)의 측정

각 강판의 t/4 위치로부터, C 방향으로 평행하게 JIS Z 2241의 4호 시험편을 채취하고, ZIS Z 2241에 기재된 방법으로 인장 시험을 행하여, 인장 강도 TS 및 항복 강도 YS를 측정하였다. 본 실시예에서는, TS＞690㎫, YS＞590㎫인 것을, 모재 강도가 우수하다고 평가하였다.

(4) 극저온 인성(C 방향에 있어서의 취성 파면율)의 측정

각 강판의 t/4 위치(t:판 두께), 또한 W/4 위치(W:판 폭) 및 t/4 위치, 또한 및 W/2 위치로부터, C 방향으로 평행하게 샤르피 충격 시험편(JIS Z 2242의 V 노치 시험편)을 3개 채취하고, JIS Z 2242에 기재된 방법으로, -196℃에서의 취성 파면율(％)을 측정하여, 각각의 평균값을 산출하였다. 그리고, 이와 같이 하여 산출된 2개의 평균값 중, 특성이 떨어지는(즉, 취성 파면율이 큰) 쪽의 평균값을 채용하여, 이 값이 10％ 이하인 것을, 본 실시예에서는 극저온 인성이 우수하다고 평가하였다.

이들의 결과를 표 2에 병기한다. 참고를 위해, 표 1 및 표 2에, A_c1점 및 A_c3점을 병기하고 있다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2A]

[표 2B]

표 2로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

우선, 표 2A의 No.1∼32는, 본 발명의 요건을 모두 만족시키는 예이며, 모재 강도가 높아도, -196℃에서의 극저온 인성(상세하게는, C 방향에 있어서의 취성 파면율의 평균값≤10％)이 우수한 후강판을 제공할 수 있었다.

이에 대해, 표 2B의 No.33∼43, 55는, 적어도, 본 발명의 바람직한 제조 조건 중 어느 하나를 만족시키지 않으므로, 본 발명의 요건을 만족시키지 않는 비교예이며, 원하는 특성이 얻어지지 않았다.

구체적으로는, No.33은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.33을 사용하였지만, Al 첨가 전의 용존 산소량 [O]량이 많기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.34는, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.34를 사용하였지만, 주조시에 있어서의 1500∼1450℃의 냉각 시간(t2)이 길기 때문에, A값이 소정의 범위를 초과한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.35는, P량이 많은 표 1B의 No.35를 사용하고, 또한 주조시에 있어서의 1500∼1450℃의 냉각 시간(t2)이 길기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.36은, C량이 많은 표 1B의 No.36을 사용하고, 또한 열간 압연 전의 가열 온도(T2)가 낮기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가하고, 또한 A값이 소정의 범위를 초과한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.37은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.37을 사용하였지만, 2상 영역 온도(TL)를 하회하는 온도로 가열하였기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.38은, Si량이 많은 표 1B의 No.38을 사용하고, 또한 2상 영역 온도(TL)를 초과하는 온도로 가열하였기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.39는, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.39를 사용하였지만, 2상 영역 온도(TL)에서의 가열 유지 시간(tL)이 짧기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율도 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.40은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.40을 사용하였지만, 2상 영역 온도(TL)에서의 가열 유지 시간(tL)이 길기 때문에, 잔류 γ량이 증가한 예이다. 그 결과, 항복 강도 YS 및 인장 강도 TS가 저하되어, 원하는 모재 강도를 확보할 수 없었다.

No.41은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.41을 사용하였지만, 템퍼링 온도(T3)가 낮기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.42는, Mn량이 많은 표 1B의 No.42를 사용하고, 또한 템퍼링 온도(T3)가 높기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.43은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.43을 사용하였지만, 템퍼링 시간(t3)이 길기 때문에, 잔류 γ량이 증가한 예이다. 그 결과, 항복 강도 YS가 저하되어, 원하는 모재 강도를 확보할 수 없었다.

No.55는, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족시키는 표 1B의 No.55를 사용하였지만, 템퍼링 시간(t3)이 짧기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.44∼54는, 강 중 성분만이 벗어나는 것을 사용하여, 본 발명의 방법으로 제조한 비교예이다.

상세하게는, No.44는, Mn량이 적은 표 1B의 No.44를 사용하였기 때문에, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.45는, S량이 많은 표 1B의 No.45를 사용한 예이다. 그로 인해, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.46은, C량이 적고, Al량이 많고, Ni량이 적은 표 1B의 No.46을 사용하였기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가하여, 잔류 γ량이 부족한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다. 또한 TS도 저하되었다.

No.47은, Al량이 적고, N량이 많은 표 1B의 No.47을 사용하였기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가하고, 또한 A값이 소정 범위를 초과한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.48은, 선택 성분인 Cu량 및 Ca량이 많은 표 1B의 No.48을 사용하였기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가하고, 또한 A값이 소정 범위를 초과한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.49는, 선택 성분인 Cr량 및 Zr량이 많은 표 1B의 No.49를 사용하였기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.50은, 선택 성분인 Nb량 및 REM량이 많은 표 1B의 No.50을 사용하였기 때문에, 상기 개재물의 개수 밀도 N이 증가하고, 또한 A값이 소정 범위를 초과한 예이다. 그 결과, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.51은, 선택 성분인 Mo량이 많은 표 1B의 No.51을 사용하였기 때문에, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.52는, 선택 성분인 Ti량이 많은 표 1B의 No.52를 사용하였기 때문에, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.53은, 선택 성분인 V량이 많은 표 1B의 No.53을 사용하였기 때문에, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No.54는, 선택 성분인 B량이 많은 표 1B의 No.54를 사용하였기 때문에, 취성 파면율이 증가하여, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

실시예 2

본 실시예에서는, 상기 실시예 1에 사용한 일부의 데이터(모두 본 발명예)에 대해, -233℃에서의 취성 파면율을 평가하였다.

구체적으로는, 표 3에 기재된 No.(표 3의 No.는, 전술한 표 1 및 표 2의 No.에 대응함)에 대해, t/4 위치 또한 W/4 위치로부터 시험편을 3개 채취하고, 하기에 기재하는 방법으로 -233℃에서의 샤르피 충격 시험을 실시하여, 취성 파면율의 평균값을 평가하였다. 본 실시예에서는, 상기 취성 파면율≤50％인 것을, -233℃에서의 취성 파면율이 우수하다고 평가하였다.

「고압 가스」, 제24권 181페이지, 「오스테나이트계 스테인리스 주조강의 극저온 충격 시험」

이들의 결과를 표 3에 기재한다.

[표 3]

표 3의 No.3, 4, 6, 15, 19 및 24는, 모두 2상 영역 온도에서의 가열 시간(tL)을 15분 이상으로 제어한 예로(표 2A를 참조), 잔류 γ상을 4.0％ 이상 확보할 수 있었다. 그 결과, -196℃뿐만 아니라, 보다 저온인 -233℃에 있어서의 취성 파면율도 양호하여, 매우 우수한 극저온 인성을 달성할 수 있었다.

Claims

질량％로,
C:0.02 내지 0.10％,
Si:0.40％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Mn:0.50 내지 2.0％,
P:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음),
S:0.007％ 이하(0％를 포함하지 않음),
Al:0.005 내지 0.050％,
Ni:5.0 내지 7.5％,
N:0.010％ 이하(0％를 포함하지 않음)
를 함유하고, 잔량부가 철 및 불가피 불순물인 후강판이며,
-196℃에 있어서 존재하는 잔류 오스테나이트 상의 체적 분율(V)이 2.0％ 내지 12.0％를 만족시키고, 또한,
강판 중에 존재하는 원상당 직경 1.0㎛ 초과의 개재물의 개수 밀도를 N으로 하였을 때,
N≤200개/㎟, 또한,
하기 수학식 1로 나타내어지는 A값이 11.5 미만을 만족시키는 것을 특징으로 하는, 극저온 인성이 우수한 후강판.
<수학식 1>
제1항에 있어서, 상기 후강판이, 다른 원소로서, 이하의 (a) 내지 (e)군 중 적어도 1군을 더 포함하는, 극저온 인성이 우수한 후강판.
(a) Cu:1.00％ 이하(0％를 포함하지 않음),
(b) Cr:1.20％ 이하(0％를 포함하지 않음), 및 Mo:1.0％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(c) Ti:0.025％ 이하(0％를 포함하지 않음), Nb:0.100％ 이하(0％를 포함하지 않음), 및 V:0.50％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(d) B:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음),
(e) Ca:0.0030％ 이하(0％를 포함하지 않음), REM:0.0050％ 이하(0％를 포함하지 않음), 및 Zr:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종