KR20160033209A

KR20160033209A - 저온용 강판 및 그의 제조 방법

Info

Publication number: KR20160033209A
Application number: KR1020167004357A
Authority: KR
Inventors: 마사오 유가; 아키오 오모리
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2013-10-28
Filing date: 2014-10-20
Publication date: 2016-03-25
Also published as: CN105683401B; WO2015064045A1; JP5556948B1; CN105683401A; JP2015086403A; KR101799886B1

Abstract

고강도이고 또한 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 저온용 강판 및 그의 제조 방법을 제공한다. 특정의 조성으로 하고, 잔류 오스테나이트가 분산된 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지고, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트량이 체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하이고, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 압연 방향에 평행한 단면의 구오스테나이트립의 평균 입경(粒徑)이 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고 또한 상기 구오스테나이트립의 평균 애스펙트비가 4.0 이하이고, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 1㎜의 위치에 있어서, 판면에 평행한 {110}면 집적도가 1.3 이상 또한 판면에 평행한 {100}면 집적도가 0.90 이하이고, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서, 판면에 평행한 {111}면 집적도가 1.2 이상 2.5 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 700㎫ 이상이고 또한 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 저온용 강판으로 한다.

Description

저온용 강판 및 그의 제조 방법{STEEL SHEET FOR USE AT LOWER TEMPERATURES, AND METHOD FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, LNG 저장용 탱크 등의 사용 용도에 적합한, 고강도이고 또한 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 저온용 강판 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 세계적인 에너지 수요의 증대와 그에 수반하는 지구 환경의 악화가 문제가 되고 있어, 깨끗한 에너지원으로서의 천연 가스(LNG)의 수요가 급증하고 있다. 그에 수반하여, LNG 저장용 탱크의 건설이 국내외에서 적극적으로 추진되고 있고, 탱크 본체에 사용되는 저온용 강판의 수요도 증가하고 있다.

LNG 저장용 탱크에는 항상 고도의 안전성이 요구되기 때문에, 탱크 본체에 사용되는 저온용 강판에는, LNG가 액체가 되는 온도(약 -162℃)에 있어서, 우수한 인성을 가짐과 함께 높은 취성 균열 전파 정지 특성을 구비하고 있는 것이 요구된다. 특히, 만일, 탱크 본체에 균열이 발생한 경우에 상정되는 탱크 파괴 사고의 중대성을 고려하여, 취성 균열 전파 정지 특성이 중요시된다.

또한, LNG 저장용 탱크는, 부지를 유효하게 이용할 목적으로 대형화되는 경향이 있어, 탱크 본체에 사용되는 저온용 강판에는 보다 우수한 강도(항복 강도, 인장 강도)를 갖는 것이 요망되고 있다. 또한, 상기 저온용 강판에는, 대형화에 의한 탱크 본체의 후육화(thickening)에 수반하여, 더욱 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 것이 요구되고 있다.

일반적으로, 취성 균열 전파 정지 특성은 인성(취성·연성 파면 전이 온도)과 상관이 있는 것이 알려져 있고, 저온용 강판의 저온 인성을 개선하는 것이, 그 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 유효한 수단의 하나로 생각된다. 그렇기 때문에, LNG 저장용 탱크의 탱크 본체에 사용되는 저온용 강판으로서는, 종래, 저온 인성이 우수한 9％ Ni 강판이 널리 사용되고 있다.

그러나, Ni는 고가의 합금 원소로서, Ni를 약 9％나 포함하는 9％ Ni 강판을 LNG 저장용 탱크의 탱크 본체에 적용하는 것은, 탱크의 건설 비용 상승 등을 초래한다. 따라서, 비용 삭감의 관점에서, 탱크 본체에 사용되는 저온용 강판에 관하여, Ni 함유량이 9％ 미만이고 또한 9％ Ni 강판과 동등 이상의 특성(강도, 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성 등)을 구비한 저온용 강판의 개발이 요망되고 있다.

통상, 저온용 강판의 Ni 함유량을 저감하면, 저온 인성을 비롯한 강판 특성이 저하되어, LNG 저장용 탱크에 요구되는 고도의 안전성을 확보하는 것이 곤란해진다. 이러한 문제에 대하여, Ni 함유량을 저감한 저온용 강판에 대해서, 저온 인성 등의 강판 특성을 개선하는 기술이 제안되고 있다.

예를 들면, 특허문헌 1∼9에는, Ni 함유량이 5∼10％ 정도의 강(슬래브(slab)을, 비교적 저온에서 가열하여 제어 압연한 후, 직접 퀀칭(hardening)하고, 이어서 소정의 온도로 가열하여 템퍼링(tempering)하는 것, 혹은 상기 직접 퀀칭에 이어서 Ac₁ 변태점 이상으로 가열하여 2차 퀀칭하고, 이어서 소정의 온도로 가열하여 템퍼링함으로써, 강 조직을 미세화하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 1∼9에는, 상기와 같이 강 조직을 미세화함으로써, Ni 함유량을 저감한 강의 저온 인성이 개선된다고 기재되어 있다. 또한, 특허문헌 1∼9에는, 각각 이하와 같은 기술이 제안되고 있다.

특허문헌 1에는, 저온용 강재에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 6％ 초과 8％ 미만으로 하고, 오스테나이트의 면적비를 1.7％ 이상으로 하고, 당해 오스테나이트의 애스펙트비(aspect ratio)를 평균으로 3.5 이하, 또한 평균 원 상당 입경을 1.0㎛ 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 1에는, 오스테나이트의 면적비, 애스펙트비 및 평균 원 상당 입경을 상기와 같이 규정함으로써, 9％ Ni강보다도 적은 Ni 함유량으로 9％ Ni강과 동등의 특성(YS, TS, -196℃에서의 샤르피 (Charpy)흡수 에너지)을 갖는 강재가 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 2에는, 극저온용 강에 관하여, 질량％로 Ni: 5％ 초과 7.5％ 미만, 또한 3Si＋5Al＋50N≤0.65를 만족하는 강 조성으로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 2에는, 상기의 강 조성으로 함으로써, 9％ Ni강보다도 Ni 함유량이 적어도 우수한 저온 인성(-196℃에서의 샤르피 흡수 에너지)을 가짐과 함께, 용접 조인트를 제작한 경우에 Toe부(용접 지단부)를 포함한 용접 열영향부의 CTOD(Crack Tip Opening Displacement) 특성이 우수한 극저온용 강이 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 3에는, 저온용 후강판에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 5.0％ 초과8.0％ 미만으로 하고, 판두께 (1/4)t 위치에서의 잔류 오스테나이트량을 3.0체적％ 이상으로 하고, 또한 평균 유효 결정 입경을 5.5㎛ 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 3에는, 잔류 오스테나이트량 및 평균 유효 결정 입경을 상기와 같이 규정함으로써, 후강판의 취성 균열 전파 정지 특성 및 취성 균열 발생 억지 특성이 향상하고, 저온 환경하에서 9％ Ni강 수준의 우수한 인성(-196℃에서의 샤르피 흡수 에너지)을 갖는 Ni 저감형 저온용 후강판이 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 4에는, 극저온용 후강판에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 5.0％ 초과 10.0％ 미만으로 하고, 판두께 (1/4)t 위치에서의 잔류 오스테나이트량을 3.0체적％ 이상으로 하고, 유효 결정 입경을 판두께 (1/4)t 위치에서 평균 5.5㎛ 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 4에는, 잔류 오스테나이트량 및 유효 결정 입경을 상기와 같이 규정함으로써, 취성 균열 발생 억지 특성(-196℃에서의 샤르피 흡수 에너지, 한계 CTOD값) 및 어레스트 특성(arrestability)(-196℃에서의 삼면 슬릿 샤르피 흡수 에너지)이 우수한 극저온용 후강판이 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 5에는, 극저온용 후강판에 관하여, 특허문헌 4와 동일한 Ni 함유량, 잔류 오스테나이트량 및 유효 결정 입경으로 하고, 추가로 1의 결정립 내에 있어서의 인접 측정점 간의 미스 오리엔테이션(misorientation)의 평균값 GAM을 0.85° 이상으로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 5에는, 잔류 오스테나이트량, 유효 결정 입경 및 GAM을 상기와 같이 규정함으로써, 인성, 특히 변형 시효 후의 취성 파괴 발생 억지 특성(-196℃에서의 샤르피 흡수 에너지, 한계 CTOD값)이 우수한 극저온용 후강판이 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 6에는, 극저온용 강재에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 5.5∼8.5％로 하고, 강재 표면으로부터 0.2㎜ 이하의 영역의 평균 유효 결정 입경을 5.0㎛ 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 6에는, 강재 표면 영역의 금속 조직을 미세화함으로써, 저Ni 강재이고 또한 변형 부여 후의 저온 내파괴 특성(-165℃에서의 한계 CTOD값)이 우수한 극저온용 강재가 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 7에는, 극저온용 강재에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 5.0％ 초과 10.0％ 미만으로 하고, 판두께 (1/4)t 위치에서의 잔류 오스테나이트량을 3.0체적％ 이상으로 하고, 추가로 1％의 소성 변형을 -165℃의 환경하에서 받았을 때의 잔류 오스테나이트량의 감소율을 25％ 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 7에는, 잔류 오스테나이트량을 상기와 같이 규정함으로써, 취성 균열 발생 억지 특성(-196℃에서의 샤르피 흡수 에너지, 한계 CTOD값) 및 어레스트 특성(-196℃에서의 삼면 슬릿 샤르피 흡수 에너지)이 우수한 극저온용 강재가 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 8에는, Ni 첨가 강판에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 5.0％ 이상 7.5％ 이하로 하고, 판면으로부터 깊이 방향으로 판두께의 1/4의 거리가 떨어진 부위에 있어서, 질량％ 기준으로 Ni 편석비를 1.3 이하로 하고, 심랭(深冷) 후 오스테나이트의 양을 2％ 이상, 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수를 5.0 이하, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 지름을 1㎛ 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 8에는, Ni 편석비 및 심랭 후 오스테나이트를 상기와 같이 규정함으로써, 6％ 전후의 Ni 함유량임에도 불구하고 인성(-165℃에서의 CTOD값)과 어레스트성이 우수한 Ni 첨가 강판이 얻어진다고 기재되어 있다.

특허문헌 9에는, 저온용 Ni 함유강에 관하여, Ni 함유량을 질량％로 7.0∼10.5％로 하고, 강판 표면으로부터 3㎜의 범위에 있어서 강판 표면에 평행한 면의 {110} 집합 조직의 집적도를 1.2 이상으로 하고, 당해 강판의 판두께 중심부에 있어서 강판 표면에 평행한 면의 {100} 및 {211} 집합 조직의 집적도를 각각 1.2 이상 3.0 이하로 하는 기술이 제안되고 있다. 그리고, 특허문헌 9에는, 소정의 집합 조직을 발달시킴으로써, 저온 인성(-196℃에서의 샤르피 흡수 에너지) 및 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 저온용 Ni 함유강이 얻어진다고 기재되어 있다.

국제공개공보 제2007/034576호 국제공개공보 제2007/080646호 일본공개특허공보 2011-241419호 일본공개특허공보 2011-219848호 일본공개특허공보 2011-219849호 일본공개특허공보 2013-14812호 일본공개특허공보 2013-14811호 일본특허공보 제4975888호 일본공개특허공보 2011-214099호

와타나베 유키, 외 5명, 「9％ Ni강의 파괴 인성과 LNG 저조(貯槽)의 안전성」, 일본 강관 기보, 일본 강관 주식회사, No.104, 1984년, p. 2-12

그러나, 특허문헌 1∼3, 5, 6에 제안된 기술에서는, 강재의 저온 인성(샤르피 흡수 에너지나 파괴 발생 특성)에 대해서 검토되어 있기는 하지만, 저온 인성과 취성 균열 전파 정지 특성의 관계에 대해서는 검토되어 있지 않다. 그렇기 때문에, 저온용 강판의 Ni 함유량을 9％ 미만으로 저감한 경우, 취성 균열 전파 정지 특성이 불충분해질 우려가 있고, 이러한 저온용 강판을 LNG 저장용 탱크에 적용한 경우, 그 안전성을 보증할 수 없다.

특허문헌 4, 7에 제안된 기술에서는, 저온용 강판의 취성 균열 전파 정지 특성(어레스트 특성)에 대해서 검토되어 있고, 취성 균열 전파 정지 특성(어레스트 특성)을, 삼면 슬릿 샤르피 시험에 의해 평가하고 있다. 그러나, 이들 기술에서는, 저온용 강판의 판두께 중심부로부터 채취한 시험편을 이용하여 상기 시험을 실시하고 있어, 강판의 표리층을 포함하는 강판 전체 두께에서의 취성 균열 전파 정지 특성은 분명하게 되어 있지 않다. 따라서, LNG 저장용 탱크의 안전성을 확보하기 위해 중요시되는 취성 균열 전파 정지 특성에 대해서, 충분히 검증되어 있다고는 말하기 어렵다.

특허문헌 8에 제안된 기술에서는, 저온용 강판의 취성 균열 전파 정지 특성(어레스트 특성)을 향상시킬 목적으로 Ni 편석비와 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수를 규정하고 있다. 그러나, 이 기술에서는, 소망하는 Ni 편석비와 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수를 갖는 저온용 강판을 제조하는 공정에서, 압연 전의 강편을 1250℃ 이상의 가열 온도에서 8시간 이상 유지하는 밴드 편석 저감 처리를 행하는 것을 필요로 하고 있다. 압연 전의 강편을 이러한 고온으로 가열 유지하는 것은, 통상 행해지지 않고, 매우 많은 에너지를 필요로 하며, 제조 비용이 상승한다. 또한, 제조 비용의 상승뿐만 아니라, 강판의 표면 성상(surface quality)이 열악해질 가능성도 있다.

특허문헌 9에 제안된 기술에서는, Ni 함유량이 질량％로 7.0∼10.5％의 저온용 강판에 관하여, 그 집합 조직을 제어함으로써 취성 균열 전파 정지 특성의 향상을 도모하고 있다. 그러나, 이 기술에서는, Ni 함유량의 감소에 수반하여 강판의 강도, 저온 인성이 저하된다. 그리고, Ni 함유량이 보다 적은 경우(예를 들면 7.35％ 미만)에서는, 강판의 강도, 저온 인성과 취성 균열 전파 정지 특성의 양립이 곤란해진다.

이상과 같이, 종래 기술에서는, Ni 함유량을 질량％로 9％ 미만으로 저감한 경우, 특히 질량％로 7％ 정도 혹은 7％ 미만으로 저감한 저온용 강판에 관하여, 고강도이고 또한 저온 인성이 우수하고, 또한 취성 균열 전파 정지 특성도 우수한 저온용 강판을 얻는 것이 곤란했다.

본 발명은, 이러한 사정을 감안하여 이루어진 것으로서, 현재의 상태로, LNG 저장용 탱크의 탱크 본체용 소재로서 보급되어 있는 종래의 9％ Ni 강판에 대하여 Ni 함유량을 저감한 저온용 강판에 있어서, 9％ Ni 강판과 동등 이상의 강도, 저온 인성, 더욱 우수한 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 저온용 강판을 제공하는 것 및, 상기 저온용 강판을 안정적으로 제조하는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, Ni 함유량이 질량％로 5.5％ 이상 8.0％ 이하인 기본 성분을 갖는 저온용 강판에 대해서, 충분한 강도 및 저온 인성을 확보함과 함께 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시키는 수단을, 종래 기술과는 상이한 시점(視点)에서 검토했다. 그 결과, 상기 기본 성분을 갖는 저온용 강판의 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성을 9％ Ni 강판과 동등 이상으로 하기 위해서는, 강판 조직을, 잔류 오스테나이트가 미세하게 분산된 템퍼링 마르텐사이트 조직으로 하고, 템퍼링 마르텐사이트 중에 분산되는 잔류 오스테나이트량을 제어하고, 추가로 강판의 구(舊)오스테나이트립의 평균 입경과 평균 애스펙트비를 제어하여 구오스테나이트립을 미세화할 필요가 있다는 인식을 얻었다.

또한, 강판의 표리면의 특성이 강판 전체로서의 취성 균열 전파 정지 특성에 영향이 있는 것을 발견하고, 강판의 표면 근방에서는 {110}면을 발달시키고, 그 한편으로 강판 중심부에서는 {111}면을 발달시킴으로써, 저온용 강판의 취성 균열 전파 정지 특성이 한층 향상된다는 인식을 얻었다.

그리고, 이상과 같이 강판 조직을 규정함으로써, Ni 함유량을 질량％로 8.0％ 이하로 저감한 경우라도 LNG 저장용 탱크의 안전성을 확보하기에 충분한 강도, 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어진다는 인식을 얻었다. 또한, 저온에서 안정적인 잔류 오스테나이트량을 소정량 확보함으로써, 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 보다 한층 향상된다는 인식을 얻었다.

또한, 본 발명자들은, Ni 함유량이 질량％로 5.5％ 이상 8.0％ 이하이고 또한 상기와 같은 소망하는 조직을 갖는 저온용 강판을, 안정적으로 제조하는 방법에 대해서 검토했다. 전술한 바와 같이, Ni 함유량이 5∼10％ 정도의 강에, 비교적 낮은 온도역에서 제어 압연을 행한 후, 직접 퀀칭하고, 이어서 소정의 온도로 가열하여 템퍼링하는 것, 혹은 상기 직접 퀀칭에 이어서 Ac₁ 변태점 이상으로 가열하여 2차 퀀칭하고, 이어서 소정의 온도로 가열하여 템퍼링함으로써, 강 조직을 미세화할 수 있다. 그러나, 본 발명자들에 의한 검토의 결과, 종래의 제어 압연에서는, 강판의 구오스테나이트립의 평균 입경 및 평균 애스펙트비를 제어하는 것, 그리고 강판 표면 근방에서 {110}면을 발달시킴과 함께 강판 중심부에서 {111}면을 발달시키는 것이 매우 곤란하다는 것이 밝혀졌다.

그래서, 추가로 검토를 진행시킨 결과, 구오스테나이트립을 충분히 미세화함과 함께 평균 애스펙트비를 저감하고, 또한 강판 표면 근방 및 중심부에 있어서 소망하는 결정면을 발달시키기 위해서는, 압연을 행할 때, 미재결정 온도역뿐만 아니라 재결정 온도역에 있어서도 누적 압하율을 제어하는 것이 특히 유효하다는 인식을 얻었다. 또한, 재결정 온도역과 미재결정 온도역의 각 온도역에 있어서 누적 압하율을 제어하는 것에 더하여, 그 외의 압연 조건이나, 직접 퀀칭, 템퍼링, 혹은 추가로 2차 퀀칭의 각 조건을 규정함으로써, 압연 전의 강편을 1250℃ 이상으로 장시간 유지하는 바와 같은 공정을 형성하는 일 없이, 소망하는 조직을 갖는 저온용 강판을 안정적으로 제조할 수 있는 것도 밝혀졌다.

본 발명은, 상기의 인식에 기초하여 완성된 것으로, 그 요지는 다음과 같다.

[1] 질량％로, C: 0.03％ 이상 0.10％ 이하, Si: 0.02％ 이상 0.30％ 이하, Mn: 0.65％ 이상 1.20％ 이하, P: 0.005％ 이하, S: 0.003％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, N: 0.0015％ 이상 0.0045％ 이하, Ni: 5.5％ 이상 8.0％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고, 잔류 오스테나이트가 분산된 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지고, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트량이 체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하이고, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 압연 방향에 평행한 단면의 구오스테나이트립의 평균 입경이 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고 또한 상기 구오스테나이트립의 평균 애스펙트비가 4.0 이하이고, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 1㎜의 위치에 있어서, 판면에 평행한 {110}면 집적도가 1.3 이상 또한 판면에 평행한 {100}면 집적도가 0.90 이하이고, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서, 판면에 평행한 {111}면 집적도가 1.2 이상 2.5 이하인 조직을 갖고, 인장 강도가 700㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[2] [1]에 있어서, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 서브 제로(sub zero) 처리 후의 잔류 오스테나이트량이 체적률로 1.7％ 이상 11％ 이하인 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[3] [1] 또는 [2]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Mo: 0.05％ 이상 0.50％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[4] [1] 또는 [2]에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Mo: 0.10％ 초과 0.30％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[5] [1] 내지 [4] 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Cr: 1.00％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[6] [1] 내지 [4] 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Cr: 0.20％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[7] [1] 내지 [6] 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.40％ 미만, Nb: 0.05％ 이하, V: 0.05％ 이하 중으로부터 선택되는 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[8] [1] 내지 [7] 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Ti: 0.03％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[9] [1] 내지 [8] 중 어느 것에 있어서, 상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.007％ 이하, REM: 0.010％ 이하, Mg: 0.070％ 이하 중으로부터 선택되는 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.

[10] [1], [3] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하고, 840℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상 75％ 이하로 하고, 압연 종료 온도를 820℃ 이하 700℃ 이상으로 하는 열간 압연을 행한 후, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 300℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 550℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판의 제조 방법.

[11] [1], [3] 내지 [9] 중 어느 것에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하고, 840℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상 75％ 이하로 하고, 압연 종료 온도를 850℃ 이하 730℃ 이상으로 하는 열간 압연을 행한 후, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 300℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만의 온도역으로 가열한 후, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 200℃ 이하로 하는 냉각을 행하는 중간 열처리를 행하고, 그 후, 500℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판의 제조 방법.

본 발명에 의하면, LNG 저장용 탱크 등의 사용 용도에 적합한 저온용 강판으로서, Ni 함유량을 질량％로 5.5％ 이상 8.0％ 이하로 저감한 경우라도, 9％ Ni강과 동등 이상의 고강도와 저온 인성을 갖고, 취성 균열 전파 정지 특성도 우수한 저온용 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명에 의하면, Ni 함유량이 5.5％ 이상 8.0％ 이하이고 또한 LNG 저장용 탱크 등의 사용 용도에 적합한 특성을 구비한 저온용 강판을, 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다.

도 1은 표면 절결(cut-away)이 있는 이중 인장 시험에서 이용하는 시험편의 형상을 나타내는 도면이다.

(발명을 실시하기 위한 형태)

이하에, 본 발명에 대해서 구체적으로 설명한다.

우선, 본 발명 저온용 강판의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 성분 조성을 나타내는 ％는, 특별히 언급하지 않는 한 질량％(mass％)를 의미하는 것으로 한다.

C: 0.03％ 이상 0.10％ 이하

C는, 강판에 소망하는 강도를 부여하는 데에 중요한 원소로서, 그 함유량을 0.03％ 이상으로 할 필요가 있다. 한편, C 함유량이 0.10％를 초과하면, 강판의 저온 인성이 저하된다. 그래서, C 함유량은 0.03％ 이상 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.04％ 이상 0.08％ 이하이다.

Si: 0.02％ 이상 0.30％ 이하

Si는, 강판의 강도 향상에 기여하는 원소이며, 탈산제로서의 작용을 갖는 원소이기도 하다. 이들 효과를 발현시킬 목적으로, 본 발명에서는 Si 함유량을 0.02％ 이상으로 한다. 그러나, Si 함유량이 과잉하게 높아지면, 강판의 템퍼링 취화 감수성이 높아진다. 그래서, Si 함유량은 0.02％ 이상 0.30％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.03％ 이상 0.20％ 이하이다.

Mn: 0.65％ 이상 1.20％ 이하

Mn은, 강의 퀀칭성을 높여, 강판의 고강도화에 기여하는 원소이다. Mn 함유량이 0.65％ 미만이면, 강의 퀀칭성이 저하되고, 강판의 강도뿐만 아니라 저온 인성도 저하된다. 한편, Mn 함유량이 1.20％를 초과하면, 강판의 강도 향상 효과가 작아지는 데다가, 반대로 저온 인성이 저하되고, 템퍼링 취화 감수성도 높아진다. 따라서, Mn 함유량은 0.65％ 이상 1.20％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.70％ 이상 0.95％ 이하이다.

P: 0.005％ 이하, S: 0.003％ 이하

P 및 S는, 모두 불가피적 불순물로서, 강판의 저온 인성이나 취성 균열 전파 정지 특성에 악영향을 미치는 유해한 원소이다. 예를 들면, 강판을 용접하여 용접 구조물로 했을 때에 건전한 모재 및 용접 조인트를 얻기 위해서는, P 및 S의 함유량을 가능한 한 억제하는 것이 바람직하고, 본 발명에 있어서는 P 함유량을 0.005％ 이하로 하고, S함유량을 0.003％ 이하로 한다.

Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하

Al은, 탈산제로서 필요한 원소이다. 그 함유량이 0.01％ 미만에서는 탈산제로서의 효과가 부족하고, 0.10％를 초과하면 강의 청정성을 손상시킨다. 따라서, Al 함유량은 0.01％ 이상 0.10％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.02％ 이상 0.05％ 이하이다.

N: 0.0015％ 이상 0.0045％ 이하

N은, 강 중에서 석출물을 형성하고, 그 함유량이 0.0045％를 초과하면 강판을 용접하여 용접 구조물로 했을 때, 모재 및 용접 열영향부의 인성 저하의 원인이 된다. 단, N은, AlN을 형성함으로써 모재의 세립화에 기여하는 원소이기도 하다. 이러한 효과는 N 함유량을 0.0015％ 이상으로 함으로써 얻어진다. 따라서, N 함유량은 0.0015％ 이상 0.0045％ 이하로 한다.

Ni: 5.5％ 이상 8.0％ 이하

Ni는, 강판의 저온 인성의 향상에 매우 유효한 원소이지만, 고가의 원소이기 때문에, 그 함유량이 높아짐에 따라 강판 비용이 상승한다. 본 발명에 있어서는, Ni 함유량을 8.0％ 이하로 저감함으로써, 우수한 강도, 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성을 구비하고, 또한 염가의 저온용 강판으로 하는 점에 특징이 있다. 단, Ni 함유량이 5.5％ 미만이 되면, 강판 강도가 저하되는 것 외에, 저온에서 안정된 잔류 오스테나이트가 얻어지지 않게 되는 결과, 강판의 저온 인성이나 취성 균열 전파 정지 특성도 저하된다.

이상의 이유에 의해, Ni 함유량은 5.5％ 이상 8.0％ 이하로 한다. 바람직하게는 6.0％ 이상 7.5％ 이하이다.

또한, 본 발명의 저온용 강판을 제조할 때에 있어서, 후술하는 중간 열처리를 행하지 않는 제조 방법을 채용하는 경우에는, Ni 함유량을 5.5％ 이상 7.0％ 미만으로 해도 상관없다.

이상이 본 발명의 저온용 강판에 있어서의 기본 성분이다. 본 발명의 저온용 강판은, 상기 기본 성분에 더하여 추가로, 이하의 원소를 함유해도 좋다.

Mo: 0.05％ 이상 0.50％ 이하

Mo는, 강판의 템퍼링 취화 감수성을 억제하는 데에 유효한 원소이고, 또한, 저온 인성을 손상시키는 일 없이 강판 강도가 얻어지는 원소이기도 하다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo 함유량을 0.05％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면 저온 인성이 저하된다. 따라서, Mo를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이상 0.50％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.10％ 초과 0.30％ 이하이다.

Cr: 1.00％ 이하

Cr은, Mo와 동일한 효과를 발현하는 원소이다. 단, 그 함유량이 1.00％를 초과하면 강판의 저온 인성이 저하되는 경향이 있다. 따라서, Cr을 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.01％ 이상 0.20％ 미만으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Cu: 0.40％ 미만, Nb: 0.05％ 이하, V: 0.05％ 이하 중으로부터 선택되는 어느 1종 또는 2종 이상

Cu, Nb 및 V는, 모두 강판의 고강도화에 유효한 원소로서, 필요에 따라서 이하의 범위에서 함유시킬 수 있다.

Cu: 0.40％ 미만

Cu는, 퀀칭성 향상에 의해 강판 강도를 높이는 유효한 원소이다. 단, 그 함유량이 0.40％ 이상이 되면 강판의 저온 인성이 저하되는 것에 더하여, 주조 후의 강(슬래브) 표면의 성상이 악화될 우려가 있다. 따라서, Cu를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.40％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 0.10％ 이상 0.30％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Nb: 0.05％ 이하, V: 0.05％ 이하

Nb, V는, 모두 석출 강화에 의해 강판 강도를 높이는 유효한 원소이다. 단, 이들 원소의 함유량이 과잉하게 높아지면, 강판의 저온 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Nb를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.01％ 이상 0.03％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, V를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.01％ 이상 0.04％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ti: 0.03％ 이하

Ti는, 강판을 용접하여 용접 구조물로 할 때, 모재의 기계적 특성에는 특별히 영향을 미치지 않지만 용접부의 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, 필요에 따라서, Ti를 0.03％ 이하의 범위에서 함유시켜도 좋다.

Ca: 0.007％ 이하, REM: 0.010％ 이하, Mg: 0.070％ 이하 중으로부터 선택되는 어느 1종 또는 2종 이상

Ca, REM 및 Mg는, 모두 강 중의 개재물의 형태를 제어함으로써, 강판의 저온 인성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 단, 이들 원소의 함유량이 과잉하게 되면, 강의 청정성을 손상시킬 우려가 있다. 따라서, Ca를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.007％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.001％ 이상 0.004％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, REM을 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.010％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.002％ 이상 0.008％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다. 또한, Mg를 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 0.070％ 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.001％ 이상 0.004％ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 저온용 강판에 있어서, 상기 이외의 성분은, Fe 및 불가피적 불순물이다. 불가피적 불순물로서는, 상기 P, S 외에, 예를 들면 Sn, As, Pb 등을 들 수 있다. Sn, As, Pb의 함유량은, 합계로 0.001％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 저온용 강판의 조직의 한정 이유에 대해서 설명한다.

본 발명의 저온용 강판은, 잔류 오스테나이트가 분산된 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 조직으로서, 상기 잔류 오스테나이트(템퍼링 마르텐사이트 중에 분산된 잔류 오스테나이트)의 체적률(전체 조직에 차지하는 체적률)이 2.2％ 이상 14％ 이하이고, 구오스테나이트립의 평균 입경이 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고 또한 평균 애스펙트비가 4.0 이하이고, 강판의 표면 근방에서는 {110}면이 집적하고, 강판 중심부에서는 {111}면이 집적한 조직을 갖는다. 또한, 본 발명의 저온용 강판은, 서브 제로 처리를 행한 후의 잔류 오스테나이트량이 체적률로 1.7％ 이상 11％ 이하가 되는 조직으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명의 저온용 강판은, 템퍼링 마르텐사이트를 기지(基地) 조직으로 하고, 기지 조직인 당해 템퍼링 마르텐사이트 중에 잔류 오스테나이트가 미세 분산된 조직을 갖는다. 잔류 오스테나이트가 템퍼링 마르텐사이트 중에 미세 분산된 조직으로 함으로써, 템퍼링 마르텐사이트가 강도와 저온 인성이 우수한 것과 더불어, 저온 인성 등을 손상시키는 일 없이 강판의 고강도화를 도모할 수 있다. 연질인 페라이트나 경질이고 조대한 펄라이트가 포함되면 저온 인성이 저하되기 때문에, 본 발명의 저온용 강판의 기지 조직은, 템퍼링 마르텐사이트만으로 구성되는 것이 바람직하다. 또한, 템퍼링 하부 베이나이트와 템퍼링 마르텐사이트를 구별하는 것은 곤란하기 때문에, 본 발명에 있어서의 템퍼링 마르텐사이트는, 템퍼링 하부 베이나이트를 포함하는 것으로 한다. 템퍼링 하부 베이나이트도 템퍼링 마르텐사이트와 동일하게, 강도와 저온 인성이 우수하기 때문에, 특성상은 문제 없다.

잔류 오스테나이트량: 체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하

잔류 오스테나이트는, 강판의 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 기여한다. 본 발명의 저온용 강판에 있어서는, 저온 인성 등의 향상 효과를 갖는 Ni의 함유량을 종래 강의 약 9％에서 8.0％ 이하로 저감하고 있기 때문에, 소정량의 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직으로 함으로써, 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성을 높일 필요가 있다. Ni 함유량이 5.5％ 이상 8.0％ 이하인 본 발명의 저온용 강판에 있어서는, 충분한 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성을 얻기 위해, 잔류 오스테나이트량을 체적률로 2.2％ 이상으로 할 필요가 있다. 단, 강판 중의 잔류 오스테나이트량이 체적률로 14％를 초과하여 과도하게 많아지면, 극단적인 인장 강도의 상승과 항복 강도의 저하를 초래하고, 나아가서는 저온 인성을 손상시킨다. 따라서, 잔류 오스테나이트량은, 체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하로 한다. 바람직하게는 2.4％ 이상 12％ 이하이다. 또한, 이들 잔류 오스테나이트량(체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하, 바람직하게는 2.4％ 이상 12％ 이하)은, 저온용 강판에 서브 제로 처리를 행하기 전의 잔류 오스테나이트량이다. 또한, 이들 잔류 오스테나이트량(체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하, 바람직하게는 2.4％ 이상 12％ 이하)은, 강판의 판두께 (1/4)t 위치에 있어서의 잔류 오스테나이트량이다.

서브 제로 처리 후의 잔류 오스테나이트량: 체적률로 1.7％ 이상 11％ 이하

LNG 저장용 탱크의 탱크 본체에 사용되는 저온용 강판에는, LNG가 액화하는 온도(약 -162℃)에 있어서도 우수한 저온 인성과 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 것이 요구된다. 그렇기 때문에, 본 발명의 저온용 강판에 있어서는, 잔류 오스테나이트가, 저온의 사용 온도 또는 시험 온도에서 안정적으로 존재할 필요가 있고, 서브 제로 처리 후에 안정적인 잔류 오스테나이트량이 적어도 체적률로 1.7％ 이상인 것이 바람직하다. 단, 전술한 바와 같이, 강판 중의 잔류 오스테나이트량이 과도하게 많아지면, 극단적인 인장 강도의 상승과 항복 강도의 저하를 초래하고, 나아가서는 저온 인성을 손상시킨다. 따라서, 서브 제로 처리 후의 잔류 오스테나이트량은, 체적률로 1.7％ 이상 11％ 이하인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.2％ 이상 9.5％ 이하이다. 여기에서, 서브 제로 처리는, 피처리재(저온용 강판)를 -196℃의 액체 질소 중에 15분 이상 유지하는 처리로 한다. 또한, 상기 잔류 오스테나이트량(체적률로 1.7％ 이상 11％ 이하, 보다 바람직하게는 2.2％ 이상 9.5％ 이하)은, 강판의 판두께 (1/4)t 위치에 있어서의 서브 제로 처리 후의 잔류 오스테나이트량이다.

구오스테나이트립의 평균 입경: 10㎛ 이상 60㎛ 이하

구오스테나이트립의 평균 애스펙트비: 4.0 이하

강판의 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성을 향상하기 위해서는, 구오스테나이트립의 미세화와 형상의 제어가 중요하다. 본 발명에 있어서는, 강판에 소망하는 저온 인성과 취성 균열 전파 정지 특성을 부여하기 위해, 구오스테나이트립의 평균 입경을 60㎛ 이하로 하고, 구오스테나이트립의 평균 애스펙트비를 4.0 이하로 한다. 또한, 구오스테나이트립은, 보다 미세한 것이 바람직하다. 본 발명에 있어서 실질적으로 얻어지는 구오스테나이트립의 평균 입경의 하한값은 10㎛ 정도이다. 따라서, 본 발명에 있어서는, 구오스테나이트립의 평균 입경을 10㎛ 이상 60㎛ 이하로 한다. 바람직하게는 10㎛ 이상 50㎛ 이하이다. 한편, 본 발명에 있어서 실질적으로 얻어지는 오스테나이트립의 평균 애스펙트비의 하한값은 1.3 정도이다. 따라서, 구오스테나이트립의 평균 애스펙트비는 1.3 이상 4.0 이하로 하는 것이 바람직하고, 1.5 이상 3.0 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 상기 평균 입경 및 평균 애스펙트비는, 강판의 판두께 (1/4)t 위치의 압연 방향에 평행한 단면에 있어서의 평균 입경 및 평균 애스펙트비로 한다.

이상과 같이 강판의 잔류 오스테나이트량이나 구오스테나이트립의 입경과 형상을 최적화함으로써, 고강도이고 또한 우수한 저온 인성, 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 저온용 강판이 얻어진다. 그러나, Ni 함유량을 8.0％ 이하로 저감한 저온용 강판, 특히 Ni 함유량을 7％ 정도 혹은 7％ 미만으로 저감한 저온용 강판의 경우, 잔류 오스테나이트량이나 구오스테나이트립의 입경과 형상을 최적화해도 또한, LNG 저장용 탱크의 탱크 본체용 소재로서는 취성 균열 전파 정지 특성이 여전히 불충분해지는 경우가 있다. 그래서, 더 한층의 취성 균열 전파 정지 특성의 향상을 도모하기 위해, 본 발명에서는, 강판의 표층 및 판두께 (1/2)t 위치에 있어 소정의 결정면이 집적한 조직으로 한다.

강판의 표층에 있어서의 판면에 평행한 {110}면 집적도: 1.3 이상

강판의 표층에 있어서의 판면에 평행한 {100}면 집적도: 0.90 이하

본 발명의 저온용 강판은, 강판의 표층, 구체적으로는 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1㎜의 위치에 있어서, 판면에 평행한 {110}면 집적도를 1.3 이상으로 한다. 또한, 당해 {110}면 집적도는, 1.5 이상 2.5 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 강판 표면으로부터 판두께 방향으로 1㎜의 위치에 있어서, 판면에 평행한 {100}면 집적도를 0.90 이하로 한다. 또한, 당해 {100}면 집적도는, 0.60 이상 0.90 이하로 하는 것이 바람직하다. {110}면 집적도가 1.3 미만인 경우나, {100}면 집적도가 0.90을 초과하는 경우, 취성 균열 전파 정지 성능의 향상 효과는 기대할 수 없다.

강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 판면에 평행한 {111}면 집적도: 1.2 이상 2.5 이하

강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서는, 판면에 평행한 {111}면 집적도를 1.2 이상 2.5 이하로 한다. 바람직하게는 1.4 이상 2.2 이하이다. {111}면 집적도가 1.2 미만에서는, 취성 균열 전파 정지 성능의 향상 효과는 기대할 수 없다. 한편, {111}면 집적도가 2.5를 초과하면, 세퍼레이션의 발달에 의해 흡수 에너지(저온 인성)가 저하되는 경우가 있다.

또한, 본 발명에 있어서 {hkl}면 집적도란, 랜덤 조직 표준 시료의 {hkl}면으로부터의 회절 X선 강도 I₀에 대한 피검사체의 {hkl}면으로부터의 회절 X선 강도 I의 상대 강도비 I/I₀로 나타나는 값이다.

이상과 같이, 강판의 조성과 조직을 최적화함으로써, Ni 함유량을 8.0％ 이하로 저감한 경우라도, LNG 저장용 탱크의 탱크 본체용 소재로서 충분한 강도, 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성을 구비한 저온용 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명은, 인장 강도가 700㎫ 이상의 저온용 강판으로 한다.

인장 강도: 700㎫ 이상

본 발명의 저온용 강판은, 용도가 주로 LNG 저장용 탱크 등의 저온용 탱크이기 때문에, 구조용 강판으로서의 강도가 요구된다. 탱크 본체의 소재가 되는 저온용 강판의 강도가 충분하지 않은 경우, 탱크의 강도를 확보하기 위해 소재 강판(저온용 강판)의 판두께를 두껍게 하지 않으면 안 되고, 결과적으로 탱크의 재료비가 높아져, 경제성의 저하를 초래한다. 따라서, 강판의 인장 강도는 700㎫ 이상으로 한다. 바람직하게는 710㎫ 이상 810㎫ 이하이다.

또한, 본 발명의 저온용 강판의 판두께는 특별히 한정되지 않지만, 6㎜ 이상 50㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명 저온용 강판의 제조 방법에 대해서 설명한다.

본 발명에 있어서는, 상기한 조성의 강 소재(강 슬래브)를 가열하고, 열간 압연(제어 압연)을 행한 후, 직접 퀀칭하고, 이어서 소정의 온도로 가열하여 템퍼링하는 것, 혹은 상기 직접 퀀칭에 이어서 Ac₁ 변태점 이상 Ac₃ 변태점 미만으로 가열하여 냉각하는 중간 열처리(2차 퀀칭)를 행하고, 이어서 소정의 온도로 가열하여 템퍼링함으로써, 저온용 강판을 제조한다.

또한, 중간 열처리(2차 퀀칭)를 행하지 않는 경우에는, 중간 열처리를 행하는 경우보다도 강도가 높은 저온용 강판을 제조할 수 있다. 그렇기 때문에, 강도를 중시한 저온용 강판이며 저온 인성 요구값이 비교적 낮은 저온용 강판을 제조하는 경우에는, 예를 들면 강 소재의 Ni 함유량을 7.0％ 미만으로 저감하고, 중간 열처리(2차 퀀칭)를 행하지 않는 제조 방법을 채용할 수 있다. 한편, 특히 저온 인성이나 취성 균열 전파 정지 특성을 중시한 저온용 강판을 제조하는 경우에는, 중간 열처리(2차 퀀칭)를 행하는 제조 방법을 채용할 수 있다.

본 발명에 있어서, 강의 용제 방법은 특별히 한정되지 않고, 전로(converter), 전기로 등, 공지의 용제 방법을 채용할 수 있다. 또한, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 행해도 좋다. 그 후, 생산성이나 품질상의 문제로부터 연속 주조법에 의해 슬래브(강 소재)로 하는 것이 바람직하다. 또한, 조괴-분괴 압연법 등, 공지의 주조 방법으로 슬래브로 해도 좋다.

강 소재(슬래브)의 가열 조건, 압연 조건, 직접 퀀칭 조건, 중간 열처리(2차 퀀칭) 조건 및 템퍼링 조건은, 다음과 같다.

강 소재의 가열 온도: 1000℃ 이상 1200℃ 이하

강 소재의 가열 온도가 1000℃ 미만의 경우는, 주편의 주조 단계에서 석출되고 있는 조대한 AlN이 고용(solid solution)하지 않아, 강판의 저온 인성이 저하된다. 또한, 강 소재 중의 첨가 원소가 충분히 균일하게 확산되지 않아, 강판의 저온 인성이 저하된다. 그 외에, 후술하는 압연 조건, 특히 재결정 온도역(950℃ 이하 840℃ 초과)에서의 압연 조건을 만족하는 것이 곤란해진다. 한편, 강 소재의 가열 온도가 1200℃를 초과하면, 오스테나이트립이 조대화하여 강판의 저온 인성이 저하되고, 또한, 낭비이기도 하다.

이상의 이유에 의해, 강 소재의 가열 온도는 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 규정한다. 바람직하게는 1000℃ 이상 1100℃ 이하이다.

강 소재를 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 가열한 후, 이하의 조건의 열간 압연을 행한다. 본 발명에 있어서는, 강 소재의 압연에 의해 오스테나이트립의 미세화와 적당한 편평화를 도모함으로써, 압연 후의 직접 퀀칭에 의해 얻어지는 마르텐사이트 조직을 미세화한다. 이와 같이 미세화한 마르텐사이트 조직을 갖는 강판을 템퍼링함으로써, 소망하는 평균 입경(10㎛ 이상 60㎛ 이하)과 평균 애스펙트비(4.0 이하)의 구오스테나이트립을 갖는 저온용 강판이 얻어진다. 또한, 본 발명에 있어서는, 강 소재의 압연에 의해, 강판 표층과 강판 중심부의 각각에 있어서서 소망하는 결정면을 발달시킨다.

오스테나이트립을 미세화함과 함께 적당히 편평화하고, 또한 소망하는 결정면을 발달시키기 위해서는, 압연 조건의 엄격한 관리가 필요하다.

950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율: 30％ 이상

저온용 강판의 구오스테나이트립을 미세화(평균 입경: 10㎛ 이상 60㎛ 이하)하기 위해서는, 재결정 온도역의 저온측에서 적당한 압하를 가하는 것이 중요해진다. 950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 함으로써, 미세하고 또한 등축(等軸)인 재결정립이 얻어지고, 또한 미재결정 온도역에서의 압연과 조합함으로써, 후술하는 직접 퀀칭 후의 마르텐사이트 조직이 미세화한다. 그 결과, 템퍼링 후의 템퍼링 마르텐사이트 조직도 미세화하여, 소망하는 평균 입경(10㎛ 이상 60㎛ 이하)의 구오스테나이트립이 얻어진다. 단, 미재결정 온도역에서의 충분한 압하율을 확보하는 관점에서, 950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율은 75％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 온도역(950℃ 이하 840℃ 초과)은, 강판의 표면 위치에 있어서 측정되는 온도역으로 한다.

840℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율: 30％ 이상 75％ 이하

미재결정 온도역에서의 압연의 목적은, 재결정 온도역에서의 압연에 의해 미세화된 오스테나이트립을, 더욱 미세화함과 함께 많은 전위(dislocation)를 도입하는 것에 있다. 이와 같이 전위 밀도를 높인 미세한 오스테나이트립으로 한 후 직접 퀀칭하면, 미세한 가공 오스테나이트로부터 마르텐사이트 변태함으로써, 유효 결정 입경인 패킷이 미세한 마르텐사이트가 얻어진다. 그 결과, 강판의 고강도 또한 고인성이 달성되는 것이라고 생각할 수 있다. 또한, 미재결정 온도역에서의 누적 압하율을 제어함으로써, 강판의 표면 근방에서는 {110}면이 집적하고, 강판 중심부에서는 {111}면이 집적한 조직이 얻어진다.

이상과 같은 동일한 효과를 발현시킴과 함께, 구오스테나이트립의 애스펙트비를 소정의 값(4.0 이하)으로 제어하기 위해서는, 840℃ 이하의 온도역, 즉 미재결정 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상 75％ 이하로 할 필요가 있다. 바람직하게는 40％ 이상 75％ 이하이다. 또한, 상기 온도역(840℃ 이하)은, 강판의 표면 위치에 있어서 측정되는 온도역으로 한다.

중간 열처리를 행하지 않는 경우의 압연 종료 온도: 820℃ 이하 700℃ 이상

중간 열처리를 행하는 경우의 압연 종료 온도: 850℃ 이하 730℃ 이상

압연 조건의 또 하나의 중요한 조건은, 압연 종료 온도이다. 후공정에서 650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만으로 재가열(중간 열처리)하지 않는 경우는, 압연 종료 온도를 820℃ 이하 700℃ 이상으로 한다. 한편, 후공정에서 650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만으로 재가열(중간 열처리)하는 경우는, 압연 종료 온도를 850℃ 이하 730℃ 이상으로 한다.

중간 열처리를 적용하지 않는 경우, 강판 강도가 안정된다. 그러나, 중간 열처리를 적용하지 않는 경우는, 그 후의 템퍼링 과정에서 잔류 오스테나이트가 생성하지만, 압연 종료 온도가 820℃를 초과하면 템퍼링 과정에서 충분한 잔류 오스테나이트 생성량이 얻어지지 않아, 저온용 강판의 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성이 저하된다. 또한, 압연 종료 온도가 700℃ 미만에서는, 결정립이 신장하여 애스펙트비가 4.0을 초과하기 때문에, 세퍼레이션의 발생에 의해, 흡수 에너지(저온 인성)가 저하된다. 따라서, 중간 열처리를 적용하지 않는 경우, 압연 종료 온도를 820℃ 이하 700℃ 이상으로 한다. 바람직하게는 800℃ 이하 720℃ 이상이다. 또한, 이들 압연 종료 온도는, 모두 강판 표면에서 측정되는 온도이다.

한편, 중간 열처리를 적용하는 경우, 비교적 잔류 오스테나이트가 얻어지기 쉬워, 저온용 강판의 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성은 안정되지만, 강판 강도가 저하되는 경향이 있다. 따라서, 중간 열처리를 적용하는 경우, 소망하는 강판 강도를 얻기 위해서는 압연 종료 온도를 다소 높게 설정하여, 850℃ 이하 730℃ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 830℃ 이하 740℃ 이상이다. 또한, 이들 압연 종료 온도는, 모두 강판 표면에서 측정되는 온도이다.

압연 종료 후, 이하의 조건으로 수냉 등의 강제 냉각을 행함으로써, 직접 퀀칭한다. 또한, 강제 냉각은, 압연 종료 300초 이내에 개시한다.

550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도: 1℃/s 이상

냉각 종료 온도: 300℃ 이하

압연 종료 후, 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 1℃/s 미만에서는, 조대한 세멘타이트를 포함하는 인성이 낮은 고온 변태 조직이 많아지기 때문에, 강판의 저온 인성이 저하된다. 따라서, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 3℃/s 이상이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 실현 가능한 냉각 속도인 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 300℃를 초과한 온도에서 강제 냉각을 종료하면, 마르텐사이트 변태가 완료되지 않아, 균일한 마르텐사이트 조직이 얻어지지 않기 때문에, 강판 강도 및 저온 인성이 저하된다. 따라서, 강판 중심 온도가 300℃ 이하가 될 때까지 강제 냉각한다. 바람직하게는 250℃ 이하이다. 이상과 같은 냉각을 행함으로써, 강판 조직은 균일한 마르텐사이트 조직이 된다. 또한, 마르텐사이트 외에 하부 베이나이트를 포함하는 조직이 되는 경우도 있다.

또한, 상기 온도(냉각 종료 온도)는, 모두 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도에 기초하여 구해진다. 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도는, 판두께, 표면 온도 및 냉각 조건 등으로부터, 시뮬레이션 계산 등의 계산에 의해 구해진다. 예를 들면, 차분법을 이용하여, 강판의 판두께 방향의 온도 분포를 계산함으로써, 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도가 구해진다.

강판을 강판 중심 온도로 300℃ 이하로까지 강제 냉각한 후, 템퍼링한다. 혹은, 강판을 강판 중심 온도로 300℃ 이하로까지 강제 냉각하고, 추가로 중간 열처리를 행한 후, 템퍼링한다. 중간 열처리 및 템퍼링은, 이하의 조건으로 행한다.

중간 열처리의 가열 온도: 650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만

압연 종료 후, 300℃ 이하로 냉각한 강판을 Ac₃ 변태점 미만의 (γ＋α) 2상역으로 가열한 후 퀀칭하면, 조직이 보다 미세화됨과 함께, 합금 원소의 분배가 일어난다. 이 때문에, 템퍼링 마르텐사이트(템퍼링 하부 베이나이트를 포함하는 경우도 있음)와 합금 원소의 농축한 마르텐사이트(하부 베이나이트를 포함하는 경우도 있음)와, 소량의 잔류 오스테나이트가 형성된다. 그리고, 이 혼합 조직을, Ac₁ 변태점 근방에서 템퍼링하면, 더욱 합금 원소가 농축한 안정 오스테나이트가 석출됨과 함께, 템퍼링 마르텐사이트 중의 C, N과 같은 인성에 유해한 불순물은, 오스테나이트로 이행한다. 그 결과, 미세하고, 또한, 인성이 매우 높은 템퍼링 마르텐사이트(템퍼링 하부 베이나이트를 포함하는 경우도 있음)와, 극저온에서도 안정성이 높은 잔류 오스테나이트와의 혼합 조직이 얻어져, 강판의 저온 인성이 현저하게 향상한다.

본 발명의 강 소재의 경우, Ac₁ 변태점은 570∼615℃ 정도이다. 따라서, 상기의 효과를 발현시키기 위해, 중간 열처리의 가열 온도는 650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만으로 한다. 바람직하게는 670℃ 이상 (Ac₃ 변태점 -15℃) 이하이다. 또한, 이들 가열 온도는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로서, 계산으로 구해지는 온도이다. 강판 전체를 상기 온도역(650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만)으로 가열한 후, 이하의 조건으로 강제 냉각한다.

550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도: 3℃/s 이상

냉각 종료 온도: 200℃ 이하

강판 전체를 상기 온도역(650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만)으로 가열 후, 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만인 경우, 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트 변태하지 않고, 강판의 강도 저하를 초래한다. 따라서, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도는 3℃/s 이상으로 한다. 바람직하게는 5℃/s 이상이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없지만, 실현 가능한 냉각 속도인 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 200℃를 초과한 온도에서 강제 냉각을 종료하면, 잔류 오스테나이트의 마르텐사이트나 베이나이트로의 변태가 진행하여, 잔류 오스테나이트량이 감소한다. 따라서, 중간 열처리에서는, 강판이 200℃ 이하가 될 때까지 강제 냉각한다. 또한, 상기 온도(냉각 종료 온도)는, 모두 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로서, 계산으로 구해지는 온도이다. 또한, 상기 평균 냉각 속도는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도에 기초하여 구해진다.

중간 열처리를 행하지 않는 경우의 템퍼링 온도: 550℃ 이상 650℃ 이하

중간 열처리를 행하는 경우의 템퍼링 온도: 500℃ 이상 650℃ 이하

본 발명에 있어서는, 중간 열처리의 유무에 따라서 템퍼링 온도를 결정하고, 템퍼링 후의 강판을 소망하는 잔류 오스테나이트량을 갖는 강판으로 한다.

중간 열처리를 행하지 않는 경우, 템퍼링 전의 강판 조직은 균일한 마르텐사이트 조직이다. 또한, 마르텐사이트 외에, 하부 베이나이트를 함유하는 경우도 있다. 그렇기 때문에, 중간 열처리를 행하지 않는 경우에는, 템퍼링에 의해 강판 중에 잔류 오스테나이트를 생성시킬 필요가 있기 때문에, 템퍼링 온도를 550℃ 이상으로 할 필요가 있다. 단, 템퍼링 온도가 650℃를 초과하면, 강판 강도가 저하된다. 이상의 이유에 의해, 중간 열처리를 행하지 않는 경우의 템퍼링 온도를 550℃ 이상 650℃ 이하로 한다. 바람직하게는 570℃ 이상 630℃ 이하이다.

또한, 상기의 템퍼링 온도는, 모두 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도이며, 계산으로 구해지는 온도이다.

한편, 중간 열처리를 행하는 경우, 템퍼링 전의 강판 조직은, 템퍼링 마르텐사이트, 합금 원소의 농축한 마르텐사이트 및 소량의 잔류 오스테나이트의 혼합 조직이다. 또한, 이 혼합 조직은, 템퍼링 하부 베이나이트나 하부 베이나이트를 포함하는 경우도 있다. 그렇기 때문에, 중간 열처리를 행하는 경우, 템퍼링의 주된 목적은, 퀀칭인 채의 마르텐사이트나 하부 베이나이트를 템퍼링함으로써, 적정한 강판 강도와 저온 인성을 얻는 것에 있다. 이러한 목적을 감안하여, 중간 열처리를 행하는 경우의 템퍼링 온도는, 템퍼링의 효과가 얻어지는 500℃ 이상으로 한다. 단, 상기 템퍼링 온도가 650℃를 초과하면 강판 강도가 저하되기 때문에, 650℃ 이하로 한다. 바람직하게는 520℃ 이상 620℃ 이하이다.

이상의 조건으로 템퍼링함으로써, 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 조직으로서, 템퍼링 마르텐사이트 중에 체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하(서브 제로 처리 후는 1.7％ 이상 11％ 이하)의 잔류 오스테나이트가 분산된 조직을 갖는 저온용 강판이 얻어진다. 또한, 상기 템퍼링 마르텐사이트에 템퍼링 하부 베이나이트가 포함되는 경우도 있다.

또한, 템퍼링 후의 강판은, 방랭하면 좋지만, 방랭보다도 빠른 냉각 속도(예를 들면 강제 공냉, 수냉 등)로 냉각해도 좋다.

실시예

표 1에 나타내는 화학 성분을 갖는 두께 125∼250㎜의 슬래브(강 소재)에, 가열, 열간 압연을 행한 후, 압연 종료 150초 이내로 강제 냉각하고, 이어서 템퍼링함으로써, 판두께 8∼50㎜의 강판으로 했다. 또한, 일부의 슬래브(강 소재)에 대해서는, 열간 압연 후의 강제 냉각과 템퍼링의 사이에 중간 열처리를 마련하였다. 슬래브(강 소재)의 가열 온도, 열간 압연 조건, 열간 압연 후의 강제 냉각 조건, 중간 열처리의 조건, 템퍼링의 조건 및 강판의 판두께를, 표 2에 나타낸다.

표 1에 나타내는 Ac₃ 변태점은, 각 강판으로부터 채취한 열팽창 측정용 샘플을 실온에서 850℃까지 5℃/분으로 가열했을 때의 열팽창 곡선으로부터 구했다.

또한, 표 2에 기재된 「누적 압하율」을 규정한 온도(950℃ 이하 840℃ 초과, 840℃ 이하)는, 강판의 표면 위치에서 측정된 온도의 값이다. 표 2에 기재된 「압연 종료 온도」는, 강판의 표면 위치에서 측정된 온도의 값이다. 표 2에 기재된 「열간 압연 후의 냉각」의 「평균 냉각 속도」와「냉각 종료 온도」는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 평균 냉각 속도와 냉각 종료 온도(모두 계산값)이다. 표 2의 「중간 열처리」의 「가열 온도」는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도(계산값)이다. 표 2의 「중간 열처리」의 「평균 냉각 속도」와「냉각 종료 온도」는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 평균 냉각 속도와 냉각 종료 온도(모두 계산값)이다. 표 2의 「템퍼링 온도」는, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도(계산값)이다.

상기에 의해 얻어진 강판에 대해서 조직 관찰을 행하고, 강판 조직을 동정(同定)하여, 구오스테나이트립의 평균 입경 및 평균 애스펙트비를 구했다. 또한, X선 회절법에 의해, 잔류 오스테나이트의 체적률, 강판 표층에 있어서의 판면에 평행한 {110}면 집적도와 {100}면 집적도, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 판면에 평행한 {111}면 직접도를 구했다.

또한, 상기에 의해 얻어진 강판에 서브 제로 처리를 행하여, 서브 제로 처리 후 강판의 잔류 오스테나이트의 체적률을, X선 회절법에 의해 구했다.

또한, 상기에 의해 얻어진 강판에 대해서 인장 시험, 샤르피 충격 시험(시험 온도: -196℃) 및 표면 절결이 있는 이중 인장 시험(시험 온도: -196℃)을 실시하고, 강판의 강도, 저온 인성 및 취성 균열 전파 정지 특성에 관한 평가를 행했다.

조직 관찰, X선 회절 및 각종 시험의 방법은, 다음과 같이 했다.

(1) 조직 관찰

강판 조직의 동정

상기에 의해 얻어진 강판으로부터, 조직 관찰용 시험편을 채취하고, 압연 방향에 평행한 단면(L단면)을 연마하여, 나이탈(nital) 부식하고, 판두께 (1/4)t 위치에서, 광학 현미경(배율: 400배)을 이용하여 조직 관찰하고, 적어도 5시야 이상 촬영했다. 상기에 의해 얻어진 어느 강판도, 강판의 조직은, 초석 페라이트가 없고, 또한, 라스(lath) 형상 조직을 갖는 템퍼링 마르텐사이트 조직인 것을 확인했다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트는, 템퍼링 하부 베이나이트를 일부 포함하는 조직인 경우도 있다. 이것은, 템퍼링 마르텐사이트 및 템퍼링 하부 베이나이트는, 모두, 라스 형상 조직을 갖고 조직 중에 미세한 탄화물 혹은 잔류 오스테나이트가 분산되어 있는 조직이기 때문에, 템퍼링 마르텐사이트와 템퍼링 하부 베이나이트는 구별이 곤란하기 때문이다.

구오스테나이트립의 평균 입경 및 평균 애스펙트비

상기에 의해 얻어진 강판의 판두께 (1/4)t 위치의 압연 방향에 평행한 단면에 대해서, JIS G 0551(2005)의 규정에 준거하여 템퍼링 마르텐사이트 조직을 부식하여, 광학 현미경(배율: 400배)으로 5시야분 관찰함으로써, 구오스테나이트립의 원 상당 직경과 애스펙트비를 측정하고, 각각의 평균값(평균 입경, 평균 애스펙트비)를 구했다.

(2) X선 회절

잔류 오스테나이트의 체적률

상기에 의해 얻어진 강판으로부터, 판면에 평행으로 X선 회절용 시험편을 채취하고, 연삭 및 연마(화학 연마)하여, 연마 후의 시험편 표면을 강판의 판두께 (1/4)t 위치로 했다. 그 후, 시험편을 이용하여 X선 회절법에 의해 α의 (200), (211) 면, γ의 (200), (220), (311)면의 회절 강도를 구하고, γ의 체적률을 산출했다.

서브 제로 처리 후의 잔류 오스테나이트의 체적률

상기에 의해 얻어진 강판으로부터, 판면에 평행으로 X선 회절용 시험편을 채취하고, 당해 시험편에 서브 제로 처리를 행했다. 서브 제로 처리는, 시험편을 -196℃의 액체 질소 중에 15분 이상 유지하는 조건으로 실시했다. 서브 제로 처리 후, 시험편을 연삭 및 연마(화학 연마)하고, 연마 후의 시험편 표면을 강판의 판두께 (1/4)t 위치로 했다. 그 후, 시험편을 이용하여 상기와 같은 수법에 의해 잔류 오스테나이트의 체적률을 구했다.

결정면의 집적도

상기에 의해 얻어진 강판으로부터, 판면에 평행한 면을 잘라내고, 기계 연마, 에칭 후의 시험편 표면이 강판 표면하 1㎜ 위치가 되도록 가공 조직을 제거하여 시험편을 제작했다. 그 후, 시험편을 이용하여 강판의 판면에 평행한 {110}면 집적도 및, 강판의 판면에 평행한 {100}면 집적도를, 인버스법(inversion method)에 의해 측정했다.

또한, 상기에 의해 얻어진 강판으로부터, 판면에 평행한 면을 잘라내고, 기계 연마, 에칭 후의 시험편 표면이 강판의 판두께 (1/2)t 위치가 되도록 가공 조직을 제거하여 시험편을 제작했다. 그 후, 시험편을 이용하여 강판의 판면에 평행한 {111}면 집적도를, 인버스법에 의해 측정했다.

(3) 인장 시험

상기에 의해 얻어진 강판의 판두께 (1/2)t 위치로부터, 압연 방향과 수직인 방향(C방향)으로 평행부 지름 14φ의 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거한 상온 인장 시험을 실시했다. 단, 판두께가 25mm 미만의 강판(표 2의 강판 No.7)에 대해서는, 전체 두께의 평판 형상의 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241(2011)의 규정에 준거한 상온 인장 시험을 실시했다.

(4) 샤르피 충격 시험(저온 인성의 평가)

상기에 의해 얻어진 강판의 판두께 (1/2)t 위치로부터, 길이 방향이 압연 방향과 수직인 방향(C방향)이 되는 V노치 샤르피 시험편을 채취하고, JIS Z 2242(2005)에 준거하여 -196℃에서의 샤르피 충격 시험을 실시했다. 단, 판두께가 10㎜ 미만의 강판(표 2의 강판 No.7)에 대해서는, 하프 사이즈(half size)의 샤르피 충격 시험편을 채취하고, JIS Z 2242(2005)에 준거하여 -196℃에서의 샤르피 충격 시험을 실시했다. 샤르피 충격 시험은, 각 강판에 대해 3회의 시험을 실시하여 흡수 에너지를 측정하고, 그 평균값을 구했다.

(5) 표면 절결이 있는 이중 인장 시험(취성 균열 전파 정지 특성의 평가)

상기에 의해 얻어진 강판으로부터, 도 1에 나타내는 바와 같은 표면(양면)에 절결을 갖는 전체 두께 시험편을, 균열 전파 방향이 압연 방향과 수직인 방향(C방향)이 되도록 채취하고, 비특허문헌 1에 나타난 방법에 준하여, 시험 온도: -196℃, 부하 응력: 375㎫에서의 표면 절결이 있는 이중 인장 시험을 실시했다. 또한, 표면 절결이 있는 이중 인장 시험은, 상기 (4)의 샤르피 충격 시험에 의해 측정된 흡수 에너지가, 후술하는 본 발명의 목표값에 도달한 강판과 목표에 도달하지 않았던 일부의 강판(표 2의 강판 No.1∼7, 12, 14, 15, 18, 19, 25∼43, 51)에 대해서만 실시했다.

항복 강도(YS): 600㎫ 이상, 인장 강도(TS): 700㎫ 이상의 강도와, -196℃에 있어서의 샤르피 흡수 에너지(vE_-196)가, 중간 열처리를 실시하는 경우는 150J 이상(시험편이 하프 사이즈의 경우는 75J 이상), 중간 열처리를 실시하지 않는 경우는 100J 이상(시험편이 하프 사이즈의 경우는 50J 이상)인 저온 인성과, -196℃에 있어서의 부하 응력 375㎫에서의 표면 절결이 있는 이중 인장 시험에서 취성 균열이 정지하는 취성 균열 전파 정지 특성을 갖는 경우, 본 발명이 목표로 하는 특성을 만족하는 것이라고 평가했다. 이상의 결과를 표 3에 나타낸다.

표 3 중, 강판 No.1∼7, 26∼43은, 본 발명의 화학 성분, 제조 조건으로 제조된 것으로, 강도, -196℃에서의 샤르피 흡수 에너지(저온 인성), 취성 균열 전파 정지 특성이 목표를 충족하고 있다.

한편, 강판 No.8, 9는, 슬래브(강 소재)의 가열 온도가 본 발명의 범위보다 고온이기 때문에, -196℃에서의 샤르피 흡수 에너지(저온 인성)가 낮다.

강판 No.10∼19는, 압연 조건이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 목표의 -196℃에서의 샤르피 흡수 에너지(저온 인성)가 얻어지지 않거나, 목표의 취성 균열 전파 정지 특성이 얻어지지 않는다.

강판 No.20, 21은, 템퍼링 온도가 본 발명의 범위보다 고온이기 때문에, 목표의 강도가 얻어지지 않는다.

강판 No.22, 23은, 템퍼링 온도가 본 발명의 범위보다 저온이기 때문에, 소망하는 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않아, 목표의 -196℃에서의 샤르피 흡수 에너지(저온 인성)가 얻어지지 않는다.

강판 No.24, 25는, 중간 열처리 온도가 본 발명의 범위 외이기 때문에, 소망하는 잔류 오스테나이트량이 얻어지지 않아, -196℃에서의 샤르피 흡수 에너지(저온 인성)가 낮다.

강판 No.44∼51은, 화학 성분이 본 발명의 범위 외이기 때문에, 목표의 특성이 얻어지지 않는다.

Claims

질량％로, C: 0.03％ 이상 0.10％ 이하, Si: 0.02％ 이상 0.30％ 이하, Mn: 0.65％ 이상 1.20％ 이하, P: 0.005％ 이하, S: 0.003％ 이하, Al: 0.01％ 이상 0.10％ 이하, N: 0.0015％ 이상 0.0045％ 이하, Ni: 5.5％ 이상 8.0％ 이하를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 조성을 갖고,
잔류 오스테나이트가 분산된 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지고, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 상기 잔류 오스테나이트량이 체적률로 2.2％ 이상 14％ 이하이고, 판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 압연 방향에 평행한 단면의 구(舊)오스테나이트립의 평균 입경이 10㎛ 이상 60㎛ 이하이고 또한 상기 구오스테나이트립의 평균 애스펙트비가 4.0 이하이고, 강판의 표면으로부터 판두께 방향으로 1㎜의 위치에 있어서, 판면에 평행한 {110}면 집적도가 1.3 이상 또한 판면에 평행한 {100}면 집적도가 0.90 이하이고, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서, 판면에 평행한 {111}면 집적도가 1.2 이상 2.5 이하인 조직을 갖고,
인장 강도가 700㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항에 있어서,
판두께 (1/4)t 위치에 있어서, 서브 제로 처리 후의 잔류 오스테나이트량이 체적률로 1.7％ 이상 11％ 이하인 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Mo: 0.05％ 이상 0.50％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Mo: 0.10％ 초과 0.30％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Cr: 1.00％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Cr: 0.20％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Cu: 0.40％ 미만, Nb: 0.05％ 이하, V: 0.05％ 이하
중으로부터 선택되는 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로 Ti: 0.03％ 이하를 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 조성에 더하여 추가로, 질량％로, Ca: 0.007％ 이하, REM: 0.010％ 이하, Mg: 0.070％ 이하 중으로부터 선택되는 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판.
제1항, 제3항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하고, 840℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상 75％ 이하로 하고, 압연 종료 온도를 820℃ 이하 700℃ 이상으로 하는 열간 압연을 행한 후, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 300℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 그 후, 550℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판의 제조 방법.
제1항, 제3항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 조성을 갖는 강 소재를, 1000℃ 이상 1200℃ 이하로 가열하고, 950℃ 이하 840℃ 초과의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상으로 하고, 840℃ 이하의 온도역에 있어서의 누적 압하율을 30％ 이상 75％ 이하로 하고, 압연 종료 온도를 850℃ 이하 730℃ 이상으로 하는 열간 압연을 행한 후, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 1℃/s 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 300℃ 이하로 하는 냉각을 행하고, 이어서, 650℃ 이상 Ac₃ 변태점 미만의 온도역으로 가열한 후, 강판의 판두께 (1/2)t 위치에 있어서의 온도로, 적어도 550℃ 이하 300℃ 이상의 온도역에 있어서의 평균 냉각 속도를 3℃/s 이상으로 하고, 냉각 종료 온도를 200℃ 이하로 하는 냉각을 행하는 중간 열처리를 행하고, 그 후, 500℃ 이상 650℃ 이하의 온도역에서 템퍼링하는 것을 특징으로 하는 저온용 강판의 제조 방법.