KR20050008832A

KR20050008832A - 원유 유조용 강 및 그 제조 방법, 원유 유조 및 그 방식방법

Info

Publication number: KR20050008832A
Application number: KR10-2004-7020544A
Authority: KR
Inventors: 우사미아끼라; 가또오겐지; 하세가와도시에이; 시시보리아끼라
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
Priority date: 2002-06-19
Filing date: 2003-06-18
Publication date: 2005-01-21
Also published as: US20100003161A1; JP4267367B2; JP2004204344A; NO338824B1; US20050230012A1; TWI224624B; KR100663219B1; EP1516938A1; EP1516938B1; CN100360696C; US7922838B2; EP1516938B2; US7875130B2; TW200404903A; WO2004001083A1; EP1516938A4; CN1662668A; NO20040713L

Abstract

본 발명은 강제 유조에서 발생하는 원유 부식에 대해 우수한 전면(全面) 내부식성 및 국부(局部) 내부식성을 나타내고, 또한 고체 S를 함유하는 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제할 수 있는 용접 구조용의 원유 유조용 강(油槽用鋼), 원유 유조용 강의 제조 방법, 원유 유조 및 원유 유조의 방식(防蝕) 방법을 제공하는 것으로, 기본 성분으로서 질량％로 C: 0.001∼0.2％, Si: 0.01∼2.5％, Mn: 0.1∼2％, P: 0.03％ 이하, S: 0.007％ 이하, Cu: 0.01∼1.5％, Al: 0.001∼0.3％, N: 0.001∼0.01％를 함유하고, Mo: 0.01∼0.2％, W: 0.01∼0.5％의 1종 혹은 2종을 더 함유하고, 더욱 바람직하게는 고용 Mo+고용 W≥0.005％를 만족함으로써, 원유 유조 환경에서의 전면 내부식성 및 국부 내부식성을 나타내며, 또한 고체 S를 함유하는 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제한다.

Description

원유 유조용 강 및 그 제조 방법, 원유 유조 및 그 방식 방법 {STEEL FOR CRUDE OIL TANK AND METHOD FOR MANUFACTURE THEREOF, CRUDE OIL TANK AND METHOD FOR PROTECTING CORROSION THEREOF}

원유 탱커나 지상/지하 원유 탱크 등의 원유를 수송/저장하는 강제 유조에는 강도나 용접성이 우수한 용접 구조용강이 사용되고 있다. 해결이 요구되고 있던 원유 유조의 부식 손상의 과제는 1) 강판의 부식 경감, 특히 진전 속도가 비교적 빠른 공식상(孔蝕狀)의 국부 부식 손상의 경감, 2) 슬러지의 원인이 되는 기상부(氣相部)에서 강판 표면으로 석출되는 고체 유황의 경감이었다. 먼저, 두 과제의 개요를 설명한다.

1) 강판의 부식 경감 원유 중에 함유되는 수분, 염분이나 부식성 가스 성분에 의해, 유조내(油槽內)는 부식 환경에 노출된다(일본 고압력 기술 협회: 석유 탱크의 방식 및 부식 관리 지침 HPIS G, p.18(1989∼90), 사단법인 일본 조선 협회: H12년도 연구 개요 보고, SR242 원유 탱커의 신형 부식 거동의 연구). 특히, 원유 탱커 유조 내면에서는 원유중의 휘발 성분이나 혼입 해수, 유전 염수중의 염분, 방폭(防爆)을 위해 유조내에 보내지는 비활성 가스라 불리는 선박의 엔진 배기 가스, 주야의 온도 변동에 따른 결로 등에 의해 독특한 부식 환경이 되어, 강(鋼)은 전면 부식 및 공식상의 국부 부식에 의해 손상된다.

원유 탱커의 유조 바닥판에서는 직경 lO∼30mm 정도의 식공(蝕孔, pit)이 다수 발생한다. 그 진전 속도는 2∼3mm/년에 이른다. 이는 선체 설계시에 고려하는 부식에 의한 평균 쇠모(衰耗) 속도인 0.lmm/년을 훨씬 초과하는 값이다. 원유 유조에 있어서는, 구조재의 국부 부식은 다음의 이유 등으로 특히 바람직하지 않으므로 대책이 불가피하다. 국부적으로 부식이 진행되면, 그 부분의 하중이 예상외로 증대하여 큰 뒤틀림이나 소성 변형을 일으켜 구조물 전체의 파괴에 이를 가능성이 있다. 또한, 국부 부식의 발생 개소와 진전은 예측이 어렵다. 그러므로, 용접 구조용강으로서 강도나 용접성이 우수하면서 내식성, 특히 국부 부식의 진전 속도가 느린 강의 개발이 기대되고 있다.

2) 슬러지의 원인이 되는 기상부(氣相部)에서 강판 표면으로 석출되는 고체 유황의 경감

또한, 상기 부식 손상에 더하여 강제 유조 내면, 특히 상갑판(데크 플레이트) 뒷면의 강판 표면에 대량의 고체 S가 생성·석출된다. 이것은 부식한 강판 표면의 철녹이 촉매가 되어, 기상 중의 SO₂와 H₂S가 반응하여 고체 S를 생성하기 때문이다. 강판의 부식에 의한 새로운 철녹의 생성과 고체 S의 석출이 교대로 생겨, 철녹과 고체 S의 층상(層狀) 부식 생성물이 석출된다. 고체 S층은 무르기 때문에 고체 S와 철녹으로 이루어지는 생성물은 용이하게 박리, 탈락되어, 유조 바닥에 슬러지로서 퇴적된다. 정기 검사에서 회수하는 슬러지의 양은 초대형 원유 탱커에서 300톤 이상이라고 하고 있어, 유지 관리상, 고체 S를 주체로 한 슬러지의 저감이 강하게 요구되고 있었다.

강재의 방식과 고체 S를 주체로 한 슬러지의 저감을 동시에 도모하는 기술로서는 도장·라이닝 방식이 일반적이며, 아연이나 알루미늄의 용사(溶射)에 의한 방식도 제안되어 있다(일본 고압력 기술 협회: 오일 탱크의 방식 및 부식 관리 지침 HPIS G, p.18(1989∼90)). 그러나, 초대형 탱커의 데크 플레이트 뒷면의 재도장에는 시공 기간과 비용이 든다고 하는 경제적인 문제점에 더하여, 방식층의 시공시의 미세한 결함이나 경년 열화로 부식이 불가피하게 진전하기 때문에, 도장·라이닝을 하여도 정기적인 검사와 보수가 불가피하다는 등의 기술면에서의 과제도 있었다.

또한, 원유 유조의 환경에서의 강재 자신의 내식성을 향상함으로써, 강재 표면에서의 고체 S의 석출을 억제하게 한 기술은 개시되어 있지 않다. 그러므로, 탱크 등 용접 구조 용도에서는 구조물의 신뢰성 향상, 수명 연장의 관점에서, 내식성이 우수하고 또한 고체 S를 주체로 한 슬러지의 생성을 억제하는 용접 구조용강의 개발이 기대되고 있다.

다음으로 상기 과제 1) 및 2)를 해결하기 위하여 제안된 기술 및 주변의 기술 그리고 그들 제안된 기술의 과제에 대해 설명한다.

1) 강판의 부식 경감 대책과 종래 기술의 과제

원유 유조 내면에서의 강판의 부식, 특히 국부 부식을 경감하기 위해서 지금까지 제안된 기술에 대해 설명한다. 원유 유조에서는 원유 탱커, 지상 또는 지하 탱크 모두 용접 구조용 보통강이 그대로 사용되는 것이 일반적이다. 종래, 가장 일반적인 방식 방법은 도장이며, 에폭시계 수지 및/또는 징크리치 프라이머에 의한 방식 도장이나 유리 플레이크가 들어있는 에폭시 수지에 의한 중방식(重防蝕) 도장 등이 제안되어 있다. 또한, 용해 아연 도금이 해수와 원유에 교대로 접하는 환경에서 내식성이 우수한 것으로부터 도장한 다음에 탱커의 난간, 배관 등에 사용되고 있다. 또한, 보통강보다 내식성이 우수하고 원유 유조 내면 용도로 적합한 내식강재로서는 이하의 기술이 제안되어 있다.

일본 특허공개 소50-158515호 공보에서는 하유관용강(何油管用鋼)으로서, 하유관과 같이 원유와 해수가 교대로 또는 동시에 노출되는 듯한 환경에서 Cu-Cr-Mo-Sb강이 우수한 내식성을 나타낸다 하여 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cr: 0.2 내지 0.5％를 주성분으로 하고, Cu: 0.1∼0.5％, Mo: 0.02∼0.5％, Sb: 0.01∼0.1％를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 2000-17381호 공보에서는 조선용 내식강으로서 Cu-Mg강이 선박 외판, 밸러스트 탱크, 카고 오일 탱크(원유 유조), 광탄선 카고 홀드 등의 사용 환경에서 우수한 내식성을 나타낸다 하여 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.01∼2.0％, Mg: 0.0002∼0.0150％를 주성분으로 하여 C: 0.01∼0.25％, Si: 0.05∼0.50％, Mn: 0.05∼2.0％, P: 0.10％ 이하, S: 0.001∼0.10％, Al: 0.005∼0.10％를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 2001-107179호 공보에서는 하유 탱크용 내식강으로서 고P-Cu-Ni-Cr-고Al강이 하유 탱크의 데크 플레이트 뒷면에서 우수한 내식성과 용접 균열 감수성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 P: 0.04∼0.1％, S: 0.005％ 이하, Cu: 0.1∼0.4％, Ni: 0.05∼0.4％, Cr: 0.3∼4％, Al: 0.2∼0.8％를 주성분으로 하고, C: 0.12％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Mn: 0.2∼3％를 함유하며, 또한 Pcm≤0.22를 만족하는 강이다. 단, Pcm=[％C]+[％Si]/30+[％Mn]/20+[％Cu]/20+[％Ni]/60+[％Cr]/20+[％Mo]/15+[％V]/10+5[％B].

일본 특허공개 2001-107180호 공보에서는 하유 탱크용 내식강과 저P-Cu-Ni-Cr-고Al강이 하유 탱크의 데크 플레이트 뒷면에서 우수한 내식성과 lOOkJ를 넘는 대입열(大入熱) 용접을 받을 때의 기계적 성질, 용접성과의 밸런스가 우수한 특성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 P: 0.035％ 이하, S: 0.005％ 이하, Cu: 0.1∼0.4％, Ni: 0.05∼0.4％, Cr: 0.3∼4％, Al: 0.2∼0.8％를 주성분으로 하고, C: 0.12％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Mn: 0.2∼3％를 함유하며 또한 Pcm≤0.22를 만족하는 강이다. 단, Pcm=[％C]+[％Si]/30+[％Mn]/20+[％Cu]/20+[％Ni]/60+[％Cr]/20+[％Mo]/15+[％V]/10+5[％B].

일본 특허공개 2002-12940호 공보에서는 대유(貸油) 탱크용 내식강 및 그 제조 방법으로서, Cu 함유강, Cr 함유강 및 Ni 함유강이 대유 탱크내 상부의 부식 분위기, 즉 대유 탱크내에 도입되는 원동기 배기 가스 중 부식성 성분에 의한 산노점(酸露點) 부식 환경에 대해 프라이머 도장 상태에서 우수한 내식성, 더욱 상세하게는 도막하의 녹의 진행을 최소한으로 하여 결과적으로 도막 수명이 연장된다는 내구성을 나타내며, 또한 용접성이 우수한 특성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 프라이머 도장 상태에서 사용하는 것을 전제로 하여, Cu: 0.1％∼1.4％, Cr: 0.2∼4％, Ni: 0.05∼0.7％ 중의 1종 이상을 함유하는 것을 기본 성분으로 하고, C: 0.16％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Mn: 3.0％ 이하, P: 0.035％ 이하, S: 0.Ol％ 이하를 포함하며, 동시에 Pcm≤0.22를 만족하는 강이다. 단, Pcm=[％C]+[％Si]/30+[％Mn]/20+[％Cu]/20+[％Ni]/60+[％Cr]/20+[％Mo]/15+[％V]/10+5[％B].

일본 특허공개 2003-105467호 공보에서는 용접부의 내식성이 우수한 대유 탱크용 내식강판으로서 Cu-Ni강이, 프라이머 도장 상태에서 사용하는 모재(母材) 및 프라이머 도장을 실시하지 않는 용접부에 있어서 우수한 내식성을 갖고, 동시에 종래의 탄소강용 용접 와이어를 사용 가능하게 한다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 프라이머 도장 상태에서 사용하는 것을 전제로 하여, Cu: 0.15％∼1.4％를 기본 성분으로 하고, C: 0.16％ 이하, Si: 1.5％ 이하, Mn: 2.0％ 이하, P: 0.05％ 이하, S: 0.Ol％ 이하를 포함하며 동시에 Pcm≤0.24를 만족하는 강이다. 단, Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cr/20+Cu/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B.

일본 특허공개 2001-214236호 공보에서는 원유 및 중유 저장고용 내식강으로서 Cu 함유강, Cr 함유강, Mo 함유강, Ni 함유강, Cr 함유강, Sb 함유강 및 Sn 함유강이 원유 탱커, 오일 탱크 등에 있어서 액체 연료 및 원유, 중유 등의 원연료를 저장할 때에 우수한 내식성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.01∼2.0％, Ni: 0.01∼7.0％, Cr: 0.01∼10.0％, Mo: 0.01∼4.0％, Sb: 0.01∼0.3％, Sn: 0.01∼0.3％ 중 어느 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 기본 성분으로 하여, C: 0.003∼0.30％, Si: 2.0％ 이하, Mn: 2.0％ 이하, Al: 0.10％ 이하, P: 0.050％ 이하, S: 0.050％를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 2002-173736호 공보에서는 원유의 유송·저장 탱크용 내식강으로서 Cu-Ni-Cr강이 우수한 내식성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.5∼1.5％, Ni: 0.5∼3.0％, Cr: 0.5∼2.0％를 기본 성분으로 하여, C: 0.001∼0.20％, Si: 0.10∼0.40％, Mn: 0.50∼2.0％, P: 0.020％ 이하, S: 0.010％ 이하, Al: 0.01∼0.10％를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 2003-82435호 공보에서는, 카고 오일 탱크용 강재로서 Ni 함유강, Cu-Ni강이 우수한 내식성, 더욱 상세하게는 비활성 가스를 함유하는 건습 반복 부식에 대해 우수한 전면(全面) 내부식성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Ni: 0.05∼3％를 기본 성분으로 C: 0.01∼0.3％, Si: 0.02∼1％, Mn: 0.05∼2％, P: 0.05％ 이하, S: 0.01％ 이하를 함유하고 필요에 따라 Mo, Cu, W, Ca, Ti, Nb, V, B, Sb 및 Sn 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 강이다.

또한, 원유 유조 용도는 아니지만 선박 밸러스트 탱크 용도로 제안된 내식강에 대해서는 하기의 기술이 제안되어 있다.

일본 특허공고 소49-27709호 공보는 내식성 저합금강으로서 Cu-W강 및 Cu-W-Mo강이 밸러스트 탱크에서 우수한 내식성을 나타낸다고 제안하고 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.15∼0.50％, W: 0.05∼0.5％를 기본 성분으로 하여, C: 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5％ 이하, P: 0.1％ 이하를 함유하며, 필요에 따라 Mo: 0.05∼1.0％ 함유하는 강이다.

일본 특허공개 소48-509217호 공보에서는, 특허 문헌11에서는 내식성 저합금강으로서 Cu-W강 및 Cu-W-Mo강이 밸러스트 탱크에서 우수한 내식성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.15∼0.50％, W: 0.01∼0.05％ 미만을 기본 성분으로 하고, C: 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: l.5％ 이하, P: 0.1％ 이하를 함유하고, 필요에 따라 Mo: 0.05∼1.0％ 함유하는 강이다.

일본 특허공개 소48-50922호 공보에서는 내식성 저합금강으로서 Cu와 W를 함유하고, Ge, Sn, Pb, As, Sb, Bi, Te 또는 Be 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 강이 밸러스트 탱크에서 우수한 내식성을 나타낸다, 더욱 상세하게는 국부 부식에 대한 높은 저항성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.15∼0.50％, W: 0.05∼0.5％, Ge, Sn, Pb, As, Sb, Bi, Te 또는 Be의 1종 또는 2종 이상: 0.010∼0.2％를 기본 성분으로 하여, C: 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: l.5％ 이하, P: 0.1％ 이하를 함유하고, 필요에 따라 Mo: 0.01∼1.0％ 함유하는 강이다.

일본 특허공개 소49-3808호 공보에서는 내식성 저합금강으로서 Cu-Mo강이 밸러스트 탱크에서 우수한 내식성을 나타내고 동시에 양호한 강도 특성, 용접성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cu: 0.05∼0.5％, Mo: 0.01∼1％를 기본 성분으로 하여, C: 0.2％ 이하, Si: 1.0％ 이하, Mn: 0.3∼3.0％, P: 0.1％ 이하를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 소49-52117호 공보에서는 내해수성 저합금강으로서 Cr-Al강이 해수에 대해 내식성, 더욱 상세하게는 합금 원소를 다량으로 함유하는 강에서 생기기 쉬운 공식이나 틈새 부식에 대한 저항성이 뛰어나다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cr: 1∼6％, Al: 0.1∼8％를 기본 성분으로 하여, C: 0.08％ 이하, Si: 0.75％ 이하, Mn: 1％ 이하, P: 0.09％ 이하, S: 0.09％ 이하를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 평7-310141호 공보에서는 고온 다습 환경용 내해수강 및 그 제조 방법으로서 Cr-Ti강이, 선박에서의 고온 다습 환경, 즉 밸러스트 탱크나 해수 배관 등에서 우수한 내해수 부식성을 나타내며, 동시에 HAZ 인성(靭性)이 우수한 강으로서 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cr: 0.50∼3.50％를 기본 성분으로 하여 C: 0.1％ 이하, Si: 0.50％ 이하, Mn: 1.50％ 이하, Al: 0.005∼0.050％를 함유하는 강이다.

일본 특허공개 평8-246048호 공보에서는 용접 HAZ부 인성이 우수한 고온 다습 환경용 내해수강의 제조 방법으로서 Cr 함유강이, 선박에서의 고온 다습 환경, 즉 밸러스트 탱크나 해수 배관 등에서 우수한 내해수 부식성을 나타낸다고 제안되어 있다. 이 특허에 기재된 내식강은 Cr: 1.0∼3.0％, Ti: 0.005∼0.03％를 기본 성분으로 하여 C: 0.1％ 이하, Si: 0.10∼0.80％, Mn: 1.50％ 이하, Al: 0.005∼0.050％를 함유하는 강이다.

다음으로, 상기 종래 기술의 과제에 대해서 설명한다.

프라이머 도장이나 중방식(重防蝕), 또 금속 용사 등의 방식 피복으로 부식을 경감하는 경우는, 시공 비용이 든다고 하는 문제에 더하여 방식층의 시공시의 미세한 결함이나 경년 열화로 생기는 결함을 기점으로하여 국부 부식이 불가피하게 발생·진전하기 때문에, 통상의 사용에서는 길어도 5∼10년으로 그대로 사용하는 것과 큰 차이가 없을 정도 부식이 진전한다는 문제가 있었다. 또한, 정기적인 검사와 보수가 불가피하여, 결과적으로 유지 비용이 드는 문제도 있다는 등의 문제가 있었다. 또한, 유조 바닥판에 생기는 국부 부식에 대해서는, 방식층이 열화된 다음에는 국부 부식의 진전 속도가 그대로 사용한 경우와 큰 차이 없다고 하는 문제가 있었다.

일본 특허공개 소50-158515호 공보 기재의 하유관용강에서는, 원유 유조 환경에서 내식성에 유해한 Cr을 0.1％를 초과하여 함유하기 때문에, 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전 속도가 저감되지 않고, 합금 첨가량의 총합에 알맞는 비용 효과를 내식성에서 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한, Cr를 함유하기 때문에 보통강과 비교하여 용접성이 떨어진다는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2000-17381호 공보 기재의 조선용 내식강에서는 Mg 첨가를 필수로 하고 있기 때문에, 강의 제조 안정성이 저해되는 것 외에, 본 발명자들의 연구에서 Cu-Mg강에서는 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전 속도가 저감되지 않고 합금 첨가량의 총합에 알맞는 비용 효과를 내식성에서 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2001-107179호 공보 기재의 하유 탱크용 내식강(고P-Cu-Ni-Cr-고Al강)에서는 Cr: 0.3∼4％과 원유 유조 바닥판 환경에서 내식성에 유해한 Cr을 0.1％를 초과하여 함유하기 때문에, 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전 속도가 저감되지 않고, 합금 첨가량의 총합에 알맞는 비용 효과를 내식성에서 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한, Cr을 함유하기 때문에 보통강과 비교하여 용접성이 떨어진다는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2001-107180호 공보 기재의 하유 탱크용 내식강(저P-Cu-Ni-Cr-고Al강)에서는 Cr: 0.3∼4％와 원유 유조 바닥판 환경에서 내식성에 유해한 Cr을 0.1％를 초과하여 함유하기 때문에, 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전 속도가 저감되지 않고, 합금 첨가량의 총합에 알맞는 비용 효과를 내식성에서 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한 Cr을 함유하기 때문에 보통강과 비교하여 용접성이 떨어진다고 하는 과제가 있었다. 또한, 프라이머 상태에서 데크 플레이트 뒷면 등의 기상부에서 도막하 부식이 억제된다고 하지만, Cr이나 Al을 비교적 많이 함유하기 때문에, 도막 결함부에서의 팽창폭은 저감되지만 도막 결함부에서 판두께 방향으로 진전하는 부식 속도의 저감을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2002-12940호 공보 및 일본 특허공개 2003-105467호 공보 기재의 화유(貨油) 탱크용 내식강판(Cu-Ni강)에서는, Cu, Ni는 내식성 향상, 더욱 상세하게는 도막하 부식에 대한 저항성 향상에 유효하며, Mo는 내식성에는 유해하지만 강도 특성의 향상에는 유효하다고 하고 있다. 실시예에 따르면, 제안되어 있는 내식강에서 제시한 Cu-Ni-Mo강은 모두 본 발명 범위의 Mo의 상한(0.2％)을 초과하고 있기 때문에, 원유 유조 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전을 억제하는 효과를 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2001-214236호 공보 기재의 원유 및 중유 저장고용 내식강 (Cu 함유강, Cr 함유강, Mo 함유강, Ni 함유강, Cr 함유강, Sb 함유강 및 Sn 함유강)에서는 우수한 내식성을 얻기 위해서는, 실시예에 따르면 Cu: 0.22∼1.2％, Cr: 0.3∼5.6％, Ni: 0.5∼6.2％, Mo: 0.25∼7.56％, Sb: 0.07∼0.25％, Sn: 0.07∼1.5％ 중 1종 또는 2종 이상의 첨가가 불가피하며, 효과의 발현에는 다량의 합금 원소의 첨가가 필요하여, 경제성이나 용접성에서 뒤떨어진다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2002-173736호 공보 기재의 원유 유송·저장 탱크용 내식강(Cu-Ni-Cr강)에서는, 기본 성분으로서 Cu: 0.5∼1.5％, Ni: 0.5∼3.0％, Cr: 0.5∼2.0％를 포함하기 때문에, 효과의 발현에는 다량의 합금 원소의 첨가가 필요하여 경제성이나 용접성에서 뒤떨어진다고 하는 과제가 있었다. 원유 유조 바닥판 환경에서 내식성에 유해한 Cr을 0.1％를 초과하여 함유하기 때문에, 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전 속도가 저감되지 않고, 합금 첨가량의 총합에 알맞는 비용 효과를 내식성에서 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 2003-82435호 공보 기재의 카고 오일 탱크용 강재(Ni 함유강, Cu-Ni강)에서는, 유조 바닥판에서가 아니라 데크 플레이트 뒷면을 모의한 부식 시험 환경에 있어서 국부 부식의 진전을 억제하는 강 성분에 대해 검토하고 있다. Cr을 첨가하지 않은 강으로 Cu-Ni-Mo를 기본 성분으로 한 강으로서는, 이 특허에 기재된 표4 중의 시료 번호 B4(0.43％Cu-0.18％Ni-0.26％Mo), B6(0.33％Cu-0.31％Ni-0.35％Mo), B13(0.38％Cu-0.12％Ni-0.44％Mo), B15(0.35％Cu-0.28％Ni-0.31％Mo), B19(0.59％Cu-0.16％Ni-0.22％Mo) 및 B20(0.59％Cu-0.44％Ni-0.22％Mo)이 해당하지만, 어느 강도 기본 성분만으로도 그러한 소요 첨가량이 비교적 많아, 비용이나 용접성의 문제가 있었다. 또한, 원유 탱크 저판 환경에서 우수한 천공 저항성을 얻기 위해서는, Ni 함유강 또는 Cu-Ni강을 기본 성분으로 하며 또한 입경이 30㎛를 넘는 개재물이 1㎠당 30개 미만이며 또한 금속 조직에서의 펄라이트(pearlite) 비율 Ap와 강 중의 C량과의 사이에, Ap/C≤130이 되는 관계를 만족해야만 한다는 과제가 있었다.

다음으로 선박 밸러스트 탱크 용도로 제안된 내식강의 과제에 대해서 설명한다.

일본 특허공개 소49-27709호 공보 기재의 내식성 저합금강(Cu-W강 및 Cu-W-Mo강)은 특허문헌10 기재의 실시예 표1에 제시한 본원 발명 강의 화학 조성에 의하면 Al을 함유하지 않기 때문에, 원유 탱크 저판에서의 국부 내부식성을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또, Al 킬드강이 아니며, 강의 청정도 및 용접부 인성의 관점에서 현재의 조선용강으로서는 적용이 어렵다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 소48-50921호 공보 기재의 내식성 저합금강(Cu-W강 및 Cu-W-Mo강)은, 이 특허에 기재된 실시예, 표1에 제시된 본원 발명 강의 화학 조성에 의하면 Al을 함유하고 있지 않기 때문에, 원유 탱크 저판에서의 국부 내부식성을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한, Al 킬드강이 아닌 것이 명백하며, 강의 청정도 및 용접부 인성의 관점에서 현재의 조선용 강으로서는 적용이 어렵다는 등의 과제가 있었다.

일본 특허공개 소48-50922호 공보 기재의 내식성 저합금강은 Cu: 0.15∼0.50％, W: 0.05∼0.5％를 함유하고, Ge, Sn, Pb, As, Sb, Bi, Te 또는 Be의 1종 또는 2종 이상: 0.01∼0.2％를 더 함유할 필요가 있기 때문에, 열간 가공성이 현저하게 떨어진다는 과제가 있었다. 또한 이 특허에 기재된 표1에 제시된 화학 조성에 의하면 Al을 함유하고 있지 않기 때문에, 원유 탱크 저판에서의 국부 내부식성을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한, Al 킬드강이 아닌 것이 명백하며, 강의 청정도 및 용접부 인성의 관점에서 현재의 조선용강으로서는 적용이 어렵다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 소49-3808호 공보 기재의 내식성 저합금강으로서는, 밸러스트 탱크용 내식강으로서 Cu-Mo강이 제안되어 있지만, 이 특허에 기재된 실시예에 제시된 제안강의 조성에 의하면, 소기의 밸러스트 탱크 환경에서의 내식성을 얻기에는 S를 0.008％ 이상 함유할 필요가 있는 것이 명백하다. 그러므로, 본 발명강과 동일한 정도의 원유 탱크 저판에서의 국부 내부식성을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한, Al을 함유하고 있지 않기 때문에, 원유 탱크 저판에서의 국부 내부식성을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다. 또한, Al 킬드강이 아닌 것이 명백하며, 강의 청정도 및 용접부 인성의 관점에서 현재의 조선용강으로서는 적용이 어렵다고 하는 과제가 있었다.

일본 특허공개 소49-52117호 공보, 일본 특허공개 평7-310141호 공보 및 일본 특허공개 평8-246048호 공보에서 제안된 내식강은 0.5％ 이상의 Cr을 함유하는강을 기본 성분으로 하고 있어, 원유 탱크 저판에서의 국부 내부식성을 얻을 수 없다고 하는 과제가 있었다.

이상에 기술한 종래 기술 외에, 용도는 다르지만 저합금 내식강의 기술이 몇 개 개시되어 있으므로 설명한다.

자동차 현가 장치용 부재는 융설염의 부착에 수반하여, 염화물 이온을 함유하는 습윤 부식이 생긴다. 이 부식 과제에 대해, 천공 저항성이 우수하고 자동차 현가 장치 부재용의 저합금강으로서, 예를 들면 강에 Cu, Ni, Ti 및 P를 함유시킴으로써, 그 강 표면에 인산염에 의한 방식성 피막을 생성시키는 것을 특징으로 한 기술(예를 들면, 일본 특허공개 소62-243738호 공보)이나, 강에 P, Cu를 단독 또는 복합 첨가하여, 생성되는 녹층을 비정질화하여 치밀하게 함으로써 녹의 보호성을 높인 기술(예를 들면, 일본 특허공개 평2-22416호 공보)이 있다. 또한, 내해수성을 향상시킨 내해수성 저합금강도 철강 각사에서 개발되어 시판되고 있다(예를 들면, 마쯔시마 이와오, 내식 저합금강, p.117, 지진쇼깐, 1995).

그러나, 상기 자동차 현가 장치용의 천공 저항성에 우수한 강이나 내후성강의 경우, 사용 환경이 연해(煙害) 환경에서도 보호성이 있는 치밀한 녹층을 형성하지만, 이러한 우수한 천공 저항성이 발현되는 것은, 상시 젖어있을 경우가 아니라 적당한 건습 반복이 반복됨으로써 치밀한 보호성이 있는 녹층이 스스로 형성되는 환경에 한정되어, 젖는 시간이 긴 사용 환경이나 상시 습윤하는 환경에서는, 그 우수한 천공 저항성이 발휘되지 않는다. 또한, 상기의 내해수성 저합금강의 경우는, 평균적인 판두께 감소 속도로 평가되는 내식성에 관해서는 보통강보다도 우수한 특성을 나타내는 경우가 많지만, 국부 부식의 진전 속도에 대해서는 보통강보다 명백하게 우수하다고는 할 수 없다(마쯔시마 이와오, 내식 저합금강, p.112, 지진쇼깐, 1995)라는 과제가 있었다.

지금까지 설명한 바와 같이, 원유 유조 등의 용접 구조 용도에서는 구조물의 신뢰성 향상, 수명 연장의 관점에서, 전면 부식이 발생하더라도 국부 부식의 진전 속도가 늦은 저합금강의 개발이 기대되고 있다. 원유 유조의 바닥판에서 생기는 국부 부식 진전을 저감하는 기술로서는, 현재 상태로서는 저판을 방식 라이닝하는 방법이 제안되어 있는 것에 머물러, 본 발명의 과제 환경인 원유 유조와 유사한 밸러스트 탱크 환경이나 원유 유조 데크 플레이트 뒷면에서 생기는 부식을 경감하는 내식강은 지금까지 많이 제안되어 있지만, 원유 유조 바닥판에서 생기는 국부 부식의 진전 속도가 늦은 내식강의 제안은 상기에서 설명한 일본 특허공개 2003-82435호 공보에 기재된 발명에 머무르고 있다.

2) 슬러지의 원인이 되는 기상부에서 강판 표면으로 석출되는 고체 유황의 경감 대책과 종래 기술의 과제

강(綱)의 방식(防蝕)과 고체 S를 주체로 한 슬러지의 저감을 동시에 도모하는 기술로서는 도장·라이닝 방식이 일반적이며, 아연이나 알루미늄의 용사에 의한 방식도 제안되어 있다(일본 고압력 기술 협회: 석유 탱크의 방식 및 부식 관리 지침 HPIS G, p.18(1989∼90)). 그러나, 부식 저감 대책의 경우와 마찬가지로, 시공 비용이 든다는 경제적인 문제점에 추가하여, 방식층의 시공시의 미세한 결함이나 경년 열화로 부식이 불가피하게 진전되기 때문에, 도장·라이닝을 하여도 정기적인검사와 보수가 불가피하며, 그 수명도 5∼10년으로 한정된다고 하는 과제가 있었다.

그러나, 원유 유조의 환경에서의 강 자체의 내식성을 향상함으로써, 강 표면에서의 고체 S의 석출을 억제하는 기술은 개시되어 있지 않다. 그러므로, 탱크 등 용접 구조물 용도에서는 구조물의 신뢰성 향상, 수명 연장의 관점에서 내식성이 우수하고 또한 고체 S를 주체로 한 슬러지의 생성을 억제하는 용접 구조용강의 개발이 기대되고 있었다.

본 발명은 원유 탱커의 유조나, 지상 또는 지하 원유 탱크 등의 원유를 수송 또는 저장하는 강제(鋼製) 유조에서 생기는 원유 부식에 대해, 우수한 내식성을 나타내고, 또한 고체 S를 함유하는 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제할 수 있는 용접 구조용의 원유 유조용 강(油槽用鋼) 및 그 제조 방법, 그리고 원유 유조 및 그 방식(防蝕) 방법에 관한 것이다.

도1은 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도와 Mo 함유량의 관계도이다.

도2는 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도와 Cu 함유량의 관계도이다.

도3a는 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도와 P 함유량의 관계를 나타내는 도면이다.

도3b는 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도와 S 함유량의 관계를 나타내는 도면이다.

도4는 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도와 Al 함유량의 관계도이다.

도5는 부식 시험 장치의 구성도이다.

도6은 시험편에 부가한 온도 사이클을 설명하는 도면이다.

본 발명은 이같은 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 그 목적은 원유 유조의 저판 환경에서 우수한 국부 내부식성을 나타내며 또한 원유 유조의 상갑판 뒷면의 기상부에 있어서 고체 S를 함유하는 부식 생성물의 생성 속도가 늦은 용접 구조용의 원유 유조용 강 및 그 제조 방법, 그리고 원유 유조 및 그 방식 방법을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결하기 위하여, 본 발명자들은 원유 유조의 저판에서의 국부 부식 진전 거동 및 상갑판 뒷면에서의 고체 S의 석출 거동에 미치는 강의 화학 성분, 조직, 제법의 영향을 조사한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

[1] 원유 유조 바닥판에 있어서의 국부 부식 진전의 억제 수단

원유 유조 바닥판상에는 원유중에 함유되는 대량의 암염수(岩鹽水)가 분리, 체류한다. 상기 암염수의 농도는 원유의 산출지 및 유정(油井) 심도에 의존하나, NaCl 환산으로 대략 1∼60질량％의 농후 염수인 것을, 우선 지견하였다. 이러한농후 염수, 즉 농후 할로겐수 용액에 강판이 노출되면, 부식 생성물, 슬러지, 재 등의 부착물에 의해 강판 표면은 불균일한 상태가 되어, 우선적으로 철재(地鐵)가 용해되는 사이트가 급속히 형성·고정되고, 그들 사이트를 기점으로 국부 부식이 진전하는 것을 발견하였다. 또한, 농후 염수 용액의 pH 완충 능력이 극히 약하기 때문에, 철재가 우선적으로 용해되는 사이트에서는, 용출된 철 이온이나 합금 이온의 가수분해에 의해 pH가 급격히 2 이하로 저하하고, 이들 사이트를 기점으로 국부 부식이 촉매 가속적으로 진전한다는 기구를 제안하였다.

또한, 본 발명자는 국부 부식 진전 속도에 미치는 Cu 및 Mo의 영향에 대해, 실험실에서 용제한 여러가지 Cu 첨가량(0.1∼0.5질량％) 및 Mo 첨가량(0.025∼0.075질량％)의 Fe-Cu-Mo강을 이용하여 검토를 행한 결과, 이하의 지견을 얻었다.

도1에 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도에 미치는 Mo 첨가량의 영향을 나타낸다. 도1로부터 국부 부식 진전 속도는 0.05질량％ Mo 부근에서 극소치를 취하고, 0.1질량％ 이상에서 Mo의 억제 효과가 저감하는 것을 발견하였다. 이 결과, Mo 첨가량으로서는 0.03∼0.07％가 가장 바람직한 것을 알았다.

도2에 Fe-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도에 미치는 Cu 첨가량의 영향을 나타낸다. 도2로부터 Cu-Mo 복합 첨가에 의한 국부 부식 진전 속도의 현저한 억제 효과는 Cu≥0.1질량％에서 현저하게 인정되며, 0.3％에서 거의 포화되고 있는 것을 알았다.

도3a 및 도3b에 0.3％Cu-0.05％ Mo강의 국부 부식 진전 속도에 미치는 P, S의 영향을 나타낸다. 불순물인 P, S는 국부 부식 진전 속도를 가속하는 경향을 나타냈다. P는 0.03％를 초과하여 함유하는 경우, S는 0.02％를 초과하여 함유하는 경우, 국부 부식 진전 속도가 현저하게 증가하였다. 또한, P≤0.010％ 또는 S≤0.0070％ 이하의 경우, 그러한 저해 효과는 최소한으로 할 수 있다는 것을 알았다.

도4에 저p-저S-Cu-Mo강의 국부 부식 진전 속도에 미치는 Al의 영향을 나타낸다. 국부 부식 진전 속도의 곡선은 밑으로 볼록한 곡선을 나타내며, Al량이 0.3％를 초과하면 국부 부식 진전 속도가 증가한다. 0.01∼0.1％로 Al을 제어하면 더욱 국부 내부식성이 향상되는 것을 알았다.

이상의 지견을 정리하면, 그들 특징은,

① Cu를 0.1질량％ 이상 함유한 강에 Mo를 0.01∼0.1질량％ 복합 첨가하면, 국부 부식의 진전 속도가 보통강비로 1/5 이하로 현저하게 저하하는 것,

② Cu를 0.1질량％ 이상 함유한 강에 Mo를 0.1질량％를 초과하여 첨가하면, Mo에 의한 국부 부식의 진전 속도 억제 효과가 저감되는 것,

③ Cu를 0.1질량％ 이상 함유한 강에 있어서의 최적인 Mo 첨가량은 0.03∼0.07질량％인 것,

④ 과잉의 P, S의 첨가는 국부 부식 진전 속도를 가속하여, P, S의 상한을 한정함으로써 우수한 국부 내부식성을 얻을 수 있는 것,

⑤ Al의 첨가량을 0.01∼0.1％로 하면 더욱 국부 내부식성이 향상하는,

⑥ Cr은 국부 내부식성을 현저하게 가속하는 유해한 원소이며, 0.01％ 이하로 제한하는 것이 바람직한,

등의 본 발명자가 얻은 지견에 기초하여, 저합금강의 강 성분을 제어함으로써, 국부 부식 발생후의 그 부식부에 있어서의 진전 속도를 늦게 한 것에 있다.

또한 예의 연구를 진행한 결과, 아래와 같은 지견을 얻었다.

즉, 일반적인 용접 구조용강의 화학 조성을 기본으로 하여 Cr을 실질적으로 무첨가로 하고, 특정량의 Mo, W의 어느 하나 또는 모두와 Cu를 복합 첨가하며, 불순물인 P, S의 첨가량을 한정하고 Al을 첨가함으로써, 이하의 효과를 얻을 수 있는 것을 지견하였다.

1) P, S, Al을 한정된 범위에서 함유함으로써, 보다 적은 Cu, Mo, W의 합금 첨가량으로 당해 환경에서의 국부 부식의 진전 속도가 비약적으로 저감한다.

2) Mo, W의 존재 상태와 내식성과의 관계를 상세하게 연구한 결과, Mo, W는 고용 상태로 존재하는 편이 한층 내식성에 바람직하다.

[2] 슬러지의 원인이 되는 원유 유조 상갑판 뒷면에서 기상으로부터 석출되는 고체 유황의 경감 대책의 수단

본 발명자들이 원유 유조 상갑판의 강판 표면에 있어서의 고체 유황의 기상에서의 석출 거동을 예의 연구한 결과, 아래와 같은 지견을 얻었다. ① 고체 S는 유조 기상중의 황화수소와 산소가 철녹 표면을 촉매로 하여 반응·석출된다. ② 고체 S의 석출 속도는 온도, 기상중 황화수소 및 산소 농도에 의존하는 것 외에 철녹에 극미량 함유되는 합금에 의존한다. ③ 철녹에 Cu와 Mo가 동시에 포함되면 고체 S의 석출 속도가 억제된다. ④ Cu와 Mo가 동시 포함되면 당해 환경에서의 전면 부식 속도도 동시에 저감된다. 상기 지견을 기초로, 일반적인 용접 구조용강의 화학 조성을 기본으로 하여, Cr을 무첨가로 하고 특정량의 Cu와 Mo를 복합 첨가하며,불순물인 P, S의 첨가량을 한정함으로써, 당해 환경에서의 내식성, 즉 전면 내부식성을 향상시키는 것이 가능하다고 하는 지견을 얻었다.

본 발명은 주로 상기 지견에 근거하여 이루어진 것으로, 그 요지로 하는 것은 이하와 같다.

(1) 질량％로, C: 0.001∼0.2％, Si: 0.01∼2.5％, Mn: 0.1∼2％, P: 0.03％ 이하, S: 0.007％ 이하, Cu: 0.01∼1.5％, Al: 0.001∼0.3％, N: 0.001∼0.01％를 함유하고, Mo: 0.01∼0.2％, W: 0.01∼0.5％ 중 1종 또는 2종을 더 함유하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.

(2) 질량％로, 고용 Mo + 고용 W ≥ 0.005％인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 기재의 원유 유조용 강.

(3) 질량％로, 식 (1)에서 나타나는 탄소당량(Ceq.)이 0.4％ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 원유 유조용 강.

Ceq.= C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr+Mo+W+V)/5 … 식 (1)

(4) 질량％로, Cr이 0.1％ 미만인 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강.

(5) 질량％로, Ni: 0.1∼3％, Co: 0.1∼3％ 중 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강.

(6) 질량％로, Sb: 0.01∼0.3％, Sn: 0.01∼0.3％, Pb: 0.01∼0.3％, As: 0.01∼0.3％, Bi: 0.01∼0.3％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(5)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강.

(7) 질량％로, Nb: 0.002∼0.2％, V: 0.005∼0.5％, Ti: 0.002∼0.2％, Ta: 0.OO5∼0.5％, Zr: 0.005∼0.5％, B: 0.0002∼0.005％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(6)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강.

(8) 질량％로, Mg: 0.0001∼0.01％, Ca: 0.0005∼0.01％, Y: 0.0001∼0.1％, La: 0.005∼0.1％, Ce: 0.005∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(7)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강.

(9) 강의 평균 Mn％보다도 Mn이 1.2배 이상 농화되어 있는 미크로 편석 부분의 면적율이 10％ 이하인 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(8)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강.

(10) 상기 (1)∼(9)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강을 제조하는 방법이며, 상기 (1)∼(8)의 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강편을 열간 압연후에 가속 냉각을 행할 때에, 가속 냉각의 평균 냉각 속도: 5∼100℃/s, 가속 냉각 정지 온도: 600℃∼300℃, 가속 냉각 정지후∼100℃까지의 냉각 속도: 0.1∼4℃/s로 하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.

(11) 상기 (10) 기재의 방법에 의해 제조한 강을 500℃ 이하로 소려(tempering) 또는 소둔(annealing)을 실시하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.

(12) 상기 (1)∼(9)의 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강을 제조하는 방법이며, 상기 (1)∼(8)의 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강편을 열간 압연후, 소준(normalizing)에 의해 제조할 때에, 소준의 가열 온도: Ac₃변태점∼1000 ℃, 700∼300℃의 평균 냉각 속도: 0.5∼4℃/s로 하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.

(13) 상기 (12) 기재의 소준후, 500℃ 이하로 소려 또는 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.

(14) 상기 (1)∼(8)의 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강편을 열간 압연전에, 가열 온도: 1200∼1350℃, 보존 시간: 2∼100시간의 확산 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 상기 (10)∼(13) 중 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강의 제조 방법.

(15) 저판, 데크 플레이트, 측판 및 골재의 일부 또는 전부가 상기 (1)∼(9)의 어느 항에 기재된 원유 유조용 강으로 이루어진 것을 특징으로 하는 원유 유조.

(16) 상기 (15) 기재의 원유 유조의 표면에 있어서의 열연 스케일를 기계적 또는 화학적으로 제거하여, 철재 원재료(素地)를 노출한 것을 특징으로 하는 원유 유조의 방식 방법.

(17) 열연 스케일을 기계적 또는 화학적으로 제거한 후, 두께 1O㎛ 이상의 도막을 1층 이상 형성하는 것을 특징으로 하는 상기 (16) 기재의 원유 유조의 방식 방법.

본 발명은 전술한 과제를 극복하여 목적을 달성하는 것으로, 그 구체적 목표 수단을 이하에 설명한다.

먼저, 본 발명에 관계되는 성분 원소와 그 함유량에 대해 설명한다. 설명 중에 나타내는 성분 함유량의 ％의 단위는 질량％이다.

C는 0.001％ 미만으로 탈C화하는 것은 공업적으로는 경제성을 현저하게 저해하기 때문에 0.001％ 이상 함유시키지만, 강화 원소로서 이용하는 경우에는 0.002％ 이상의 함유가 더욱 바람직하다. 한편, 0.2％를 초과하여 과잉 함유시키면, 용접성이나 이음매 인성(靭性)의 열화 등도 발생하여, 용접 구조물용강으로서 바람직하지 않기 때문에, 0.001∼0.2％를 한정 범위로 하였다. 용접 시공성의 관점에서는, C는 0.18％ 이하가 더욱 바람직하다. 특히 선박 용도의 연강(항복 응력이 240N/㎟급) 및 고장력강(항복 응력이 265,315,355,390N/㎟급) 및 고장력강 선박용강판으로는 0.05∼0.15％가 더욱 바람직하다. C는 원유 유조 바닥판에서의 국부 내부식성을 약간 저하시키는 원소이며, 내식성의 관점에서는 0.15％ 이하가 바람직하다.

Si는 탈산 원소로서 필요하며, 탈산 효과를 발휘하기 위해서는 0.01％ 이상 필요하다. Si는 전면 내부식성 향상에 효과가 있으며, 또한 국부 내부식성 향상에도 적지만 효과가 있는 원소이다. 그 효과를 발현시키기 위해서는 0.1％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 한편, Si를 과도하게 함유시키면, 열연 스케일의 고착(스케일 박리성의 저하)을 초래하여, 스케일에 기인하는 흠이 증가하기 때문에, 본 발명에 있어서는 상한을 2.5％로 한다. 특히, 내식성과 함께 용접성이나 모재 및 이음매 인성에의 요구가 엄격한 강의 경우는, 상한을 0.5％로 하는 것이 바람직하다.

Mn는 강의 강도 확보를 위해서 0.1％ 이상 필요하다. 한편, 2％ 초과가 되면, 용접성의 열화나 입계(粒界) 취화(脆化) 감수성을 높여서 바람직하지 않기 때문에, 본 발명에 있어서는 Mn의 범위를 0.1∼2％로 한정한다. 또, C, Mn은 내식성에 거의 영향을 미치지 않는 원소이기 때문에, 특히 용접 구조 용도에서 탄소당량을 한정하는 경우에는 C, Mn량으로 조정하는 것이 가능하다.

P는 불순물 원소이며, 0.03％를 초과하면 국부 부식 진전 속도을 가속하며 또한 용접성을 열화시키기 때문에, 0.03％ 이하로 한정한다. 특히, 0.015％ 이하로 했을 경우에, 내식성 및 용접성에 양호한 영향을 주기 때문에 0.015％ 이하가 바람직하다. 또한, 제조 비용은 높아지지만 내식성이 한층 향상하기 때문에, P를0.005％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다.

S도 불순물 원소이며, 0.007％를 초과하면 국부 부식 진전 속도를 가속하며 또한 슬러지의 생성량을 증가시키는 경향이 있다. 또한, 기계적 성질, 특히 연성을 현저하고 열화시키기 때문에, 0.007％를 상한으로 한다. S량은 내식성이나 기계적 성질에 대해 적을수록 바람직하고, 0.005％ 이하가 특히 바람직하다.

Cu는 Mo, W와 함께 0.01％ 이상 함유시키면, 전면 내부식성 뿐만 아니라 국부 내부식성 향상에 유효하다. 또, 0.03％ 이상 첨가하면 고체 S의 생성 억제에도 효과가 있다. 1.5％를 초과하게 함유시키면, 강편의 표면 균열의 조장, 이음매 인성의 열화 등 악영향도 현재화하기 때문에, 본 발명에서는 상한을 1.5％로 한다. 0.5％를 초과하여 첨가하더라도 내식성의 향상은 거의 포화하기 때문에, 원유 유조 바닥판의 국부 부식의 진전을 억제하는 경우는, 0.01∼0.5％가 바람직하다. 슬러지 생성 억제 효과는 0.2％ 이상 첨가하면 거의 포화하기 때문에, 원유 유조 상갑판에 적용하는 경우는, 제조성과의 밸런스를 위해 0.03∼0.2％ 미만이 더욱 바람직하다.

Al은 Cu 및 Mo 및/또는 W와 함께 첨가하면, 국부 부식의 진전을 억제하는데 불가피한 원소이다. 또한, AlN에 의해 모재의 가열 오스테나이트(austenite) 입경 미세화에 유효한 원소이다. 또한, 고체 S를 함유하는 부식 생성물의 생성 억제 효과도 있어 유익하다. 단, 이들 효과를 발휘하기 위해서는 0.001％ 이상 함유할 필요가 있다. 한편, 0.3％를 초과하여 과잉되게 함유하면, 거칠고 큰 산화물을 형성하여 연성 및 인성을 열화시키기 때문에, 0.001％∼0.3％의 범위로 한정할 필요가있다. 충분한 내식성 향상 효과, 고체 S를 함유하는 부식 생성물의 생성 억제 효과를 얻으려면, 0.02％ 이상의 첨가가 더욱 바람직하다. 내식성 향상 효과는 0.1％를 초과하여 첨가하더라도 거의 포화하기 때문에, 0.02∼0.10％가 더욱 바람직하다.

N은 고용 상태에서는 연성, 인성에 악영향을 미치기 때문에 바람직하지 않지만, V, Al이나 Ti와 결부되어 오스테나이트 입미세화나 석출 강화에 유효하게 작용하기 때문에, 미량이라면 기계적 특성 향상에 유효하다. 또한, 공업적으로 강 중의 N를 완전하게 제거하는 것은 불가능하며, 필요 이상으로 저감하는 것은 제조 공정에 과대한 부하를 주기 때문에 바람직하지 않다. 때문에, 연성, 인성에의 악영향을 허용할 수 있는 범위에서 또한 공업적으로 제어가 가능하고 제조 공정에의 부하를 허용할 수 있는 범위로서 하한을 0.001％로 한다. N은 내식성을 약간 향상시키는 효과가 있지만, 과잉되게 함유하면 고용 N이 증가하여, 연성이나 인성에 악영향을 미칠 가능성이 있기 때문에, 허용할 수 있는 범위로서 상한을 0.01％로 한다.

Mo, W는 국부 부식 특성에 대해서 Cu와 마찬가지로 중요한 원소이며, 0.01％ 이상의 Cu와 함께 함유시킴으로써, 특히 국부 부식 진전 속도 저감에 현저한 효과를 발휘한다. Mo와 W는 거의 동등의 효과를 갖고, Mo는 0.01∼0.2％, W는 0.01∼0.5％의 범위에서 각각 단독 혹은 양쪽 모두를 함유시킬 필요가 있다. Mo는 0.01％ 이상, W는 0.01％ 이상 함유시키면 국부 내부식성 향상에 명확한 효과를 발생한다. 한편, Mo는 0.2％, W는 0.5％를 초과하서 함유시키면 국부 내부식성이 반대로 저하하며 또한 용접성이나 인성을 열화시키기 때문에, Mo는 0.01∼0.2％, W는 0.01∼0.5％로 한정한다. 또, 석출물의 생성을 억제하여 고용 Mo, W를 확실하게 확보하기 위해서는, Mo, W의 상한을 각각 0.1％, 0.05％ 미만으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 또한, Mo는 0.01∼0.08％ 첨가한 경우, 적은 첨가량으로 현저한 국부 내부식성의 향상을 얻을 수 있으므로, 0.01∼0.08％가 더욱 바람직하다. 또한, 제조 안정성을 고려하면 0.03∼0.07％가 더욱 바람직하다. 또한 W는 0.01∼0.05％ 미만인 경우, 적은 첨가량으로 현저한 국부 내부식성의 향상을 얻을 수 있으므로, 0.01∼0.05％ 미만이 더욱 바람직하다.

상기의 Mo, W의 범위는 필요 조건이지만, 국부 내부식성 향상 효과를 보다 유효하게 발휘시키기 위해서는, 함유량을 상기 범위로 한 다음, Mo와 W의 고용량을 일정 이상 확보할 필요가 있다. 즉, Mo, W가 조대 석출물을 형성하면, 그 주위에 그 원소의 고갈층을 생성하여 국부 내부식성 향상 효과가 손상되기 때문에, Mo, W는 극력 균일하게 존재할 필요가 있다. 고용 상태의 Mo와 W는 국부 내부식성에 대해 동등의 효과를 갖기 때문에, 양원소의 고용량의 합계가 0.005％ 이상이라면 국부 내부식성이 큰폭으로 향상된다. 고용량의 상한은 특별히 정하는 일 없이 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 고용 강화에 의해 강도가 상승하기 때문에 적당한 강도를 경제적으로 얻기 위해서는, 양원소의 고용량 상한은 0.5％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또, 본 발명에 있어서의 국부 내부식성 향상에 유효한 고용 Mo, 고용 W라는 것은, 전함유량에서 추출 잔사 분석에 의해 구해진 석출량을 공제한 양을 가리킨다. 즉, 추출 잔사 분석에서는 고용으로 간주되는 것 같은 극히 미세한 석출물의경우는 거의 고용 상태에 준하여 균일하게 강 중에 존재하고 있다고 간주할 수 있기 때문에 내식성에는 유효하게 작용한다.

이상이 본 발명 강에 있어서의 화학 조성에 관한 기본 요건과 그 한정 이유이지만, 본 발명에 있어서는, 또한 제특성의 향상 등을 목적으로 선택적으로 첨가하여도 되는 원소에 관한 한정을 한다.

먼저, 용접성, 용접 이음매 인성을 특단으로 고려할 필요가 있는 경우는, 식 (1)에서 나타내는 탄소당량(Ceq.)을 0.4％ 이하로 한다.

Ceq. = C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr+Mo+W+V)/5 …식 (1)

식 (1)은 본 발명 강에 있어서의 중요한 원소인 W도 포함한 탄소당량식으로, 식 (1)의 탄소당량이 0.4％ 이하이면, 용접에 의한 열영향부의 경화가 억제되어, 내저온 균열성이나 용접열 영향부(HAZ) 인성이 확실하게 향상되기 때문에 0.4％ 이하가 바람직하다. 식 (1)의 탄소당량이 0.4％를 초과하여 과대하게 되면, 성분의 조합에 따라서는, 내저온 균열성이나 HAZ 인성의 열화, 또 HAZ의 대응력 부식 균열 특성의 열화도 초래할 우려가 있다. 탄소당량의 하한은 특별히 정하지 않아도 본 발명의 효과를 얻을 수 있지만, 0∼-40℃의 저온역에서 우수한 인성을 얻기 위해서는, 탄소당량의 하한은 0.36％로 하는 것이 바람직하다.

Cr은 강화 원소로서 강도 조정을 위해서 필요에 따라 첨가하는 것은 가능하지만, Cr은 국부 부식 진전 속도를 가장 가속하는 원소이기 때문에 적을수록 바람직하고 0.1％ 이상 함유시키면, 원유 환경에 있어서의 국부 내부식성을 열화시키며 동시에 고체 S의 생성을 조금 촉진한다. 때문에, 본 발명에서는 0.1％ 이상 함유시키는 것은 바람직하지 않다. 따라서, 의도적으로는 함유시키지 않거나, 불가피하게 또는 의도적으로 함유시키는 경우에서도 0.1％ 미만이 바람직하다.

Ni, Co는 모재나 HAZ 인성의 향상에 유효한 원소이며, 또한 Cu, Mo를 함유하는 강에 있어서 내식성의 향상, 슬러지 억제에도 효과가 있다. 두 원소 모두 0.1％ 이상 함유시킴으로써 비로소 인성 향상이나 내식성 향상 효과가 명확히 발현된다. 한편, 두 원소 모두 3％를 초과하여 과잉 함유시키는 것은, 두 원소 모두 고가의 원소로서 경제적으로 부적당하다는 것과 용접성의 열화를 초래하기 때문에, 본 발명에서는 Ni, Co 모두를 함유시키는 경우에는 0.1∼3％로 함유량을 한정한다.

Sb, Sn, As, Bi, Pb는 각각 0.01％ 이상 함유시킴으로써, 국부 부식의 진전을 한층 더욱 억제하는 효과를 갖기 때문에, 필요에 따라 함유시키는 경우의 하한은 0.01％로 하지만, 각각 0.3％를 초과하여 과잉되게 함유시켜도 효과가 포화하기 때문에, 다른 특성에의 악영향의 염려도 있으며, 경제성도 고려하여, 상한을 0.3％로 한다. 0.01∼0.15％가 더욱 바람직하다.

Nb, V, Ti, Ta, Zr, B는 미량으로 강의 강도를 높이는 유효한 원소이며, 주로 강도 조정을 위해서 필요에 따라 함유시킨다. 각각 효과를 발현하기 위해서는 Nb는 0.002％ 이상, V는 0.005％ 이상, Ti는 0.002％ 이상, Ta는 0.005％ 이상, Zr은 0.005％ 이상, B는 0.0002％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Nb는 0.2％ 초과, V는 0.5％ 초과, Ti는 0.2％ 초과, Ta는 0.5％ 초과, Zr는 0.5％ 초과, B는 0.005％ 초과로, 인성 열화가 현저하기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 필요에 따라 Nb, V, Ti, Ta, Zr, B를 함유시키는 경우는 Nb는 0.002∼0.2％, V는 0.005∼0.5％, Ti는 0.002∼0.2％, Ta는 0.005∼0.5％, Zr는 O.005∼0.5％, B는 0.0002∼0.005％로 한정한다.

Mg, Ca, Y, La, Ce는 개재물의 형태 제어에 유효하고 연성 특성의 향상에 유효하며, 또한 대입열 용접 이음매의 HAZ 인성 향상에도 유효하며, 또한 S를 고정하는 것에 의한 슬러지 생성 억제 효과도 약하지만 있기 때문에, 필요에 따라서 함유 시킨다. 본 발명에 있어서의 각 원소의 함유량은 효과가 발현하는 하한으로부터 하한치가 결정되어, 각각 Mg, 0.0001％, Ca는 0.0005％, Y는 0.0001％, La는 0.005％, Ce는 0.005％를 하한값으로 한다. 한편, 상한치는 개재물이 크게 거칠어져서 기계적 성질, 특히 연성과 인성에 악영향을 미치는지의 여부로 결정되어, 본 발명에서는 이 관점에서 상한치를 Mg, Ca는 0.01％, Y, La, Ce는 0.1％로 한다. Mg, Ca는 0.0005％ 이상 첨가하면, 국부 부식된 식공내의 산성화를 억제하는 작용을 한층 더 발현하므로, 0.0005％∼0.1％가 더욱 바람직하다.

이상이 본 발명에 있어서의 화학 조성에 관한 한정 이유이지만, 또한 본 발명에서는 강편의 성상(性狀)에 따라서는 필요에 따라, 강의 미크로 편석 상태도 규정한다. 즉, 국부 내부식(耐腐蝕)을 발현하기 위해서는, 국부 내부식성을 발현하는 원소가 강 중에 극력 균일하게 분포하고 있을 필요가 있다. 그것을 위해서는, 미크로 편석의 정도가 작은 것이 바람직하다. 또한 국부 내부식성 발현 원소 이외에도 성분 원소의 농도 변동이 있으면, 그것 만으로 국부 부식을 촉진한다. 때문에, 본 발명에서는 필요에 따라, 미크로 편석 상태도 한정한다. Mn의 편석 상태에서 미크로 편석 상태를 거의 대표할 수 있기 때문에, 본 발명에 있어서, 미크로 편석 상태를 규정하는 경우는 강의 평균 Mn％보다 Mn이 1.2배 이상 농화하고 있는 미크로 편석 부분의 면적율을 10％ 이하로 한다.

미크로 편석 상태를 상기와 같이 한정 하는 것은, 원소의 농화가 평균보다 1.2배를 초과하여 현저하게 농화했을 경우에, 부(負)편석부와의 농도차가 내식성의 관점에서 무시할 수 없게 되기 때문이며, 상세한 실험에 근거하여 그 농화 영역의 비율을 단면에 있어서의 면적율로 10％ 이하로 함으로써 실질적인 악영향을 받지 않는 것을 확인하여, 본 발명에서는 Mn의 농도로 평가하여 강의 평균 Mn％보다 Mn이 1.2배 이상 농화하고 있는 미크로 편석 부분의 면적율을 10％ 이하로 한다. 미크로 편석 부분의 면적율의 하한은 작을수록 바람직하고, 0％가 최적이다.

또, 미크로 편석의 측정은 X선 마이크로 애널라이저에 의해 행하고, 농도 맵에 있어서, Mn 농도가 평균 Mn 농도의 1.2배 이상이 되는 영역의 면적율을 구한다. 측정은 강의 표면에서 판두께 방향을 향하여, 표면 바로 밑에서 판두께의 1/2까지의 판두께 방향의 몇군데를 강 표면에 직각인 판두께 단면상에서 측정하여, 각 위치에서 본 발명의 요건을 만족할 필요가 있다.

다음으로, 이상의 본 발명 강의 요건, 주로 고용 Mo, W량을 확보하기 위해, 미크로 편석 상태를 제어하기 위한 강의 제조 방법에 대한 본 발명의 요건을 하기에 설명한다. 단, 본 발명의 강에 관한 요건은, 그 달성 수단은 문제삼지 않는다. 즉, 본 발명의 제조 방법으로 한정되는 것은 아니다.

본 발명에서는, 주로 Mo, W의 고용량을 확보하기 위한 제조 방법으로서 ① 가공 열처리에 의해 제조하는 경우와, ② 열간 압연후에 소준에 의해 제조하는 경우의 크게 나누어 2종류가 있다. 또한, 미크로 편석의 제어 방법으로서 ①② 방법에 공통으로, 열간 압연 전에 ③ 확산 열처리를 실시하는 것을 요건으로 한다. 이하에 요건을 정리한다.

① 열간 압연후에 가속 냉각을 행하는 가공 열처리에 의해 제조할 때, 가속 냉각의 평균 냉각 속도가 5∼100℃/s, 가속 냉각 정지 온도가 600∼30O℃, 가속 냉각 정지 후∼100℃까지의 냉각 속도가 0.1∼4℃/s이며 또한 열간 압연·가속 냉각 종료 후는 필요에 따라 500℃ 이하로 소려 또는 소둔을 행한다.

② 열간 압연후, 소준에 의해 제조할 때, 소준의 가열 온도가 Ac₃변태점∼1000℃, 700∼300℃의 평균 냉각 속도가 0.5∼4℃/s이며 또한 필요하게 따라 소준 뒤에 500℃ 이하로 소려 또는 소둔을 실시한다.

③ 열간 압연전에, 가열 온도가 1200∼1350℃, 보존 시간이 2∼100시간인 확산 열처리를 실시한다.

먼저, ①의 방법에 대해서 설명한다.

열간 압연후에 가속 냉각을 행하는 가공 열처리에 의해 제조하는 경우는, 고용 Mo, W를 필요량 확보하기 위해서, 먼저 열간 압연 후의 가속 냉각을 포함한 냉각 조건을 규정할 필요가 있다.

가속 냉각은 수냉 등에 의해 행하지만, 가속 냉각의 평균 냉각 속도는 5∼10O℃/s, 그 가속 냉각의 정지 온도는 600∼300℃, 가속 냉각 정지 후의 냉각은 가속 냉각 정지∼100℃까지 0.1∼4℃/s에서 냉각할 필요가 있다.

가속 냉각의 냉각 속도의 하한을 5℃/s로 하는 것은, 그 냉각 속도가 5℃/s 미만이라면 가속 냉각에 의한 강도, 인성의 향상이 명확하지 않기 때문에 가속 냉각을 실시하는 의의가 없어져 버리기 때문이란 것과, 냉각 중에 Mo, W가 석출물을 형성하여 고용 Mo, W를 확보할 수 없을 우려가 있기 때문이다. 한편, 가속 냉각의 냉각 속도는 클수록, 강도의 향상, Mo, W의 석출 억제에는 더욱 바람직하지만, 100℃/s 초과가 되면, 이들에 대한 효과가 포화하는 한편, 강판의 형상이 악화될 염려가 증대하기 때문에 상한을 100℃/s로 한다.

가속 냉각은 600∼300℃의 범위에서 정지한다. 가속 냉각의 정지가 600℃ 초과라면 가속 냉각 정지 후의 냉각 속도를 본 발명 범위로 하여도, 가속 냉각 정지 후에 Mo, W가 석출물을 형성하여 고용 Mo, W량이 충분히 확보되지 않고, 고용 Mo, W가 본 발명에서 규정하는 양을 확보한 경우에 비해 내식성이 약간 손상될 염려가 있기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 가속 냉각 정지 온도가 300℃ 미만이라면, 특히 용접 구조물용 강으로서 필요한 인성 레벨을 확보하는 것이 화학 조성에 따라서는 곤란하게 되기 때문에, 또한 잔류 응력이 크고 강의 형상이 악화될 가능성이 커지기 때문에 바람직하지 않다. 또, 가속 냉각의 개시 온도는 고용 Mo, W량에의 영향이 가속 냉각 정지 온도에 비해 매우 작기 때문에 특히 규정할 필요는 없지만, 강도, 인성을 열화시키지 않기 위해서는 열간 압연 종료 후, 신속하게 개시하는 것이 바람직하다. Ar₃변태점 이상에서 개시하는 것을 기준으로 하면, 특단의 문제를 일으키지 않는다.

또한, 고용 Mo, W량을 확실하게 확보하기 위해서는, 가속 냉각 정지 후의 냉각도 고려할 필요가 있다. 즉, 가속 냉각 정지∼100℃까지의 냉각이 0.1℃/s 미만의 서랭이 되면, 그 냉각 중에 Mo, W가 탄질화물을 형성할 가능성이 있다. 따라서, 예를 들면 강의 두께가 넓고, 공냉에서는 냉각 속도가 0.l℃/s 미만이 되는 것을 피할 수 없는 경우에는, 샤워 냉각이나 가스 냉각 등의 수단에 의해 냉각 속도가 0.1℃/s 이상이 되도록 제어할 필요가 있다. 그 냉각 속도는 클수록 고용 Mo, W의 확보에서는 효과가 확실하지만, 4℃/s 초과에서는 효과가 포화하는 한편, 5∼100 ℃/s로 제어하는 열간 압연후의 가속 냉각과의 차이가 명확하지 않게 되어, 인성의 열화나 잔류 응력의 증대 등의 악영향이 현재화할 우려가 있기 때문에, 본 발명에서는 4℃/s를 상한으로 한다.

이상의 열간 압연·냉각 공정을 최종 공정으로 하거나, 재질 조정을 위해서, 소려 또는 소둔을 더 실시할 수 있으나, 소려 또는 소둔에서의 Mo, W의 석출을 억제하여 고용 Mo, W량을 확보하기 위해서는, 소려 또는 소둔의 온도는 500℃ 이하로 한정할 필요가 있다.

다음으로 ②의 방법에 대해서 설명한다.

②의 방법은 소준에 의해 강을 제조하는 경우에 있어서의 본 발명의 방법이다. ①의 방법과 마찬가지로, 소준 공정에 있어서 Mo, W의 석출을 억제하여 고용 Mo, W를 필요량 확보하기 위해서, 소준 조건을 여러 가지 규정할 필요가 있다. 또 소준의 가열 단계에서 오스테나이트 단상화된 시점에서, 지금까지의 이력의 영향은 해소되기 때문에, 소준에 앞선 열간 압연의 조건은 특별히 상관없다. 따라서, 열간 압연은 연속적으로 압연하는 통상 압연이라도, 제어 압연이라도, 또 가속 냉각을 수반하는 가공 열처리라도 상관없다. 또한 열간 압연의 전후의 이력도 특히 한정 할 필요가 없다.

②의 방법의 기본 요건은 열간 압연후, 소준에 의해 제조할 때, 소준의 가열 온도를 Ac₃변태점∼1000℃로 하고, 냉각 과정에서의 700∼300℃의 평균 냉각 속도를 0.5∼4℃/s로 하는 것에 있다.

가열 온도가 Ac₃변태점 미만이라면, 소준전에 석출되어 있던 Mo, W를 충분히 고용시킬 수 없기 때문에 내식성이 열화된다. 또한, 조직이 불균일해지기 때문에 강도, 인성의 열화도 초래하여 바람직하지 않다. 또한 가열 온도가 1000℃ 초과라면 가열 오스테나이트가 조대화(粗大化)되고, 그 결과 최종적인 변태 조직의 조대화를 초래하여 인성 열화가 현저해져 바람직하지 않다. 때문에, 본 발명에서는 소준에 있어서의 가열 온도를 Ac₃변태점∼1000℃로 한다.

통상 소준에 있어서는 가열·보존 후, 냉각은 공냉에 의하지만, 본 발명에서는 고용 Mo, W의 확보의 필요성에서, 공냉에서는 과도하게 서랭(徐冷)이 되는 경우에는, 수단은 상관없지만 냉각 속도를 제어하여, 700∼300℃의 평균 냉각 속도를 0.5∼4℃/s로 할 필요가 있다. 700∼300℃에서의 평균 냉각 속도가 0.5℃/s 미만이라면, 냉각 중에 Mo, W가 석출물을 형성하여 본 발명 범위의 고용 Mo, W량을 확보할 수 없는 우려가 커진다. 그 냉각 속도는 클수록 고용 Mo, W의 확보에서는 효과가 확실하지만, 4℃/s 초과에서는 효과가 포화할 뿐으로, 인성의 열화나 잔류 응력의 증대 등의 악영향이 현재화할 우려가 있기 때문에, 본 발명에서는 4℃/s를 상한으로 한다. 소준에 있어서는, ①의 방법에 있어서와 같이 가속 냉각을 수반하지 않기 때문에, 300℃ 미만의 냉각 속도는 특별히 상관없지만, 300∼10O℃에서의 평균 냉각 속도에서 0.1℃/s를 크게 밑도는 서랭은 바람직하지 않다.

이상의 소준 공정을 최종 공정으로 하거나, 재질 조정을 위해서 소려 또는 소둔을 더 실시할 수가 있지만, 소려 또는 소둔에서의 Mo, W의 석출을 억제하여 고용 Mo, W량을 확보하기 위해서는, 소려 또는 소둔의 온도는 500℃ 이하로 한정할 필요가 있다.

마지막으로 ③의 방법에 대해 설명한다. ③의 방법은 미크로 편석에 관한 본 발명의 요건을 만족시키기 위한 하나의 수단이며, 그 기본 요건은 열간 압연전에 가열 온도가 1200∼1350℃, 그 온도 범위에서의 보존 시간이 2∼100h인 확산 열처리를 실시하는 것에 있다. 확산 열처리에 의해 미크로 편석하고 있는 원소는 확산하여, 미크로 편석부의 농화를 저감한다. 그 확산 열처리에 있어서, 가열 온도가 120O℃ 미만이라면 원소의 확산 속도가 과소가 되어, 실용적인 보존 시간으로는 충분한 확산 효과를 얻을 수 없다. 가열 온도는 높을수록 확산 속도가 빨라져 편석 저감에는 유리하지만, 가열 오스테나이트 입경이 과도하게 조대(粗大)하게 되어, 그 후의 열간 압연이나 열처리의 후에도 조대 조직이 잔존하여 기계적 성질에 악영향을 남길 우려가 있으며, 또한 강 표면의 거침을 일으킬 가능성도 커져 바람직하지 않다. 본 발명에서는 이들의 악영향이 실용적으로 허용할 수 있는 관점에서, 가열 온도의 상한을 1350℃로 한다.

확산 열처리의 가열 온도를 1200∼1350℃로 했을 경우, 미크로 편석이 충분히 경감되기 위해서는 보존 시간은 2시간 이상 필요하다. 보존 시간은 길수록 확산은 진행하지만, 통상의 잉곳 또는 슬라브의 미크로 편석을 전제로 한 경우에는, 100시간 보존하면 충분한 확산 열처리 효과를 얻을 수 있기 때문에, 경제성도 고려하여 본 발명에서는 확산 열처리의 보존 시간의 상한은 100시간으로 한다.

1200∼1350℃로 2∼100시간 보존한 후의 냉각은 특별히 문제가 되지 않지만, 냉각중의 확산 효과도 기대하는 경우에는 냉각은 공냉 이하의 서랭이 바람직하다.

또한, 본 발명에서는 열간 압연후에는 강의 사이즈가 커져 실용상, 열간 압연후에 확산 열처리를 행하는 것이 열처리로의 능력상 문제가 될 가능성이 크며, 또한 확산 열처리에 의해 일단 조대화된 조직을 미세화할 필요성에서, 열간 압연 전에 확산 열처리를 실시하고 있다. 단, 본 발명의 ②의 방법에서, 상기 문제가 없으면 열간 압연후, 소준 전에 확산 열처리를 실시하여도 효과는 조금도 줄지 않는다.

다음으로, 본 발명 강으로 이루어지는 원유 유조에 대해서 설명한다. 원유 유조의 저판, 데크 플레이트, 천정판, 측판 및 골재의 일부 또는 전부에 본 발명 강을 이용함으로써, 원유 수조중에서 생기는 국부 부식의 진전 속도를 지극히 작게 할 수 있어, 원유 유조의 보수 빈도의 저감, 안전성의 향상이 도모된다. 이하에, 본 발명 강을 사용한 원유 유조의 효과에 대해, 보통강을 사용한 원유 유조와 비교하여 더욱 상세하게 설명한다.

원유중에 함유되는 농후 염수가 바닥으로 분리되어, 유조의 여러 부위에서국부 부식이 생긴다. 특히 저판이나 측면에서는 국부 부식이 불가피하다. 본 발명 강을 유조 구조에 따라 국부 부식이 생기는 부위 혹은 유조 전체에 이용함으로써, 원유 유조의 국부 부식 진전 속도가 현저하게 저하된다. 특히, 구조상의 문제로 세정이 두루 미치지 않고, 계속적으로 농후 염수에 노출되는 부위에 선택적으로 본 발명 강을 이용함으로써, 내구성이 뛰어나며 또한 경제적인 원유 유조로 하는 것이 가능하다.

일반적으로, 원유 유조는 정기적인 해방 검사에서 국부 부식의 위치 및 깊이를 검사하여, 소정의 깊이 이상의 공식(孔蝕)에 대해서는 보강 용접등에 의한 보수가 의무지워지고 있다. 그러므로, 본 발명 강을 사용한 원유 유조에서는 정기 검사 기간이 일정 간격인 경우, 보수가 필요한 공식의 수가 압도적으로 적어져, 보수에 드는 비용 및 시간을 큰폭으로 삭감할 수 있다. 또한, 만일 검사 누락으로 성장성의 국부 부식이 보수되지 않아도, 보통강을 사용한 원유 유조와 비교하여 판두께가 같은 경우, 국부 부식에 의한 관통, 원유의 누설 사고에 이르는 확률이 낮아져, 원유 유조의 안전성 향상에 기여한다. 본 발명 강을 이용하면, 상기의 경제면, 안전면이 우수한 원유 유조가, 보통강을 이용하는 경우와 같은 용접 시공성, 기계적 성질에서 얻을 수 있다. 또한 본 발명 강을 데크 플레이트, 천정판에 이용함으로써, 데크 뒷면, 천정판 뒷면에서의 슬러지의 생성을 큰폭으로 억제할 수 있어, 슬러지 회수에 드는 비용를 저감하는 것도 가능해진다.

이하에, 본 발명의 효과를 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명한다. 또 본 발명은 아래와 같이 실시예로 한정되는 것은 아니다.

〈실시예〉

시작강(試作綱)은 진공 용해 또는 전로에 의해 용제하여, 잉곳 또는 강편을 강판에 제조하였다. 표1에 화학 조성, 표2에 강판의 제조 조건을 나타낸다. 강판의 제조는 본 발명의 제조 방법의 효과를 분명히 할 수 있도록, 확산 열처리, 열간 압연, 소준, 소려, 각각 조건이나 조합을 변화시키고 있다. 또 표2 중에는, 시작(試作)한 강판의 고용 Mo, W량, Mn의 미크로 편석 상태의 측정 결과를 함께 나타낸다. 고용 Mo, W량은 흑피를 제거한 강판 전두께 시료에 대해 추출 잔사 분석에 의해 구하였다. 미크로 편석의 측정은 강판 표면에 직각인 단면의 표면 밑 1mm, 판두께의 1/4 위치, 판두께 중심부, 각각의 위치에 있어서 X선 마이크로 애널라이저에 의해 실시하여, 농도 맵에 있어서 Mn 농도가 평균 Mn농도의 1.2배 이상이 되는 영역의 면적율을 화상 해석에 의해 구했다.

표3은 시작한 강판의 기계적 성질(강도, 2mmV 노치 샤르피 충격 특성)과 용접성으로서 용접열 영향부의 최고 경도를 표4, 표5는 내식성의 시험 결과를 각각 나타내고 있다. 또 표4는 주로 국부 내부식성을 평가하기 위한 시험이며, 표5는 주로 전면 내부식성과 슬러지 생성 거동을 평가하기 위한 시험이다.

강판의 기계적 성질로서는, 환봉 인장 시험, 2mmV 노치 샤르피 충격 시험에 의해 강도, 인성을 조사하였지만, 시험편은 시험편 길이 방향이 압연 보고에 직각이 되는 방향으로, 판두께 중심부로부터 채취하였다. 인장 시험은 실온에서 실시하고 2mmV 노치 샤르피 충격 시험은 여러 온도에서 실시하여, 천이 곡선에서 구한 파면 천이 온도를 인성의 지표로 했다.

용접열 영향부의 최고 경도 시험은 JIS Z 3101에 따라서 예열을 행하지 않은 조건에서 실시했다.

표4의 주로 국부 내부식성을 평가하기 위한 시험 조건은 하기와 같다.

길이 40mm, 길이 40mm, 두께 4mm의 시험편을 강판의 판두께 1/4위치가 시험편의 두께 중심이 되도록 채취하였다. 시험편 전면을 기계 연삭하여 600번의 습식 연마후, 40mm×40mm의 표리면을 남기고 단면을 도료로 피복하였다. 그 시험편을 염산으로 pH를 0.2로 조정한 20mass％ NaCl 수용액의 2종류의 부식액 중에 침지하였다. 침지 조건은 액체의 온도 30℃, 침지 시간 24시간∼4주간에서 실시하여, 부식 감량을 측정하고 부식 속도를 평가하였다. 그 부식액 조성은 실제의 강 구조물에서 국부 부식이 발생할 때의 환경의 조건을 모의한 것으로, 그 부식 시험에서의 부식 속도의 저감에 따라 실환경에서 국부 부식의 진전 속도가 저감된다.

표5의 전면 부식성, 슬러지 생성 거동을 조사하기 위한 시험 조건은 아래와 같다.

길이 40mm, 길이 40mm, 두께 4mm의 시험편을 강판의 판두께 1/4위치가 시험편의 두께 중심이 되도록 채취하였다. 시험편 전면을 기계 연삭하여, 600번의 습식 연마 후, 40mm×40mm의 표면를 남기고 뒷면과 단면을 도료로 피복하였다. 시작강의 부식 속도 및 고체 S를 주체로 하는 슬러지의 생성 속도는 도5에 도시한 시험 장치를 이용하여 평가하였다. 표6에는, 부식 시험에서 사용한 가스의 조성을 나타낸다.

가스는 노점(露點) 조정 수조(2)를 통해, 일정한 노점(30℃)으로 조정한 후,시험 챔버(3)로 보냈다. 부식 시험전에 NaCl의 부착량이 1000mg/㎡가 되도록, 시험편(4)의 표면에 NaCl 수용액을 도포, 건조시켜, 시험 챔버내의 항온 히터판(5)에 수평으로 설치하였다. 히터 제어기(6)를 제어함으로써, 도6에 나타낸 바와 같은, 20℃×1시간과 40℃×1시간의 합계 2시간/사이클의 온도 사이클을 부여하여, 시험편 표면에서 건습 반복이 생기도록 하였다. 720사이클후에 부식 감량으로부터 부식 속도를, 시험편 표면에 생성된 생성 물질량으로부터 슬러지 생성 속도를 평가하였다. 또 생성물은 화학 분석 및 X선 분석으로, 옥시 수산화철(철녹) 및 고체 S인 것은 예비 시험에 의해 확인하고 있다.

실시예 중, 먼저 기계적 성질에 관해서는 본 발명의 요건을 만족하고 있는 강판 번호 A1∼A26의 강은 모두 용접 구조용강으로서 충분한 특성을 가지고 있는 것이 표 3의 결과로부터 분명하다. 또한 용접성에 관해서, 식 (1)에서 나타내는 탄소당량을 0.4％ 이하로 한 본 발명예의 강판에서는 용접열 영향부의 최고 경도가 비커스 경도로 확실하게 300 이하가 되어 있어, 양호한 용접성을 갖고 있는 것이 명백하다.

또 강판 번호 A25는 본 발명 범위예이지만, 같은 조성의 본 발명예(강판 번호 A1, A11)에 비해 고용 Mo량이 적기 때문에, 국부 내부식성이 약간 떨어진다. 단, 비교예에 비해 내식성은 현저히 뛰어나다.

강판 번호 A26도 화학 조성으로서는 본 발명을 만족하고 있지만, 같은 조성의 본 발명예(강판 번호 A6, A13)에 비해 고용 Mo와 고용 W의 합계량이 약간 적고, 그 때문에 국부 내부식성이 약간 떨어진다. 단, 비교예에 비해 내식성은 현저히우수하다.

표 4에 나타내는 국부 부식 특성, 표 5에 나타내는 전면 부식 특성, 슬러지 생성량으로부터, 거의 보통강의 조성으로 본 발명의 필수 원소인 Cu, Mo, W를 모두 함유하고 있지 않다. 비교예의 강판 번호 B1에 비해 본 발명강은 그 부식 속도, 슬러지 생성 속도가 모두 약 1/4 이하로 억제되고 있어 내식성이 현저하게 향상되고 있는 것이 명백하다. 특히, 표 4에 나타낸 국부 내부식성에 관해서는, 본 발명예 중에서, 미크로 편석이 적거나, 혹은 확산 열처리에 의해 미크로 편석을 저감하여 강의 평균 Mn％보다 Mn가 1.2배 이상 농화되어 있는 미크로 편석 부분의 면적율이 10％ 이하인 것은, 한층 더 국부 내부식성의 향상이 도모되고 있다.

한편, 강판 번호 Bl∼B9는 본 발명의 요건을 만족하고 있지 않기 때문에, 본 발명에 비해 내식성이 뒤떨어지고 있는 비교예이다.

즉, 강판 번호 B1(강편 번호 31)은 국부 부식성 및 슬러지 생성 억제에 필수인 Cu 및 Mo및/또는 W의 모두가 함유되어 있지 않고, 그 결과, 필연적으로 고용 Mo, W량도 확보할 수 없고, 국부 내부식성, 전면 부식성, 내슬러지성, 모두 본 발명예에 비해 현저하게 뒤떨어진다.

강판 번호 B2(강편번호 32)는 Cu를 함유하지만, Mo, W를 포함하지 않기 때문에 국부 내부식성, 전면 부식성, 내슬러지성 모두 본 발명예에 비해 현저하게 뒤떨어진다.

강판 번호 B3(강편번호 33)은 Mo는 함유하지만, Cu를 포함하지 않기 때문에 본 발명의 효과를 발휘할 수 없어, 국부 내부식성, 전면 부식성, 내슬러지성 모두본 발명예에 비해 현저하게 뒤떨어진다.

강판 번호 B4(동편번호 34)는 Cr량이 과대하기 때문에, 내식성이 본 발명에 비해 뒤떨어진다. 특히, 염분 농도가 높은 부식 조건(표 4에 있어서의 부식 조건②)에서는 보통강에 비해서도 국부 내부식성의 열화가 커서 바람직하지 않다.

강판 번호 B5(강편번호 35)는 P가 과잉 함유되어 있기 때문에, 국부 내부식성, 전면 부식성, 내슬러지성 모두 본 발명예에 비해 뒤떨어진다. 슬러지의 생성량이 많아지는 경향에 있다.

강판 번호 B6(강편번호 36)은 S가 과잉 함유되어 있기 때문에, 국부 내부식성, 전면 부식성, 내슬러지성 모두 본 발명예에 비해 뒤떨어진다. 슬러지의 생성량이 많아지는 경향에 있다.

강판 번호 B7(강편번호 37)은 Al이 본 발명 범위의 하한에 못 미치기 때문에, 국부 내부식성이 본 발명예에 비해 뒤떨어진다. 슬러지의 생성량이 많아지는 경향에 있다.

강판 번호 B8(강편번호 38)은 Al이 과잉 함유되어 있기 때문에, 국부 내부식성이 본 발명예에 비해 뒤떨어진다. 슬러지의 생성량이 많아지는 경향에 있다. 인성도 떨어진다.

강판 번호 B9(강편번호 39)는 Mo가 과잉 함유되어 있기 때문에, 국부 내부식성이 본 발명예에 비해 뒤떨어진다. 슬러지의 생성량이 많아지는 경향에 있다. 또한 인성이나 용접성도 뒤떨어지기 때문에 바람직하지 않다.

이상의 실시예로부터, 본 발명에 따르면, 원유를 수송 또는 저장하는 구성유조에서 생기는 원유 부식에 대해, 우수한 전면 내부식성 및 국부 내부식성을 나타내며, 또한 고체 S를 포함한 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제할 수 있는 것이 명백하다.

[표 1]

[표 1 계속]

[표 2]

주1) 전로-연속주조의 경우의 강편은 슬라브 그대로와 주조후, 분괴 압연한 것을 포함한다.

진공 용해-잉곳의 경우는 모두 잉곳 두께가 강편 두께.

주2) AC: 공냉, FC: 로냉

주3) 실제의 압연에서의 이력을 시뮬레이트한 열간 가공 시험에서의 실측치.

[표 2 계속]

주1) 전로-연속주조의 경우의 강편은 슬라브 그대로와 주조후, 분괴 압연한 것을 포함한다. 진공 용해-잉곳의 경우는 모두 잉곳 두께가 강편 두께.

주2) AC: 공냉, FC: 로냉

[표 2 계속]

주4) 조건 기재가 없는 것은 가속 냉각하지 않고 공냉.

주5) 가속 냉각 정지∼100℃까지의 평균 냉각 속도.

주6) 조건 기재가 없는 것은 소준하지 않음

주7) 소준시의 승온 조건에서의 Ac₃변태점.

주8) 700∼300℃의 평균 냉각 속도

주9) 냉각은 모두 공냉. 기재가 없는 경우는 소려하지 않음.

주10) 강판에 있어서, X선 마이크로 애널라이저에서 5mm×5mm의 영역을 측정했을 때의 Mn 농도가 평균 Mn 농도의 1.2배 이상인 영역의 면적율.

[표 2 계속]

주4) 조건 기재가 없는 것은 가속 냉각하지 않고 공냉.

주5) 가속 냉각 정지∼100℃까지의 평균 냉각 속도.

주6) 조건 기재가 없는 것은 소준하지 않음

주7) 소준시의 승온 조건에서의 Ac₃변태점.

주8) 700∼300℃의 평균 냉각 속도

주9) 냉각은 모두 공냉. 기재가 없는 경우는 소려하지 않음.

[표 3]

주1) 시험편은 압연 방향으로 직각인 방향으로 판두께 중심부로부터 채취.

주2) JIS Z3103 준거

[표 4]

주1) 비교예B1의 부식속도를 100으로 한 상대치

비교예B1의 부식속도

부식조건① 0.56mg/㎠/h

부식조건② 16.2mg/㎠/h

주2) 부식조건①: pH0.5(1체적％HCl+10mass％NaCl-30℃×24h)

주3) 부식조건②: pH0.2(1체적％HCl+20mass％NaCl-30℃×24h)

[표 5]

주1) 비교예B1의 부식속도(0.54mm/y)를 100으로 한 상대치

주2) 비교예B1의 석출 고체 S를 포함한 부식 생성물의 질량(1260mg/시험편)을 100으로 한 상대치

[표 6]

본 발명에 따르면, 원유 탱커의 유조나 지상 또는 지하 원유 탱크 등의 원유를 수송 또는 저장하는 구성 유조에서 생기는 원유 부식에 대해, 우수한 전면 내부식성 및 국부 내부식성을 나타내며, 또한 고체 S를 함유하는 부식 생성물(슬러지)의 생성을 억제할 수 있는 용접 구조용의 원유 유조용 강, 원유 유조를 제공할 수 있어, 강 구조물, 선박의 장기간의 신뢰성 향상, 안전성 향상, 경제성의 향상 등에 기여한다. 따라서, 산업상의 본 발명의 효과는 지극히 크다.

Claims

질량％로,

C: 0.001∼0.2％,

Si: 0.01∼2.5％,

Mn: 0.1∼2％,

P: 0.03％ 이하,

S: 0.007％ 이하,

Cu: 0.01∼1.5％,

Al: 0.001∼0.3％,

N: 0.001∼0.01％를 함유하고,

Mo: 0.01∼0.2％, W: 0.01∼0.5％ 중 1종 또는 2종을 더 함유하며, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항에 있어서, 질량％로, 고용 Mo+고용 W≥0.005％인 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 또는 제2항에 있어서, 질량％로, ①식에서 나타내는 탄소당량(Ceq.)이 0.4％ 이하인 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.

Ceq. = C + Mn/6 + (Cu+Ni)/15 + (Cr+Mo+W+V)/5 … ①
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로, Cr: 0.1％ 미만을 함유하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로, Ni: 0.1∼3％, Co: 0.1∼3％의 1종 또는 2종을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,

Sb: 0.01∼0.3％,

Sn: 0.01∼0.3％,

Pb: 0.01∼0.3％,

As: 0.01∼0.3％,

Bi: 0.01∼0.3％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,

Nb: 0.002∼0.2％,

V: 0.005∼0.5％,

Ti: 0.002∼0.2％,

Ta: 0.005∼0.5％,

Zr: 0.005∼0.5％,

B: 0.0002∼0.005％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 질량％로,

Mg: 0.0001∼0.01％,

Ca: 0.0005∼0.01％,

Y: 0.0001∼0.1％,

La: 0.005∼0.1％,

Ce: 0.005∼0.1％ 중 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 강의 평균 Mn％보다도 Mn이 1.2배 이상 농화되어 있는 미크로 편석 부분의 면적율이 10％ 이하인 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강을 제조하는 방법이며,

제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강편을 열간 압연후에 가속 냉각을 행할 때에, 평균 냉각 속도: 5∼100℃/s, 가속 냉각 정지 온도: 600℃∼300℃, 가속 냉각 정지 후∼100℃까지의 냉각 속도: 0.1∼4℃/s로 하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.
제10항에 기재된 방법에 의해 제조한 강을 500℃ 이하로 소려(tempering) 또는 소둔(annealing)을 실시하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강을 제조하는 방법이며,

제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강편을 열간 압연후, 소준(normalizing)에 의해 제조할 때에, 소준의 가열 온도: Ac₃변태점∼1000℃, 700∼3OO℃의 평균 냉각 속도: 0.5∼4℃/s로 하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.
제12항에 기재된 소준후, 500℃ 이하로 소려 또는 소둔을 실시하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.
제10항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서, 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강편을 열간 압연전에, 가열 온도: 1200∼1350℃, 보존 시간: 2∼100시간의 확산 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 원유 유조용 강의 제조 방법.
바닥판, 데크 플레이트, 측판 및 골재의 일부 또는 전부가 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 기재된 원유 유조용 강으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 원유 유조.
제15항 기재의 원유 유조의 표면에 있어서의 열연 스케일을 기계적 또는 화학적으로 제거하여, 철재 원재료를 노출한 것을 특징으로 하는 원유 유조의 방식(防蝕) 방법.
제16항에 있어서, 열연 스케일을 기계적 또는 화학적으로 제거한 후, 두께 1O㎛ 이상의 도막을 1층 이상 형성하는 것을 특징으로 하는 원유 유조의 방식 방법.