KR101572786B1

KR101572786B1 - 강판 및 그 제조 방법 및 lng 탱크

Info

Publication number: KR101572786B1
Application number: KR1020157003158A
Authority: KR
Inventors: 도모야 가와바타; 다카유키 가가야; 다카히로 가모; 히로노리 와카마츠
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-06-19
Filing date: 2013-06-19
Publication date: 2015-11-27
Also published as: EP2871255A1; KR20150020258A; WO2014203347A1; EP2871255A4; EP2871255B1; JPWO2014203347A1; CN104520461B; CN104520461A; JP5561442B1

Abstract

본 발명에 따른 강재는, 상기 강재의 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서의 잔류 γ의 양의 하한이 4.0체적％이며, 상기 잔류 γ는 그 애스펙트비의 평균값의 상한이 2.5, 또한 그 긴 직경의 평균값의 상한이 0.85㎛인 형태를 가짐과 함께, 상기 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도가 각각 [Mn]_{retained γ}>[Mn]_α×1.4 및 [Ni]_{retained γ}>[Ni]_α×1.4를 충족한다.

Description

강판 및 그 제조 방법 및 LNG 탱크{STEEL PLATE, PROCESS FOR PRODUCING SAME, AND LNG TANK}

본 발명은 인성이 우수한 극저온용 강재 및 그 제조 방법 및 당해 강재를 적용한 LNG 탱크에 관한 것이다. 또한, 극저온용이란, LPG(Liquefied petroleum gas: 액화 석유 가스), LNG(Liquefied Natural Gas: 액화 천연 가스) 등이 액체 상태인 온도 영역, 즉, -60℃ 이하의 극저온 환경에서의 용도를 의미한다. 본 발명은 특히 LNG를 액체 상태에서 보존하는 온도 환경인 -165℃ 부근에서의 용도를 주된 타깃으로 하고 있다.

LPG 또는 LNG 등의 액화 가스를 저장하는 극저온 저장조 탱크를 제조하기 위한 강재에는, 안전성 확보의 면에서 우수한 파괴 인성이 요구된다.

예를 들어, LNG 탱크에 사용되는 9％ Ni 강(본 명세서에서는 특별히 언급이 없는 한, 「％」는 「질량％」를 의미함)에 있어서는 LNG 온도 환경인 -165℃ 부근에 있어서의, 모재 및 용접 조인트의 취성 파괴 전파 정지 특성(이하, 「어레스트 특성」이라고 함) 등이 요구된다. 특히, 취성 균열이 발생했을 때 구조물 전체가 붕괴되는 것을 저지하기 위해서, LNG 탱크에 한하지 않고, 어레스트 특성이 중요한 특성으로서 요구된다. 또한, 모재 특성에 대해서는 P, S를 비롯한 불순물의 저감, C의 저감, 3단 열처리법[켄칭(Q), 2상 영역 켄칭(L), 템퍼링(T)] 등 다양한 방법에 의해 컨트롤되어, 개선이 행해져 왔다.

한편, 일본과 같은 지진 발생국에 지상식 LNG 탱크를 건설하는 것을 상정하면, 지진을 경험하더라도 여전히 탱크가 온전할 것이 요구된다. LNG 지상식 저장조 지침[JGA지-108-02(JGA-Guideline-108-02), 일반 사단 법인 일본 가스 협회 가스 공작물 등 기술 기준 조사 위원회]에 따르면, 내조(內槽)의 목표 성능으로서, 레벨 2의 지진동을 받은 경우에, 액밀성 및 기밀성이 유지되는 것이 게재되어 있다. 즉, 내조 부재가 레벨 2의 지진동을 받은 경우에 내조 부재에서의 변형 잔류는 허용되지만, 내조 부재의 판 두께를 관통하는 파괴는 허용되지 않는다. 그러나, 레벨 2의 지진동 정도의 큰 외력이 부여되면, 내조 부재가 큰 소성 변형을 받는 것도 상정할 수 있다. 따라서, 이 내파괴 성능은 매우 레벨이 높은 특성이라고 할 수 있다. 이 요구에 따르는 강의 예로서 9％ Ni 강이 있다.

9％ Ni 강에 상술한 3단 열처리법[켄칭(Q), 2상 영역 켄칭(L), 템퍼링(T)]을 실시하면 이들 목표 성능을 구비시킬 수 있다. 그러나, Ni라는 고가의 합금 원소를 다량으로 첨가해야 하는 9％ Ni 강은 고비용이므로 경제적으로 문제가 있다. 따라서, 강재 가격의 억제를 위해서, Ni 함유량을 억제해서 제조된 강재가 개발되어 왔다.

특허문헌 1에는 저Ni형의 극저온용 강에 대해서, Ni 함유량을 8％ 미만까지 감소시킨 강재가 개시되어 있다. 여기서, 잔류 γ의 양을 증가시키는 것이 강판의 취성 균열 전파 정지 특성을 향상시킨다는 지견이 특허문헌 1에 기재되어 있다. 따라서, 특허문헌 1에 기재된 V 노치 샤르피 흡수 에너지 _vE_-196이 양호한 강판 등(특히, 특허문헌 1에 기재된 Test No.1-a 내지 1-h, 4 내지 12 및 22 내지 35)에, 각종 파괴 인성 시험을 실시하였다. 그 결과, 어느 쪽 시료도 -196℃에서의DT(Dynamic Tear) 에너지(DT 시험에 의해 얻어지는 파괴 특성 평가 파라미터)가 모두 1500J를 만족하지 않거나, 또는 판 두께 15㎜ 미만의 시험편에 대한 프리 크랙 샤르피 시험에 의해 얻어지는 -196℃에서의 흡수 에너지가 100J/㎠를 만족하지 않는 것이 판명되었다. 그 후의 연구의 진보에 의해, 간단히 잔류 γ 양을 증가시키는 것만으로는 취성 균열 전파 정지 특성의 향상 효과는 한정적이고, 증가한 잔류 γ가 불안정한 γ인 경우에는, 변태 후의 마르텐사이트가 취성 균열 전파 정지 특성에 대하여 열화 요인이 될 가능성도 있는 것을 알아내었다. 취성 균열 전파 정지 특성을 개선시키기 위해서는, 극저온에서 다소의 소성 변형이 가해진 후에도 안정적으로 계속해서 존재할 수 있는 γ 양을 확보하는 것이 중요한 것을 알아내었다. 특허문헌 1에 있어서, 이 잔류 γ를 안정시킬 필요성에 대해서는 기재되어 있지 않고, 또한 잔류 γ를 안정시키는 방법에 대해서도 개시되어 있지 않다. 잔류 γ가 안정되지 않는 경우, 취성 균열 전파 정지 특성은 충분히 향상되지 않는다고 생각된다.

특허문헌 2에는 규정된 누적 압하율로 압연하고, 그 후 오프라인QT(Quenching and Tempering) 또는 DQT(Direct-Quenching and Tempering) 처리를 행함으로써 안정성이 높은 잔류 γ(잔류 오스테나이트)를 다량으로 확보하는 기술이 기재되어 있다. 그러나, 잔류 γ를 안정시키기 위해서는 잔류 γ 중의 Ni 또는 Mn이 잔류 γ의 주위의 조직과 비교해서 농화되어 있을 필요가 있다. 또한, 템퍼링 후의 냉각이 완만할 경우, 강의 내파괴 특성이 손상된다. 특허문헌 2에는, 이러한 지견에 대해서 전혀 기재되어 있지 않다. 또한, 특허문헌 2에 나타난 실시예는, 그 대부분이 질량％로 9％ 이상의 Ni를 함유하고 있음에도 불구하고, 본 발명에서 규정하고 있는 4％ 이상의 잔류 γ 양을 확보하고 있는 실시예는, 불과 두 개의 예밖에 없다. 그 두 개의 예 중에는 DQT에 의해 제조된 것도 있지만, DQT 시의 가열 온도가 1200℃로 높고, 공정에 관해 본 발명과의 상이가 인정된다. 이러한 사실은, 후술하는 이유에 의해, 특허문헌 2에 기재된 발명이 높은 내파괴 특성을 갖고 있지 않은 것을 시사하고 있다.

특허문헌 3에는, 저온 가열 후 저온 압하를 행하고, 직후 200℃ 이하의 온도까지 수냉하여, 또한 열처리를 행하는, 소위 CR-DQT(Controlled Rolling, Direct-Quenching, and Tempering) 또는 CR-DQLT(Controlled Rolling, Direct-Quenching, Lamellarizing, and Tempering)의 프로세스가 기재되어 있다. 이들 프로세스 자체는 본 발명과 같지만, 특허문헌 3에 기재된 발명은 누적 압하량이 작고, 본 발명예에서 규정하는 50％ 이상의 누적 압하율을 갖는 실시예는 포함되지 않는다. 누적 압하율이 낮은 경우, 상술한 Ni 또는 Mn의 농화가 충분히 행하여지지 않으므로, 잔류 γ가 안정되지 않는다고 생각된다. 또한, 강재의 특성에 크게 관계되는 템퍼링 후의 냉각 속도와, 잔류 γ 중의 Ni 또는 Mn의 농도에 관한 기재도 특허문헌 3에는 포함되지 않는다. 이러한 사실은, 특허문헌 3에 기재된 발명이 높은 내파괴 특성을 갖고 있지 않은 것을 시사하고 있다.

특허문헌 4에 기재된 발명은, Ni의 편석비에 착안한 것인데, 이 편석비를 저감하기 위해서 균열 확산 처리를 행하는 것이 특허문헌 4에서는 필수로 여겨지고 있다. 이것은 경제성 또는 리드 타임의 관점에서 바람직하지 않다. 또한, 특허문헌 4는 특허문헌 3과 마찬가지로, 소위 CR-DQT 또는 CR-DQLT의 프로세스에 관한 것이다. 이 프로세스 자체는 본 발명과 같지만, 특허문헌 4에 있어서는, 템퍼링 후의 냉각 속도에 관한 기재도 일절 인정되지 않고, 잔류 γ 중의 Ni나 Mn의 농도에 관한 규정도 없다. 따라서, 특허문헌 4에 기재된 기술은 안정적으로 매우 높은 내파괴 특성을 만족할 수 있는 기술이라고는 할 수 없다.

일본 특허 공개 2011-241419호 공보 일본 특허 공개 평6-184630호 공보 국제 공개 제2007/034576호 팸플릿 국제 공개 제2012/005330호 팸플릿

본 발명은 이러한 상황을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은 매우 고도의 내파괴 특성의 구비와 강재 가격 억제의 양립을 도모함으로써, 경제성과 내파괴 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법 및 LNG 탱크를 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결하기 위해서, 본 발명자들은 저온 인성을 확보하기 위해서 유효한 Ni 함유량이 질량％로 6.6％ 내지 8.0％인 범위의 강을 채용하고, 그 범위 내에서 광범위한 시작 시험을 실시하여, 특성과의 대응을 검토하였다. 그 결과, 이하의 (a) 내지 (h)에 나타내는 지견을 얻었다.

(a) 저온 저장조 탱크용 재료가, 지진에 의한 힘을 받았을 때 액밀성 및 기밀성을 유지하기 위해서 필요한 내파괴 특성은, 취성 파괴 발생 특성과, 만일 파괴가 발생했을 경우에 취성 파괴에 의한 균열의 전파를 정지시킬 수 있는 취성 균열 전파 정지 특성(어레스트 특성)이다.

(b) 이들 특성을 향상시키기 위해서는, 상기의 Ni 함유량이 질량％로 6.6 내지 8.0％인 화학 성분의 범위를 가지면서, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 확보할 필요가 있다. 그리고, 소성 변형을 받아도 그 잔류 γ의 절대량이 확보될 필요가 있다.

(c) 잔류 γ는 매우 높은 취성 균열 전파 정지 기능을 가지는 조직이며, 이 조직이 미세 분산되어 있으면, 재료의 어레스트 특성은 비약적으로 높아진다. 여기서, 잔류 γ 양은 X선 회절법에 의해 평가할 수 있다. 잔류 γ의 입자 사이즈가, 그 평균 긴 직경이 0.85㎛ 이하일 경우에, 강재는 양호한 어레스트 특성을 나타낸다. 여기서, 잔류 γ의 긴 직경이란, 단면 관찰한 경우의 잔류 γ의 가장 긴 방향을 따른 잔류 γ의 길이를 나타낸다. 또한, 잔류 γ는 강재의 판 두께 t의 (1/4) 위치에서 샘플을 채취해서 측정하는 것이 좋다.

(d) 여기서, 잔류 γ는 준안정 상태에 있고, 강재가 소성 변형을 받음으로써 마르텐사이트 변태하기 쉽다. 강재가 소성 변형을 받아도 잔류 γ를 많이 상실하지 않기 위해서는, 잔류 γ의 기하학적 형태가 구형에 가까운 편이 바람직하고, 구체적으로 수량 규정하면, 잔류 γ의 평균 애스펙트비의 상한이 2.5인 것이 바람직하다. 여기서, 잔류 γ의 애스펙트비이란, 잔류 γ의 긴 직경(L), 즉 잔류 γ의 가장 긴 직경과, 짧은 직경(W), 즉 잔류 γ의 가장 짧은 직경의 비, 즉 L/W를 말한다. 그 정의로부터 명백해진 바와 같이, 애스펙트비의 하한은 1이다.

(e) 또한, 잔류 γ가 소성 변형을 받았을 때 소실되는 잔류 γ의 양을 최소화하기 위해서는, 잔류 γ 중의 Ni 및 Mn이 잔류 γ의 주위의 조직과 비교하여, 어느 정도 농화되어 있을 필요가 있다. 구체적으로는 잔류 γ 중의 평균 Ni 농도 및 평균 Mn 농도가 각각 페라이트상(α상) 중의 평균 Ni 농도 및 평균 Mn 농도의 1.4배를 초과하는 농도일 필요가 있다.

(f) 또한, 이들 목적을 달성하기 위한 제조 방법에 대해서는, 가열 조건 또는 압연 조건의 컨트롤을 상세하게 행함으로써 내파괴 특성과 경제성의 양립도 도모할 수 있지만, 이것은 특별히 필수 조건으로서 규정되는 것이 아니다. 또한, 열처리 조건을 상세하게 규정함으로써, 종래부터 9％ Ni 강에서 많이 사용되어 온 L 처리(강재를 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역의 온도 범위로 가열한 후에 수냉 처리를 하는 것)를 실시하지 않고 템퍼링 처리만을 실시하는 경우에도, 충분한 특성을 나타내는 강재를 얻을 수 있다. 단, L 처리의 실시가 강재의 성능을 손상시키지 않는 것은 물론이다. 따라서, 금속 조직을 미세화함과 동시에 안정된 오스테나이트 상을 생성시키고, 더욱 인성을 개선하기 위해서, 필요에 따라 강재를 620℃ 내지 720℃의 온도 범위로 가열한 후에 수냉 처리를 하는 L 처리를 실시해도 좋다. 단, L 처리의 유무에 관계없이, 템퍼링 처리를 실시한 후에, 강재 표면 온도를 300℃ 이하로 할 때까지의 냉각 속도의 하한을 0.5℃/s로 하는 것이, 양호한 특성을 얻기 위해서 필요하다. 템퍼링 후의 수냉 등에 의해, 이 냉각 속도를 크게 함으로써, 템퍼링 취화의 영향을 받는 일 없이, Ni 농도가 높고 또한 보다 안정된 오스테나이트 상을 생성시킬 수 있어, 매우 높은 인성을 확보할 수 있다. 상세 내용은 검토를 요하지만, 템퍼링 중에 생성된 γ의 일부는, 템퍼링 후의 냉각 사이에 마르텐사이트 변태를 일으킨다. 냉각 속도의 하한을 0.5℃/s로 함으로써, 이 마르텐사이트 변태에 의해 발생한 마르텐사이트 내의 전위 밀도의 감소를 억제할 수 있고, 또한 이 마르텐사이트에 인접한 잔류 γ에 역학적 구속 작용을 가해서 잔류 γ의 안정성을 향상시킬 수 있다고 추정할 수 있다.

(g) 이러한 저온 인성이 우수한 강재는 높은 파괴 안전성을 갖고 있으므로, LNG 탱크의 내조 부재에 적용할 수 있다.

(h) 지상식 LNG 탱크 중에서 격진 시에 큰 소성 변형이 부하되는 부분으로서 애뉼러 플레이트를 들 수 있다. 이러한 저온 인성이 우수한 강재는, 높은 파괴 안전성을 갖고 있으므로, LNG 탱크 중의 애뉼러 플레이트에 적용할 수 있다.

본 발명은 상기의 지견을 기초로 해서 완성한 것이며, 하기의 (1) 내지 (4)의 강재 및 (5) 내지 (8)의 강재의 제조 방법 및 (9) 내지 (10)의 당해 강재를 적용한 LNG 탱크를 그 요지로 한다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 강재는, 화학 성분이 질량％로 C: 0.01 내지 0.12％, Si: 0.01 내지 0.30％, Mn: 0.4 내지 2.0％, Ni: 6.6 내지 8.0％, Al: 0.002 내지 0.08％ N: 0.0050％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.008％ 이하, Cu: 0 내지 1.0％, Cr: 0 내지 1.0％, Mo: 0 내지 0.5％, V: 0 내지 0.10％, B: 0 내지 0.0050％, Nb: 0 내지 0.10％, Ti: 0 내지 0.10％, Sn: 0 내지 0.50％, Ca: 0 내지 0.004％, Mg: 0 내지 0.0020％, REM: 0 내지 0.0020％, 잔량부: Fe 및 불순물인 강으로서, 상기 강재의 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서의 잔류 γ의 양의 하한이 4.0체적％이고, 상기 잔류 γ는, 그 애스펙트비의 평균값의 상한이 2.5, 또한 그 긴 직경의 평균값의 상한이 0.85㎛인 형태를 가짐과 함께, 상기 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도가 각각 다음 식 (A) 및 식 (B)를 충족한다.

[Mn]_{retained γ}>[Mn]_α×1.4 …(A)

[Ni]_{retained γ}>[Ni]_α×1.4 …(B)

여기서, [Mn]_retained _γ는 상기 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도를, [Mn]_α는 페라이트상 중의 평균 Mn 농도를, [Ni]_retained _γ는 상기 잔류 γ 중의 평균 Ni 농도를, [Ni]_α는 상기 페라이트상 중의 평균 Ni 농도를 각각 나타낸다.

(2) 상기 (1)의 강재는, 또한 화학 성분이 질량％로 C: 0.02％ 내지 0.07％ Si: 0.01％ 내지 0.10％, Mn: 0.6％ 내지 1.0％ Ni: 7.0 내지 7.8％ Cu: 0 내지 0.30％, Cr: 0 내지 0.80％, Mo: 0 내지 0.20％, V: 0 내지 0.05％, B: 0 내지 0.0005％, Nb: 0 내지 0.02％, Ti: 0 내지 0.02％, Sn: 0 내지 0.01％이어도 좋다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)의 강재는, 또한 화학 성분이 질량％로 Cr: 0.30 내지 0.60％, Mo: 0.05 내지 0.15％여도 좋다.

(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항의 강재는, 판 두께가 3㎜ 내지 100㎜인 강판이고, 항복 응력이 585㎫ 이상이며, 인장 강도가 690㎫ 내지 885㎫여도 좋다.

(5) 본 발명의 일 형태에 관한 LNG 탱크는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강재가 내조 부재에 적용되어 있다.

(6) 본 발명의 일 형태에 관한 LNG 탱크는, 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 강재가 애뉼러 플레이트에 적용되어 있다.

Ni 함유량이 질량％로 6.6 내지 8.0％의 저Ni 강재로서, 경제성과 내파괴 특성이 우수한 강재 및 그 제조 방법 및 LNG 탱크를 제공하는 것이 가능해진다.

도 1은 템퍼링 온도와 잔류 γ 양과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 850℃ 이하의 누적 압하율과 Ni 및 Mn의 농화율과의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 Ni 및 Mn의 농화율과, 대표적인 파괴 특성 평가 파라미터인 DT(Dynamic Tear) 에너지와의 관계를 나타내는 그래프이다.

이하에, 본 실시 형태에 관한 강재에 대해서, 그 요건마다 상세하게 설명한다. 여기서, 함유량에 관한 「％」는 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.

(A) 화학 조성에 대해서

C: 0.01 내지 0.12％

C는 모재의 강도 확보를 위해서 필요한 원소이다. C의 함유량이 0.01％ 미만인 경우, 필요한 강도를 확보할 수 없고, 또한 용접 시에 FL(Fusion Line)에서의 라스상 마르텐사이트의 형성이 불충분해져서 FL 근방의 HAZ(Heat Affected Zone)의 인성도 저하되므로, C 함유량의 하한을 0.01％로 할 필요가 있다. 한편, C의 함유량이 0.12％를 초과하면, HAZ, 그 중에서도 FL 근방의 HAZ의 인성 열화가 현저해진다. 따라서, C의 함유량은 0.01％ 내지 0.12％로 한다. 확실하게 강도를 확보하기 위해서, C의 함유량의 하한을 0.02％, 0.03％ 또는 0.04％로 해도 좋다. HAZ 인성의 개선을 위해서, C의 함유량의 상한을 0.10％, 0.08％, 0.07％ 또는 0.06％로 해도 좋다.

Si: 0.01 내지 0.30％

Si는 탈산제로서 필요한 원소이다. 탈산의 효과를 얻기 위해서는, Si의 함유량의 하한을 0.01％로 할 필요가 있다. 한편, 본 실시 형태에 관한 강재의 경우, Si와 켄칭한 채 마르텐사이트의 템퍼링 과정과는 크게 관련이 있고, Si의 함유량이 0.30％를 초과하면, Si는 용접 냉각 과정에 있어서 과포화로 C를 고용하고 있는 마르텐사이트 중으로부터 시멘타이트로의 C의 분해 석출 반응을 억제한다. C의 분해 석출 반응의 억제에 의해, 자기 템퍼링(Self-tempering)이 지연되고, 용접부의 인성이 저하된다. 또는, 함유량이 0.30％를 초과하는 Si는 섬 형상 마르텐사이트를 증가시킴으로써 용접부의 인성을 저하시킨다. 따라서, Si 함유량은 0.01％ 내지 0.30％로 한다. 또한, 용접부의 인성 향상의 관점에서는 Si 함유량은 가능한 한 적은 편이 좋고, 용접부의 인성 개선을 위해서, Si 함유량의 상한을 0.20％, 0.15％ 또는 0.10％로 해도 좋다. 탈산을 확실하게 행하기 위해서, Si 함유량의 하한을 0.02％, 0.03％ 또는 0.04％로 해도 좋다.

Mn: 0.4 내지 2.0％

Mn은 탈산제로서, 또한 모재의 강도 및 인성의 확보, 및 HAZ의 켄칭성 확보를 위해서 필요한 원소이다. Mn의 함유량이 0.4％ 미만에서는 이러한 효과가 얻어지지 않고, 또한 HAZ에 페라이트 사이드 플레이트가 생성되어 라스상 마르텐사이트의 형성이 불충분해져 용접부의 인성이 저하되므로, Mn의 함유량의 하한은 0.4％로 한다. 한편, Mn의 함유량이 2.0％를 초과하면, Mn의 중심 편석에 의해, 모재 특성의 판 두께 방향에서의 불균일을 초래하는 경우가 있다. 따라서, Mn의 함유량은 0.4％ 내지 2.0％로 한다. 켄칭성 확보와 용접부의 인성 향상을 위해서, Mn의 함유량의 하한을 0.50％, 0.60％ 또는 0.70％로 해도 좋다. 모재 특성의 판 두께 방향에서의 불균일을 더욱 방지하기 위해서, Mn 함유량의 상한을 1.5％, 1.2％, 1.0％ 또는 0.9％로 해도 좋다.

P: 0.05％ 이하

P는 불순물로서 강 중에 존재하고, 입계에 편석하여, 인성을 저하시키는 원인이 된다. P의 함유량이 0.05％를 초과하면, 용접 시에 고온 균열을 초래하는 경우가 있으므로, P의 함유량을 0.05％ 이하로 제한한다. 또한, 인성의 향상을 위해서는 P의 함유량은 가능한 한 작게 하는 것이 좋고, P의 함유량의 상한을 0.03％, 0.02％, 0.01％, 0.008％ 또는 0.006％로 해도 좋다. P 함유량의 하한을 특별히 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 그러나, P를 필요 이상으로 저감시키는 것은 정련 시의 비용 상승으로 이어지므로, P의 함유량의 하한을 0.0001％ 또는 0.0005％로 해도 좋다.

S: 0.008％ 이하

S는 불순물로서 강 중에 존재하고, 너무 많으면, 중심 편석을 조장하거나, 취성 파괴의 원인이 되는 연신 형상의 MnS가 다량으로 생성되거나 하는 원인이 된다. S의 함유량이 0.008％를 초과하면, 모재 및 HAZ의 기계적 성질이 열화된다. 이로 인해, S의 함유량은 0.008％ 이하로 한다. 모재 및 HAZ의 기계적 성질의 개선을 위해서, S의 함유량의 상한을 0.006％, 0.004％, 0.003％ 또는 0.002％로 해도 좋다. S의 함유량은 가능한 한 작게 하는 것이 좋으므로, S의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 정련 비용의 문제로부터, S의 함유량의 하한을 0.0001％ 또는 0.0003％로 해도 좋다.

Ni: 6.6 내지 8.0％

Ni는, 저온용 강재로서 인성을 확보하기 위해서 필요한 가장 기본적인 원소이다. 저온용 강재로서 인성을 확보하기 위해서는, 6.6％ 이상의 Ni의 함유량이 필요하다. Ni의 함유량이 많으면 많을수록 높은 저온 인성이 얻어지지만, 그만큼 비용 상승의 요인이 되므로, Ni의 함유량의 상한은 8.0％로 한다. 따라서, Ni의 함유량의 타깃은 6.6％ 내지 8.0％이다. 저온 인성의 확보의 관점에서, Ni 함유량은 6.7％ 이상이 바람직하고, 필요에 따라, Ni의 함유량의 하한을 6.8％, 6.9％ 또는 7.0％로 해도 좋다. 또한, 비용 억제의 관점에서, Ni 함유량의 상한을 7.8％, 7.6％ 또는 7.4％로 해도 좋다. 단, Ni 함유량이 8.0％ 초과였다고 하더라도 저온용 강재로서 요구되는 특성은 얻어진다.

Al: 0.002 내지 0.080％

Al은 일반적으로는 탈산제로서 함유시키는 원소이지만, 본 실시 형태에 관한 강재의 경우에는, Si와 마찬가지로 마르텐사이트의 자기 템퍼링(Self-tempering)을 지연시키는 작용을 갖는다. 따라서, Al의 함유량은 가능한 한 적은 편이 바람직하다. Al의 함유량이 0.080％를 초과해서 과잉이 되면, 상술한 Si와 마찬가지로, 용접 냉각 과정에 있어서 과포화로 C를 고용한 마르텐사이트로부터의 C의 시멘타이트로의 분해 석출 반응을 억제하고, 용접부의 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그러나, Al의 함유량이 0.002％ 미만에서는 충분한 탈산 효과를 얻지 못한다. 따라서, Al의 함유량은 0.002％ 내지 0.080％로 한다. 확실하게 탈산을 행하기 위해서, Al의 함유량의 하한을 0.005％, 0.010％, 0.015％ 또는 0.020％로 해도 좋다. 용접부의 인성 향상을 위해 Al의 함유량의 상한을 0.060％, 0.050％ 또는 0.040％로 해도 좋다.

N: 0.0050％ 이하

N은 불순물로서 강 중에 존재하고, 고용 N의 증가 또는 석출물의 생성을 통해서 HAZ 인성 악화의 원인이 되므로, HAZ 인성의 확보를 위해서는 N의 함유량은 낮은 편이 좋다. N의 함유량이 0.0050％를 초과하면 HAZ 인성의 악화가 현저해지는 경우가 있으므로, N의 함유량을 0.0050％ 이하로 한다. HAZ 인성의 향상을 위해 N의 함유량의 상한을 0.0045％ 또는 0.0040％로 해도 좋다. N의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 단, 정련 시의 비용의 문제로부터, N의 함유량의 하한을 0.0001％ 또는 0.0010％로 해도 좋다.

본 실시 형태에 관한 강재는, 상기 성분 이외에 잔량부가 Fe와 불순물을 포함하는 것이다. 여기서, 불순물이란, 강재를 공업적으로 제조할 때, 광석 또는 스크랩 등과 같은 원료, 또는 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분으로서, 본 발명에 악영향을 주지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 강재는, 상기의 성분 외에 Cu, Cr, Mo, V, B, Nb, Ti, Sn, Ca, Mg 및 REM 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 좋다. 이들 성분의 함유량의 하한을 특별히 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, 본 실시 형태에 관한 강재에 이들 합금 원소가 의도적으로 첨가되었다고 하더라도, 또는 불순물로서 혼입되었다고 하더라도, 그 함유량이 규정 범위 내에 있으면, 그 강재는 본 발명의 청구 범위 내로 해석한다.

Cu: 0 내지 1.00％

Cu는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Cu를 함유시키면, 모재의 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나, Cu의 함유량이 1.00％를 초과하면, Ac₃점 이하의 온도로 가열된 HAZ의 인성이 열화되는 경우가 있으므로, Cu의 함유량의 상한은 1.00％로 한다. 바람직한 Cu 함유량의 상한은 0.80％ 또는 0.60％이며, 더욱 바람직한 Cu 함유량의 상한은 0.30％이다. 또한, Cu에 의한 모재의 강도 향상 효과를 얻고 싶을 경우에는, Cu의 함유량의 하한을 0.10％로 해도 좋다.

Cr: 0 내지 1.00％

Cr은 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Cr을 함유시키면, 내탄산 가스 부식성을 향상시킴과 함께, 켄칭성의 향상에 의해 결과적으로 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나, Cr의 함유량이 1.00％를 초과하면, HAZ의 경화의 억제가 어려워지고, 또한 내탄산 가스 부식성 향상 효과가 포화되므로, Cr의 함유량의 상한은 1.00％로 한다. HAZ의 경화의 억제를 위해서, Cr 함유량의 상한을 0.80％, 0.60％ 또는 0.50％로 해도 좋다. Cr의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Cr에 의한 내탄산 가스 부식성 및 켄칭성의 향상 효과를 얻고 싶을 경우에는, Cr의 함유량의 하한을 0.05％로 해도 좋다. 켄칭성의 향상 효과를 확실하게 얻기 위해서, Cr 함유량의 하한을 0.10％로 해도 좋다. 더 바람직한 Cr 함유량의 하한은 0.20％이다. 필요에 따라, Cr 함유량의 하한을 0.30％ 또는 0.40％로 해도 좋다.

Mo: 0 내지 0.50％

Mo는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Mo를 함유시키면, 모재의 강도와 인성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, Mo의 함유량이 0.50％를 초과하면, HAZ의 경도가 높아지고, 인성과 내SSC성을 손상시키는 경우가 있으므로, Mo의 함유량의 상한은 0.50％로 한다. 바람직한 Mo 함유량의 상한은 0.30％이다. 인성 및 내SSC성의 개선을 위해서, Mo 함유량의 상한을 0.20％, 0.15％ 또는 0.12％로 해도 좋다. Mo의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Mo에 의한 모재의 강도 및 인성을 향상시키는 효과를 얻고 싶을 경우에는, Mo의 함유량의 하한을 0.05％로 하는 편이 바람직하다. 필요에 따라, Mo의 함유량의 하한을 0.06％ 또는 0.07％로 해도 좋다.

V: 0 내지 0.10％

V는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. V를 함유시키면, 주로 템퍼링 시의 탄질화물 석출에 의해 모재의 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그러나, V의 함유량이 0.10％를 초과하면, 모재 강도 향상의 효과가 포화됨과 함께, 인성 열화를 초래하는 경우가 있으므로, V의 함유량의 상한은 0.10％로 한다. V의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 인성 향상을 위해 V 함유량의 상한을 0.08％, 0.06％ 또는 0.04％로 해도 좋다. 또한, V에 의한 모재의 강도를 향상시키는 효과를 얻고 싶은 경우에는, V의 함유량의 하한을 0.015％ 또는 0.02％로 해도 좋다.

B: 0 내지 0.0050％

B는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. B를 함유시키면, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 있다. 그러나, B의 함유량이 0.0050％를 초과하면, 조대한 붕소 화합물의 석출을 초래해서 인성을 열화시키는 경우가 있으므로, B의 함유량의 상한은 0.0050％로 한다. 인성의 열화를 방지하기 위해서, B 함유량의 상한을 0.0040％, 0.0030％ 또는 0.0020％로 해도 좋다. B의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, B에 의한 모재의 강도를 향상시키는 효과를 얻고 싶을 경우에는, B의 함유량의 하한을 0.0003％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직한 B 함유량의 하한은 0.0005％ 또는 0.0010％이다. B에 의한 모재 강도의 향상 효과가 필요없을 경우에는, B의 함유량의 상한을 0.0010％, 0.0005％, 0.0003％ 또는 0.0002％로 해도 지장이 없다.

Nb: 0 내지 0.10％

Nb는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Nb를 함유시키면, 조직을 미세화시켜서 저온 인성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, Nb의 함유량이 0.10％를 초과하면, 조대한 탄화물 또는 질화물을 형성하고, 인성을 저하시키는 경우가 있으므로, Nb의 함유량의 상한은 0.10％로 한다. Nb의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 인성의 저하를 방지하기 위해서, Nb 함유량의 상한을 0.08％, 0.06％ 또는 0.04％로 해도 좋다. 또한, Nb에 의한 저온 인성을 향상시키는 효과를 얻고 싶을 경우에는, Nb의 함유량의 하한을 0.01％ 또는 0.02％로 해도 좋다.

Ti: 0 내지 0.10％

Ti는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Ti는 주로 탈산 원소로 이용하지만, 또한 Al, Ti, Mn을 포함하는 산화물상을 형성해서 조직을 미세화하는 효과가 있다. 그러나, Ti의 함유량이 0.10％를 초과하면, 형성되는 산화물이 Ti 산화물, 또는 Ti-Al 산화물이 되어서 분산 밀도가 저하되고, 특히 소입열 용접부 열 영향부의 조직을 미세화하는 능력이 상실되는 경우가 있으므로, Ti의 함유량의 상한을 0.10％로 한다. 바람직한 Ti의 함유량의 상한은 0.07％ 또는 0.05％이다. Ti의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, Ti에 의한 조직을 미세화하는 효과를 얻고 싶을 경우에는, Ti의 함유량의 하한을 0.02％ 또는 0.03％로 해도 좋다.

Sn: 0 내지 0.50％

Sn은 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Sn을 함유시키면, Sn² ⁺로 되어 강재 표면 부착물에 용해하고, 산성염화물 용액 중에서의 인히비터 작용에 의해 부식을 억제하는 작용을 갖는다. 또한, Fe³ ⁺을 빠르게 환원하고, 산화제로서의 Fe³ ⁺ 농도를 저감시키는 작용을 가짐으로써, Fe³ ⁺의 부식 촉진 작용을 억제하므로, 높은 비래 염분 환경에 있어서의 내후성을 향상시킨다. 그러나, Sn의 함유량이 0.50％를 초과하면, 이러한 효과는 포화되므로, Sn의 함유량의 상한은 0.50％로 한다. 바람직한 Sn 함유량의 상한은 0.20％이다. 합금 비용 삭감을 위해서, Sn의 함유량의 상한을0.10％, 0.05％ 또는 0.01％로 제한해도 좋다. Sn의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, Sn에 의한 내식성 및 내후성 효과를 얻고 싶을 경우에는, Sn의 하한을 0.03％ 또는 0.05％로 해도 좋다.

Ca: 0 내지 0.004％

Ca는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Ca를 함유시키면, 강 중의 S와 반응해서 용강 중에서 산황화물(옥시술피드)을 형성한다. 이 산황화물은 MnS 등과 상이하게 압연 가공에 의해 압연 방향으로 신장되는 일이 없으므로, 압연 후에도 구상이다. 이 구상의 산황화물은, 연신된 개재물의 선단 등을 깨짐의 기점으로 하는, 용접 깨짐 또는 수소 유기 깨짐을 억제하는 효과가 있다. 그러나, Ca의 함유량이 0.004％를 초과하면, 인성의 열화를 초래하는 일이 있으므로, Ca의 함유량의 상한은 0.004％로 한다. 인성의 저하를 확실하게 피하기 위해서, Ca의 함유량의 상한을 0.003％로 해도 좋다. Ca의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, Ca에 의한 용접 깨짐 또는 수소 유기 깨짐을 억제하는 효과를 얻고 싶을 경우에는, Ca의 함유량의 하한을 0.0003％ 또는 0.0005％로 해도 좋다.

Mg: 0 내지 0.0020％

Mg는 필요에 따라 함유시킬 수 있다. Mg를 함유시키면, 미세한 Mg 함유 산화물이 생성되므로 γ 입경의 미세화에 효과가 있다. 그러나, Mg의 함유량이0.0020％를 초과하면, 산화물이 너무 많아져서 연성 저하를 초래하는 일이 있으므로, Mg의 함유량의 상한은 0.0020％로 한다. 바람직한 Mg의 함유량의 상한은 0.0010％이다. Mg의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, Mg에 의한 γ 입경의 미세화 효과를 얻고 싶을 경우에는, Mg의 하한을 0.0002％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직한 Mg 함유량의 하한은 0.0004％이다.

REM: 0 내지 0.0020％

REM(희토류 원소)은 필요에 따라 함유시킬 수 있다. REM은 강 중에 함유시킴으로써, 용접 열 영향부의 조직을 미세화하고, 또한 S와 결합해서 S를 고정하는 효과가 있다. REM을 과잉으로 함유시키면, 개재물이 형성되어 용접부의 청정도가 저하되는 경우가 있지만, REM의 함유에 따라 형성되는 개재물은 비교적 인성 열화에 대한 영향이 작으므로, REM의 함유량이 0.0020％ 이하이면 REM 함유에 의한 모재의 인성 저하는 허용할 수 있다. 따라서, REM의 함유량의 상한을 0.0020％로 한다. 바람직한 REM의 함유량의 상한은 0.0010％이다. REM의 함유량의 하한을 규정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 또한, REM에 의한 용접 열 영향부 조직의 미세화 효과와 S의 고정 효과를 얻고 싶을 경우에는, REM의 함유량의 하한을 0.0002％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직한 REM 함유량의 하한은 0.0003％이다.

여기서 REM이란, 란타노이드의 15 원소에 Y 및 Sc를 합한 17 원소의 총칭이며, 이들 원소 중 1종 또는 2종 이상을 함유시킬 수 있다. 또한, REM의 함유량이라는 용어는, 이들 원소의 합계 함유량을 의미한다.

본 실시 형태에 관한 강재는 상기 성분을 함유하고, 잔량부가 철 및 불순물을 포함한다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 용접 강재에는 상기 성분 이외에, 강재 자체의 강도, 인성 등을 한층 더 개선할 목적으로, 또는 스크랩 등의 부원료로부터의 불순물로서, 이하의 합금 원소를 함유해도 좋다.

Sb는 HAZ의 인성을 손상시키므로, Sb의 함유량의 상한을 0.03％로 해도 좋다. HAZ 인성을 향상시키기 위해서, Sb의 함유량의 상한을 0.01％, 0.005％, 0.003％ 또는 0.001％로 해도 좋다.

As는 HAZ의 인성을 손상시키므로, As의 함유량의 상한을 0.02％로 해도 좋다. 필요에 따라, As의 함유량의 상한을 0.005％, 0.003％ 또는 0.001％로 해도 좋다.

또한, 강도 및 인성의 향상을 위해 Pb, Zr, Zn 및 W 함유량 각각의 상한을, 0.1％, 0.01％ 또는 0.005％로 해도 좋다. 이들 원소의 함유량의 하한을 특별히 정할 필요는 없고, 0％이다.

Co는 Ni 중에 불순물로서 포함되는 경우가 있다. Co는 HAZ 인성을 손상시키므로, Co의 함유량의 상한을 0.5％, 0.3％, 0.1％ 또는 0.05％로 해도 좋다. Co 함유량의 하한을 특별히 정할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다.

(B) 금속 조직에 대해서

(B-1) 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서의 잔류 γ 양의 하한이 4.0체적％인 것

강재 중의 잔류 γ는, 강재의 취성 균열 전파 정지 특성의 향상에 기여한다. 이 결과, 저온 환경 하에서의 인성의 향상 효과를 기대할 수 있다. 이 효과를 얻기 위해서는, 강재의 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서의 잔류 γ 양의 하한이 4.0체적％인 것이 필요하다. 인성 향상을 위해 잔류 γ 양의 하한을 4.5체적％, 5.0체적％, 5.5체적％, 6.0체적％ 또는 6.5체적％로 해도 좋다. 잔류 γ 양의 상한은 특별히 규정하는 것이 아니지만, 잔류 γ가 너무 많이 존재하면 항복 강도가 저하될 우려가 있으므로, 잔류 γ 양의 상한은 20.0체적％ 또는 15.0체적％로 해도 좋다. 여기서, 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서 잔류 γ 양을 평가하는 것은, 판 두께 전역의 평균적인 위치에서의 평가를 하기 위해서다.

여기서, 템퍼링 온도 T(℃)가 이하의 식 (3)을 충족하면, 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서의 잔류 γ 양의 하한을 4.0체적％로 할 수 있다.

3.8×Ni-33+Ac₁≤T≤6.3×Ni-0.4+Ac₁…(3)

여기서, Ac₁은 다음 식 (4)에 의해 정의된다.

Ac₁=712+20.1×Si-17.8×Mn-19.1×Ni+11.9×Cr-9.8×Mo…(4)

여기서, 식 중의 원소 기호는 강재 중의 각 원소의 함유량(질량％)을 나타낸다.

도 1은 표 1에 기재된 강 No.1의 화학 성분을 갖는 슬래브를 950℃로 가열한 후, 850℃ 이하에서 70％의 누적 압하율을 달성하는 압연을 행하여, 압연 후 즉시 상온까지 수냉하고, 계속해서 다양한 템퍼링 온도에서 템퍼링을 행하여, 그 후 수냉함으로써 제조된 다양한 강재에 있어서의, 템퍼링 온도와 잔류 γ 양과의 관계를 나타내는 그래프이다. 여기서, 누적 압하율이란, 압연 개시 시의 판 두께 t1과 압연 종료 시의 판 두께 t2와의 차를 압연 개시 시의 판 두께 t1으로 나눈 값의 백분율((t1-t2)/t1×100)이다. 도 1에 도시된 바와 같이, 템퍼링 온도가 너무 낮으면, γ로 역변태하는 영역이 너무 적으므로 잔류 γ 양이 적고, 반대로 템퍼링 온도가 너무 높으면, 생성된 γ가 불안정화되어 냉각 중에 마르텐사이트 변태하므로 잔류 γ 양은 적어진다. 따라서, 식 (3)을 만족함으로써 잔류 γ를 많이 확보할 수 있는 것을 알 수 있다.

(B-2) 잔류 γ의 애스펙트비의 평균값의 상한이 2.5, 또한 그 긴 직경의 평균값의 상한이 0.85㎛인 것

일반적으로 α조직(페라이트 조직) 중의 잔류 γ는 준안정 상태에 있고, 소성 변형을 받음으로써 마르텐사이트 변태하기 쉽다. 잔류 γ는 취성 파괴 발생 특성 또는 전파 정지 특성의 향상을 위해서는 분산되고 있을 필요가 있고, 지진을 받은 후에 소실될 경우, 원하는 내파괴 특성이 발휘되지 않는다. 거시적인 소성 변형 부가량이 일정해도, 잔류 γ 입자에 부가되는 왜곡은 잔류 γ의 분포 형태에 따라 크게 변화하고, 잔류 γ 입자가 보다 미세하고 구형에 가까운 형상일수록, 왜곡의 분배율은 저하된다. 따라서, 단면 관찰에 의해 얻어지는 잔류 γ 입자의 애스펙트비 평균값의 상한을 2.5, 또한 단면 관찰에 의해 얻어지는 잔류 γ 입자의 긴 직경 평균값의 상한을 0.85㎛로 할 필요가 있다. 잔류 γ 입자의 평균 애스펙트비가 작을수록 인성이 향상되므로, 애스펙트비의 평균값의 상한을 2.3 또는 2.0으로 해도 좋다. 또한, 긴 직경의 평균값이 작을수록 인성이 향상되므로, 긴 직경의 평균값의 상한을 0.80㎛ 또는 0.75㎛로 해도 좋다. 긴 직경의 평균값의 하한은 규정할 필요는 없지만, 통상 0.05㎛가 된다.

(B-3) 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도가 각각, 다음 식 (1) 및 식 (2)를 충족할 것

[Mn]_{retained γ}>[Mn]_α×1.4…(1)

[Ni]_{retained γ}>[Ni]_α×1.4…(2)

여기서, [Mn]_{retained γ}: 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도, [Mn]_α: 페라이트상 중의 평균 Mn 농도, [Ni]_{retained γ}: 잔류 γ 중의 평균 Ni 농도, [Ni]_α: 페라이트상 중의 평균 Ni 농도를 각각 나타낸다.

오스테나이트 포머인 Ni 및 Mn은, γ→α 변태점을 낮추는 원소이며, 잔류 γ를 안정화시키는 작용을 갖는 것이 알려져 있다. 소성 변형을 받은 후에 잔류 γ 양을 많이 확보하기 위해서는, 개개의 잔류 γ 중의 Mn 농도의 하한 및 Ni 농도의 하한을, 각각 페라이트상 중에 있어서의 Mn 농도 및 Ni 농도에 대하여 1.4배로 하는 것이 매우 중요하다.

상술한 식 (1) 및 식 (2)를 충족하기 위해서는, 열간 압연 공정에서 850℃ 이하의 누적 압하율의 하한을 50％로 하고, 템퍼링 후의 냉각 속도를 0.5℃/s보다 크게 할 필요가 있다. 도 2는 표 1에 기재된 강 No.1의 화학 성분을 갖는 슬래브를 960℃로 가열한 후, 다양한 누적 압하율로 압연을 행하여, 압연 후 즉시 상온까지 수냉하고, 계속해서 570℃에서 템퍼링(템퍼링 후의 수냉 있음)을 행함으로써 제조된 다양한 강재에 있어서의, 850℃ 이하의 누적 압하율과 Ni 및 Mn의 농화율([M]_γ/[M]_α)과의 관계를 나타내는 그래프이다. 여기서 Ni 및 Mn의 농화율이란, [Mn]_{retained γ} 및 [Ni]_{retained γ}를 [Mn]_α 및 [Ni]_α로 각각 제산함으로써 얻어지는 값이다. 도 2로부터, 특히 누적 압하율의 하한을 50％로 함으로써, 1.4 이상의 농도비가 얻어지고, 식 (1) 및 식 (2)를 만족할 수 있는 것을 알 수 있다.

Ni 및 Mn의 농화율과, 대표적인 파괴 특성 평가 파라미터인 DT(Dynamic Tear) 에너지와의 관계를 도 3에 도시한다. DT 에너지가 높은 경우, 어레스트 특성이 좋다고 판단된다. LPG 또는 LNG 등의 액화 가스를 저장하는 극저온 저장조 탱크를 제조하기 위한 강재에서는, DT 에너지가 1500J를 상회하는 것이 바람직하다. 도 3으로부터, Ni 및 Mn의 농화율의 하한을 모두 1.4로 함으로써, DT 에너지가 1500J를 상회하는 것을 알 수 있다. 이 농화율의 하한을 1.5 또는 1.6으로 하면, 더 높은 DT 에너지를 얻을 수 있어, 바람직하다.

Ni 및 Mn의 농화율의 상한을 특별히 규정할 필요는 없다. 그러나, Ni 및 Mn의 농화율이 10 또는 5를 초과하는 일은 거의 없으므로, 그것들의 상한을 10 또는 5로 해도 좋다.

(C) 제조 방법에 대해서

본 실시 형태에 관한 강재는, 이하에 나타내는 공정을 거쳐서 제조할 수 있다. 단, 이하의 제조 방법에 한정되는 것은 아니다.

슬래브에 대해서는, 각별히 그 주조 조건을 규정하는 것이 아니다. 조괴- 분괴 슬래브를 사용해도 좋고, 연속 주조 슬래브를 사용해도 좋다. 제조 효율, 수율 및 에너지 절약의 관점에서는 연속 주조 슬래브를 사용하는 것이 바람직하다. 또한, 제조되는 강재의 판 두께는 3㎜ 내지 100㎜, 주로 6㎜ 내지 50㎜로 한다. 제조되는 강재를 강판으로 해도 좋다.

(C-1) 슬래브의 가열 공정

가열 공정은, 슬래브의 가열 온도를 920℃ 내지 980℃로 컨트롤한다. AlN의 고용을 진행시켜, 후속의 열처리 시에 결정립의 조대화를 억제해 원하는 내파괴 특성을 얻기 위해서는, 슬래브의 가열 온도의 하한을 920℃로 하는 것이 좋다. 또한, γ 입자가 너무 조대화하지 않고, 내파괴 특성이 손상되지 않도록 하기 위해서는, 슬래브의 가열 온도의 상한을 970℃로 한다.

(C-2) 압연 공정

열간 압연 공정에서는 가열한 슬래브의 압연을 행한다. 구체적으로는 조압연과 마무리 압연으로 나누어서 압연하면 된다.

가열한 슬래브에 대한 조압연에서는, 조압연 종료 시의 슬래브 두께가 성품 두께(강재 두께)의 3배 내지 8배가 될 때까지 압하하는 것이 바람직하다. 조압연 종료 후의 슬래브 두께가 제품의 판 두께의 3배 이상이 되도록 압하하면, 계속되는 마무리 압연에서 충분한 압하를 할 수 있고, 성품 강재의 인성을 향상시킬 수 있다. 한편, 조압연 종료 후의 슬래브 두께가 제품의 판 두께의 8배 이하가 되도록 압하하면, 계속되는 마무리 압연에 있어서의 마무리 압연 온도(마무리 압연이 종료되는 온도)를 700℃ 이상으로 제어하기 쉬워진다.

마무리 압연에서는, 이와 같이 하여 조압연이 행하여진 슬래브에 대하여 냉각하지 않고 계속해서 압하를 행하여 소정의 판 두께의 성품으로 만든다. 이 마무리 압연에서는 850℃ 이하에 있어서의 누적 압하율의 하한을 50％로 한다. 이 비교적 저온에서의 압하량을 크게 하는 것은, 변형대의 도입이 적극적으로 이루어져, 최종적으로 생성되는 잔류 γ를 많이 남기고, 또한 잔류 γ의 평균 애스펙트비를 작게 하는데도 효과적이다. 이것은 압하량이 큰 경우, 연신된 잔류 γ가 분단되기 때문이다. 또한, 변형대의 적극적인 도입을 위해서, 마무리 압연 시의 최종 압연 온도(마무리 압연 온도)가 700℃ 내지 730℃가 되도록, 마무리 압연 개시 온도를 가능한 한 낮게 하는 것이 바람직하다.

(C-3) 냉각 공정

냉각 공정에서는, 마무리 압연을 한 압연 후의 강재를 가속 냉각하는 것이 바람직하다. 특히, 판 두께가 커질수록 강재의 인성 확보가 곤란해지므로, 판 두께가 두꺼운 강재에서는, 압연 공정 후의 가속 냉각의 냉각 속도는 빠른 편이 좋다. 구체적으로는, 판 두께 15㎜ 이하인 경우, 강재의 판 두께 t의 중심부, 즉 판 두께 t의 (1/2)t 위치에서의 냉각 속도의 하한을 3℃/s로 한다. 판 두께 15㎜ 초과의 경우, 냉각 속도의 하한을 10℃/s로 한다. 이것은 압연 공정 후의 가속 냉각 시의 냉각 속도가 느려짐으로써, 최종 조직의 유효 결정립 직경이 조대화되는 것을 방지하기 위해서이다. 판 두께 t의 (1/2)t 위치에서의 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 설비 능력을 고려하여, 50℃/s로 해도 좋다. 가속 냉각을 행하는 경우, 강재의 금속 조직을 충분한 켄칭 조직으로 하고, 그 후의 템퍼링 처리 등에 의해 미세한 잔류 γ와 1.4 이상의 농화비를 얻기 위해서, 냉각 개시 온도의 하한을 660℃로 한다.

마무리 압연 후의 강재를 가속 냉각하지 않고 방냉에 의해 냉각하는 것은, 결정립 직경이 조대화되므로 바람직하지 않다.

가속 냉각은 강재의 표면 온도가 250℃ 이하로 될 때까지 행하는 것이 좋다. 이 냉각 정지 온도가 250℃를 초과한 경우에는, 마르텐사이트 조직으로의 변태가 불완전해지거나, 또는 오토 템퍼 효과에 의해 마르텐사이트 조직 중의 전위가 회복되어버리는 현상이 일어나고, 그 결과, 후속의 열처리에서 미세한 잔류 γ가 효과적으로 생성되지 않아, 강도 부족에 빠질 가능성이 증대한다. 이 냉각 정지 온도의 상한은 200℃ 또는 150℃로 하는 것이 바람직하다. 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 설비 능력을 고려하여 50℃ 또는 실온으로 해도 좋다.

잔류 γ를 미세하게, 또한 다량으로 형성하기 위해서는, DQT(Direct-Quenching and Tempering) 처리 또는 DQLT(Direct-Quenching, Lamellarizing, and Tempering) 처리를 행하는 것이 바람직하다. 종래 기술인 오프라인 QT 처리 또는 오프라인 QLT 처리에서는 강재를 켄칭 전에 Ac₃점을 초과하는 가열 온도로 가열하므로, 압연 시에 도입된 격자 결함은 기본적으로 강재에 남지 않는다. 따라서, 켄칭전의 γ는 격자 결함 밀도가 낮은 상태이다. 그 상태에서 켄칭을 행한 경우, 마르텐사이트의 패킷·블록·라스 사이즈는 커지고, 계속해서 행하는 γ 양 증가 열처리에서 γ의 생성 사이트가 모자라게 되므로, γ 양은 충분히 증가하지 않는다. 한편, DQT 처리 또는 DQLT 처리를 행하면, 압연 시에 γ에 도입된 가공 변형이 켄칭 전에 유지되고 있으므로, 켄칭 후의 마르텐사이트 조직을 매우 미세하게 조정할 수 있다. 미세한 마르텐사이트 조직으로부터 후속의 열처리 중에 생성되는 γ는 미세하며 또한 양이 많다.

(C-4) L 처리 공정

충분한 켄칭 조직이 얻어진 경우에는, 종래부터 9％ Ni 강으로 많이 사용되어온 L 처리(강재를 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역의 온도 범위로 가열한 후에 수냉 처리하는 것)는 본 실시 형태에서 반드시 실시할 필요는 없고, 템퍼링 처리만을 행함으로써, 충분한 특성을 나타내는 강재를 얻을 수 있다. 단, 강재를 페라이트 및 오스테나이트의 2상 영역 온도로 가열하면, 금속 조직의 미세화 및 안정된 오스테나이트 상의 생성에 의해 인성을 개선할 수 있으므로, 필요에 따라 620℃ 내지 720℃의 온도 범위로 가열한 후에 수냉 처리를 하는 L 처리 공정을 실시해도 좋다. 가열 온도의 하한을 620℃로 함으로써 잔류 γ의 증가를 예상할 수 있고, 가열 온도의 상한을 720℃로 함으로써 조직의 조대화를 방지할 수 있다. L 처리 공정에서의 가열 온도 범위는, 바람직하게는 640℃ 내지 700℃이다.

(C-5) 템퍼링 공정

템퍼링 공정은, 본 발명을 실현하기 위해서 매우 중요하며, 상세한 제어가 필요한 필수 프로세스이다. 템퍼링 온도가 너무 낮은 경우에는, 생성되는 γ 양이 부족하므로, 잔류 γ 양 자체가 적어진다. 또한, 템퍼링 온도가 너무 낮은 경우에는, 템퍼링 취화가 일어날 가능성이 있고, 이에 의해 내파괴 특성을 손상시키는 결과가 되어버린다. 반대로 템퍼링 온도가 너무 높을 경우에는, 가열 시의 γ 양은 많아지지만, 잔류 γ 중의 Ni 및 Mn 농도가 저하된다. 이 경우 잔류 γ는, 그 후의 냉각 시에 대부분이 변태되어 버리거나, 또는 냉각 시에 변태가 발생하지 않았다고 하더라도 극저온에 노출되는 것만으로 변태되어, 소실되어 버리게 된다. 템퍼링 온도의 범위는, 열역학적인 평형 거동이 지배하는 것이며, 강재의 화학 성분에 따라 변동되는 성질을 갖는다. 구체적으로는 템퍼링 온도 T의 하한을 3.8×Ni-33+Ac₁로 하고, 그리고 상한을 6.3×Ni-0.4+Ac₁로 할 필요가 있다. 즉, 다음 식 (3)을 만족할 필요가 있다. 여기서, 식 (3)에 기재되어 있는 계수는 실험 결과의 중 회귀에 의해 구해졌다. 템퍼링 온도는 Ac₁ 초과로 하는 것이 바람직하다.

또한, 템퍼링 공정의 가열 후의 냉각 속도가 느릴 경우에는, 탄소의 확산 이동에 의한 일부 베이나이트 변태가 진행되어 버리는 등의 이유에 의해, 내파괴 특성이 손상된다. 이에 더하여, 템퍼링 공정의 냉각 속도가 느릴 경우에는, 템퍼링 중에 생성된 γ로부터 시멘타이트로서 일부의 탄소를 토출하는 반응이 진행됨으로써 γ가 불안정화되고, 실온으로 냉각한 후에, 총량으로서의 잔류 γ가 감소하는 경향을 나타낸다고 생각된다. 또한, 템퍼링 중에 생성된 γ의 일부는, 템퍼링 후의 냉각 사이에 마르텐사이트 변태를 일으킨다. 냉각 속도의 하한을 0.5℃/s로 함으로써, 이 마르텐사이트 변태에 의해 발생한 마르텐사이트 내의 전위 밀도를 증가시킬 수 있고, 또한 이 마르텐사이트에 인접한 잔류 γ에 역학적 구속 작용을 가해서 잔류 γ의 안정성을 향상시킬 수 있다고 추정할 수 있다. 따라서, 템퍼링 공정의 가열 실시 후, 표면 온도가 300℃ 이하로 될 때까지의 판 두께 중심부에 있어서의 냉각 속도의 하한을 0.5℃/s로 할 필요가 있다. 템퍼링 공정의 가열 후의 냉각 속도의 상한은 특별히 규정되지 않지만, 설비 능력의 상한을 고려하면, 50℃/s로 해도 좋다. 냉각 정지 온도의 하한은 특별히 규정되지 않지만, 설비 능력을 고려하여, 50℃ 또는 실온으로 해도 좋다.

3.8×Ni-33+Ac₁≤T≤6.3×Ni-0.4+Ac₁…(3)

여기서, Ac₁은 다음 식 (4)에 의해 정의된다.

Ac₁=712+20.1×Si-17.8×Mn-19.1×Ni+11.9×Cr-9.8×Mo…(4)

또한, 특허문헌 1에 있어서 V 노치 샤르피 흡수 에너지 _vE_-196이 양호한 강판 등(특히, Test No.1-a 내지 1-h, 4 내지 12, 22 내지 35)의 DT 시험 및 프리 크랙 샤르피 시험이 저하된 원인은, 모두 템퍼링 후에 가속 냉각을 행하지 않았기 때문에, 또는 냉각 속도를 0.5℃/s 미만으로 했기 때문이다.

[실시예]

표 1에 나타내는 화학 조성을 갖는 56종류의 강 종류를 포함하는 판 두께 300㎜의 슬래브를 준비하여, 표 2에 나타내는 조건으로 가열·압연·가속 냉각 등을 행해서 마무리하고, 그 후, 경우에 따라 열처리를 실시하였다. 얻어진 각 강재의 판 두께는 6㎜ 내지 50㎜ 이하이다. 얻어진 각 강재로부터는, 상온 강도를 평가하기 위해서, JISZ2241로 규정되는, 10호 인장 시험편, 5호 인장 시험편 또는 4호 인장 시험편을 채취하였다. 4호 인장 시험편은 판 두께 t의 (1/4)t의 위치로부터 채취하였다. 채취 방향은 압연 직각 방향이다. 또한, JISZ2242로 규정되는 V 노치 시험편(풀사이즈 시험편)을 압연 방향을 따라서 채취하였다. 판 두께가 10㎜ 미만의 강 종류에 대해서는 판 두께 및 폭이 10㎜로 규정되고 있는 V 노치 시험편을 채취할 수 없으므로, 서브 사이즈 시험편을 채취하였다.

상온에서의 인장 시험과 -196℃에서의 샤르피 충격 시험을 행하고, 인장 강도 TS(㎫), 항복 강도 YS(㎫) 및 V 노치 샤르피 흡수 에너지 _vE-₁₉₆(J)(3개의 평균값)를 조사하였다. 흡수 에너지에 대해서는, 서브 사이즈 시험편과 풀사이즈 시험편의 비교를 용이하게 하기 위해서, 1㎠당 흡수 에너지로 환산하였다. 또한, 취성 균열 전파 특성을 평가하기 위해서, ASTM E604로 규정되어 있는 DT 시험(Dynamic Tear Test: 동적 인열 시험)을 -196℃에서 실시하고, 그 흡수 에너지 DT_-196(J)을 평가하였다. 또한, 특성의 좋고 나쁨의 판단 기준은 YS: 585㎫ 이상, TS: 690㎫ 이상, 단위 면적당 V 노치 샤르피 흡수 에너지 값 _vE_-196: 150J/㎠ 이상, DT 시험의 흡수 에너지DT_-196(J): 1500J 이상인 것을 합격으로 하는 것이다. 또한, DT 시험은 판 두께가 15㎜ 미만인 재료에 대한 평가를 행할 수 없으므로, 판 두께 15㎜ 미만의 시험편에 대해서는 프리 크랙 샤르피 시험을 행하였다. 프리 크랙 샤르피 시험용 시험편은, 통상의 V 노치 샤르피와 마찬가지로, 10㎜의 시험편 폭에 대하여 2㎜의 균열 깊이를 갖는 것인데, 이 균열 깊이 중 V 노치 깊이는 1㎜로 한정되고, 나머지 1㎜로서 피로 균열이 도입되어 있다. 이에 의해, 프리 크랙 샤르피 시험용 시험편에서는, 균열이 용이하게 발생한다. 이것에 의해, 프리 크랙 샤르피 시험 결과와 취성 균열 전파 정지 특성과의 상관은 양호하다. 프리 크랙 샤르피 시험에 의한 취성 균열 전파 특성의 좋고 나쁨의 판정 기준은 V 노치 샤르피와 마찬가지의 -196℃에서의 흡수 에너지이며, 1㎠당 흡수 에너지가 100J/㎠ 이상인 시험편을 합격으로 하였다.

잔류 γ 양의 평가 방법은 이하와 같다. 강재의 판 두께 t의 (1/4)t 위치로부터 잔류 γ 측정용 시험편을 채취하고, X선 회절에 의해 잔류 γ 양(체적％)을 측정하였다. 측정한 단면은, L 단면(압연 방향에 평행이고, 강판 표면에 수직인 면)으로 하였다. 또한, 잔류 γ의 형상은, 투과형 전자 현미경에 의한 박막 관찰에 의해 평가하였다. 잔류 γ 입자를 20개 이상 관찰하고, 이들 입자 샘플의 평균 애스펙트비 및 긴 직경의 평균 치수를 측정하여, 그 샘플 내에 있어서의 평균값을 산출하였다. 또한, 잔류 γ 중으로의 Mn 및 Ni의 농화도를 이하의 방법으로 평가하였다. EDX(Energy Dispersive X-ray spectrometry) 정량 분석에 의해 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도를 측정하고, 각각 페라이트상 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도와 비교함으로써, 다음 식 (1) 및 식 (2)를 만족하고 있는지 여부의 평가를 하였다. 또한, 페라이트상 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도는, 그 강재의 벌크 값(화학 분석 결과)으로 하였다.

[Mn]_{retained γ}>[Mn]_α×1.4…(1)

[Ni]_{retained γ}>[Ni]_α×1.4…(2)

여기서, [Mn]_{retained γ}: 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도, [Mn]_α: 페라이트상 중의 평균 Mn 농도, [Ni]_{retained γ}: 잔류 γ 중의 평균 Ni 농도, [Ni]_α: 페라이트상 중의 평균 Ni 농도를, 각각 나타낸다.

이상의 시험 결과를 표 4에 나타낸다.

표 4에 나타내는 특성 평가 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, 화학 조성이 본 발명에서 규정하는 범위 내에 있는 강 No.1, No.3 내지 6, No.9 내지 28 및 No.30 내지 33의 강에, 적절한 방법으로 압연·열처리를 행함으로써, 잔류 γ의 양 및 그 형태를 본 발명에서 규정하는 범위로 조정한 Test No.1-a, No.1-g, No.3 내지 6, No.9 내지 28 및 No.30 내지 33의 강재는, 모두 강도(항복 강도 YS, 인장 강도 TS), 취성 균열 발생 특성(단위 면적당 V 노치 샤르피 흡수 에너지 _vE_-196) 및 어레스트 특성(DT의 흡수 에너지 DT_-196)이 목표한 합격 범위에 도달하였다. 또한, 강 No.2 및 No.29의 강은 Ni 함유량이 본 발명에서 규정하는 범위를 상회하고 있지만, Ni는 강의 내파괴 특성에 악영향을 주는 것이 아니므로, 본 발명의 강과 동일하게 합격 범위에 도달하였다.

이들에 대하여 압연 후의 냉각 속도가 규정 범위를 하회하는 Test No.1-c의 강재, 압연 후의 수냉 정지 온도가 규정 범위를 상회하는 Test No.1-d의 강재, 템퍼링 후의 냉각 속도가 규정 범위를 하회하는 Test No.1-e의 강재, 가열 온도가 규정 범위를 하회하는 Test No.1-j의 강재 및 성품 두께 제품의 판 두께에 대한 조압연 종료 후의 슬래브 두께가 규정 범위를 상회함으로써 마무리 압연 온도가 낮아진 Test No.1-l의 강재는 강도(항복 강도 YS, 인장 강도 TS)가 부족하였다.

Test No.1-c의 강재, Test No.1-d의 강재, Test No.1-e의 강재, 템퍼링 온도가 규정 범위를 하회하는 Test No.1-f의 강재, L 처리 온도가 규정 범위를 상회하는 Test No.1-h의 강재, 가열 온도가 규정 범위를 상회하는 Test No.1-i의 강재, Test No.1-j의 강재, 성품 두께 제품의 판 두께에 대한 조압연 종료 후의 슬래브 두께가 규정 범위를 하회하는 Test No.1-k의 강재, Test No.1-l의 강재, 템퍼링 온도가 규정 범위를 상회하는 Test No.1-m의 강재, L 처리 온도가 규정 범위를 하회하는 Test No.1-n의 강재, 오프라인 QT를 행한 Test No.1-o의 강재, 오프라인 QLT를 행한 Test No.1-p의 강재는 취성 균열 발생 특성(단위 면적당 V 노치 샤르피 흡수 에너지 _vE_-196)이 부족하였다.

850℃ 이하의 누적 압하율이 규정 범위를 하회하는 Test No.1-b의 강재, 및 Test No.1-c 내지 1-f, Test No.1-h, Test No.1-i 및 Test No.1-k 내지 Test No.1-p의 강재는 어레스트 특성(DT의 흡수 에너지: DT_-196 또는 프리 크랙 샤르피 시험에 의해 얻어지는 -196℃에서의 흡수 에너지)이 부족하였다.

또한, 강 No.34의 강을 포함하는 Test No.34의 강재는 C 함유량이, 강 No.35의 강을 포함하는 Test No.35의 강재는 Si 함유량이, 그리고 강 No.36의 강을 포함하는 Test No.36의 강재는 Mn 함유량이 너무 높으므로, 강도 특성(항복 강도 및 인장 강도)은 문제없지만, 파괴 특성(취성 균열 발생 특성 및 어레스트 특성)이 부족하였다. 또한, 강 No.37의 강을 포함하는 Test No.37의 강재는 Ni 함유량이 너무 낮으므로 인장 강도가 부족하고, 또한 잔류 γ를 충분히 확보할 수 없어 파괴 특성이 부족하였다. 그리고, 강 No.38의 강을 포함하는 Test No.38의 강재는 Al 함유량이, 강 No.39의 강을 포함하는 Test No.39의 강재는 N 함유량이 너무 높으므로, 인장 강도가 부족하고, 또한 잔류 γ가 충분하지 않아 파괴 특성이 부족하였다. C 함유량이 규정값을 하회하는 강 No.40의 강을 포함하는 Test No.40의 강재 및 Mn 함유량이 규정값을 하회하는 No.42의 강을 포함하는 Test No.42의 강재는, 강도 특성 및 파괴 특성 양쪽 모두 부족하였다. Si 함유량이 규정값을 하회하는 강 No.41의 강을 포함하는 Test No.41의 강재 및 Al 함유량이 규정값을 하회하는 강 No.43의 강을 포함하는 Test No.43의 강재는 파괴 특성이 부족하였다. 강 No.44 내지 No.56은 P, S, Cu, Cr, Mo, V, Nb, Ti, B, Sn, Al, Mg, REM 중 어느 하나가 규정값을 상회하지만, 이들 강을 포함하는 Test No.44 내지 No.56의 강재는 파괴 특성이 저하되었다.

본 발명에 관한 Ni 함유량이 질량％로 6.6％ 내지 8.0％인 강재는, 경제성과 내파괴 특성이 우수하다. 이 강재는 LNG 탱크의 내조 부재 또는 애뉼러 플레이트의 용도에 적합하다.

Claims

화학 성분이 질량％로
C: 0.01 내지 0.12％,
Si: 0.01 내지 0.30％,
Mn: 0.4 내지 2.0％,
Ni: 6.6 내지 8.0％,
Al: 0.002 내지 0.08％
N: 0.0050％ 이하,
P: 0.05％ 이하,
S: 0.008％ 이하,
Cu: 0 내지 1.00％,
Cr: 0 내지 1.00％,
Mo: 0 내지 0.50％,
V: 0 내지 0.10％,
B: 0 내지 0.0050％,
Nb: 0 내지 0.10％,
Ti: 0 내지 0.10％,
Sn: 0 내지 0.50％,
Ca: 0 내지 0.004％,
Mg: 0 내지 0.0020％,
REM: 0 내지 0.0020％,
잔량부: Fe 및 불순물인 강판으로서,
상기 강판의 판 두께 t의 (1/4)t 위치에서의 잔류 γ의 양이 4.0 내지 20.0체적%이고,
상기 잔류 γ는, 그 애스펙트비의 평균값의 상한이 2.5, 또한 그 긴 직경의 평균값의 상한이 0.85㎛인 형태를 가짐과 함께, 상기 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도 및 평균 Ni 농도가 각각 다음 식 (1) 및 식 (2)를 충족하는 것을 특징으로 하는, 강판.
[Mn]_{retained γ}>[Mn]_α×1.4…(1)
[Ni]_{retained γ}>[Ni]_α×1.4…(2)
여기서, [Mn]_{retained γ}는 상기 잔류 γ 중의 평균 Mn 농도를, [Mn]_α는 상기 강판 중의 페라이트상 중의 평균 Mn 농도를, [Ni]_{retained γ}는 상기 잔류 γ 중의 평균 Ni 농도를, [Ni]_α는 상기 강판 중의 페라이트상 중의 평균 Ni 농도를 각각 나타냄.
제1항에 있어서, 또한 상기 화학 성분이 질량％로
C: 0.02％ 내지 0.07％
Si: 0.01％ 내지 0.10％,
Mn: 0.6％ 내지 1.0％
Ni: 7.0 내지 7.8％
Cu: 0 내지 0.30％,
Cr: 0 내지 0.80％,
Mo: 0 내지 0.20％,
V: 0 내지 0.05％,
B: 0 내지 0.0005％,
Nb: 0 내지 0.02％,
Ti: 0 내지 0.02％,
Sn: 0 내지 0.01％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 또한 상기 화학 성분이 질량％로
Cr: 0.30 내지 0.60％,
Mo: 0.05 내지 0.15％인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 강판은 판 두께가 3㎜ 내지 100㎜인 강판이고, 항복 강도의 하한이 585㎫이며, 인장 강도가 690㎫ 내지 885㎫인 것을 특징으로 하는, 강판.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판이 내조 부재에 적용된 것을 특징으로 하는, LNG 탱크.
제1항 또는 제2항에 기재된 강판이 애뉼러 플레이트에 적용된 것을 특징으로 하는, LNG 탱크.