KR20130014069A

KR20130014069A - Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130014069A
Application number: KR1020137000242A
Authority: KR
Inventors: 히토시 후루야; 나오키 사이토오; 모토히로 오쿠시마; 야스노리 다카하시; 다케히로 이노우에; 류우지 우에모리
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2010-07-09
Filing date: 2011-07-07
Publication date: 2013-02-06
Also published as: EP2592166A1; CN102985576A; US8882942B2; BR112013000436A8; JP4975888B2; JPWO2012005330A1; WO2012005330A1; KR101312211B1; CN102985576B; EP2592166B1; US20130098514A1; EP2592166A4; BR112013000436B1; BR112013000436A2

Abstract

이 Ni 첨가 강판은, 질량％로, C:0.03％ 이상 또한 0.10％ 이하, Si:0.02％ 이상 또한 0.40％ 이하, Mn:0.3％ 이상 또한 1.2％ 이하, Ni:5.0％ 이상 또한 7.5％ 이하, Cr:0.4％ 이상 또한 1.5％ 이하, Mo:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하, Al:0.01％ 이상 또한 0.08％ 이하, TㆍO:0.0001％ 이상 또한 0.0050％ 이하를 함유하고, P:0.0100％ 이하, S:0.0035％ 이하, N:0.0070％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 판면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4의 거리 이격된 부위의 Ni 편석비가 1.3 이하이고, 심랭 후 오스테나이트의 양이 2％ 이상이고, 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수가 5.0 이하이고, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 1㎛ 이하이다.

Description

Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법 {Ni-CONTAINING STEEL SHEET AND PROCESS FOR PRODUCING SAME}

본 발명은, 강판의 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능[후술하는 인성(靭性), 어레스트성, 불안정 파괴 억지 특성]이 우수한 Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2010년 7월 9일에 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2010-156720호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

액화 천연 가스(LNG) 탱크에 사용되는 강에는, -160℃ 정도의 극저온에서의 내파괴 성능이 요구되고 있다. 예를 들어, LNG 탱크의 내조에 사용되는 강종으로서, 이른바 9％ Ni강이 있다. 이 9％ Ni강은, 질량％로 8.5 내지 9.5％ 정도의 Ni를 함유하고, 주로 템퍼링 마르텐사이트를 포함하는 조직을 갖고, 특히 저온 인성(예를 들어, -196℃에서의 샤르피 충격 흡수 에너지)이 우수한 강재이다. 9％ Ni강의 인성을 향상시키는 다양한 기술이 지금까지 개시되고 있다. 예를 들어, 입계 취화에 의해 인성 저하를 야기시키는 P를 저감하는 기술이, 특허문헌 1, 특허문헌 2, 특허문헌 3에 개시되어 있다. 또한, 2상역 열처리에 의해 템퍼링 취화 감수성(感受性)을 저감하여 인성을 향상시키는 기술이, 특허문헌 4, 특허문헌 5, 특허문헌 6에 개시되어 있다. 이에 더하여, 템퍼링 취화 감수성을 증대시키지 않고 강도를 높일 수 있는 Mo를 첨가하여 인성을 대폭 향상시키는 기술이, 특허문헌 7, 특허문헌 8, 특허문헌 9에 개시되어 있다. 또한, 템퍼링 취화 감수성을 증대시키는 Si량을 저감하여 인성을 향상시키는 기술이, 특허문헌 4, 특허문헌 8, 특허문헌 10에 개시되어 있다. 또한, 이 LNG 탱크용 9％ Ni강으로서, 판 두께 4.5㎜ 이상 또한 80㎜ 이하의 강판이 사용되고 있다. 그 중에서도, 주로 판 두께 6㎜ 이상 또한 50㎜ 이하의 강판이 사용되고 있다.

오늘날의 Ni 가격 상승을 배경으로 하여, LNG 탱크 건조(建造) 비용 저감을 위해 Ni 첨가량을 저감한 강재가 요구되고 있다. 강재의 Ni 첨가량을 6％까지 저감하여 우수한 모재 인성을 확보하는 방법으로서,α-γ 2상역에의 열처리(2상역 열처리)를 활용한 방법이 비특허문헌 1에 개시되어 있다. 이 방법은, 모재의 내파괴 성능의 향상에는 극히 유효하다. 즉, 6％ 정도의 Ni량이라도, 이 방법에 의해 얻어진 강재는, 모재에 대해 9％ Ni강과 마찬가지의 내파괴 성능(후술하는 인성)을 갖는다. 그러나, Ni량의 저감에 수반하여 용접 조인트의 내파괴 성능(후술하는 인성, 어레스트성, 불안정 파괴 억지 특성)이 대폭 저하된다. 그로 인해, 이 방법에 의해 제조된 강재를 LNG 탱크에 사용하는 것은 곤란하다.

지금까지, 용접 조인트의 내파괴 성능(후술하는 인성)을 개선하기 위한 방법이 몇 가지 제안되어 있다. 예를 들어, 주조 슬래브를 가열, 압연하기 전에 편석 저감을 위한 예비 열처리를 행하는 방법이, 특허문헌 11, 특허문헌 12, 특허문헌 13, 특허문헌 14에 개시되어 있다. 또한, 2공정의 압연을 행하여, 판 두께 중심부의 결함을 줄이는 방법이, 특허문헌 15에 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 11～14의 방법에서는, 편석 저감의 효과가 작기 때문에 용접 조인트의 내파괴 성능(후술하는 인성)이 충분하지 않다. 또한, 특허문헌 15의 방법에서는, 주조 슬래브의 판 두께로부터 최종 압연 후의 판 두께까지의 압하비가 작고, 또한 1회째의 압연 공정에 있어서의 압하비나 온도 등의 조건을 제어하고 있지 않다. 그로 인해, 조직 조대화 및 편석 잔존에 의해 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능(후술하는 인성)이 충분하지 않다. 이와 같이, Ni를 6％ 정도로 저감한 강판에 대해 -160℃ 정도에서의 내파괴 성능을 확보하는 것은, 기존 기술로는 곤란하다.

일본 특허 출원 공개 평7-278734호 공보 일본 특허 출원 공개 평6-179909호 공보 일본 특허 출원 공개 소63-130245호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-143557호 공보 일본 특허 출원 공개 평4-107219호 공보 일본 특허 출원 공개 소56-156715호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-129280호 공보 일본 특허 출원 공개 평4-371520호 공보 일본 특허 출원 공개 소61-133312호 공보 일본 특허 출원 공개 평7-316654호 공보 일본 특허 공고 평4-14179호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-20922호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-41036호 공보 일본 특허 출원 공개 평9-41088호 공보 일본 특허 출원 공개 제2000-129351호 공보

철과 강, 제59년, 1973년, 제6호, p752

본 발명은, 6％ 전후의 Ni 함유량으로 -160℃ 정도에서의 내파괴 성능이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명은, 6％ 전후의 Ni 함유량으로 -160℃ 정도에서의 내파괴 성능이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 그 요지는, 이하와 같다.

(1) 본 발명의 일 형태에 관한 Ni 첨가 강판은, 질량％로, C:0.03％ 이상 또한 0.10％ 이하, Si:0.02％ 이상 또한 0.40％ 이하, Mn:0.3％ 이상 또한 1.2％ 이하, Ni:5.0％ 이상 또한 7.5％ 이하, Cr:0.4％ 이상 또한 1.5％ 이하, Mo:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하, Al:0.01％ 이상 또한 0.08％ 이하, TㆍO:0.0001％ 이상 또한 0.0050％ 이하를 함유하고, P:0.0100％ 이하, S:0.0035％ 이하, N:0.0070％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 판면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4의 거리 이격된 부위의 Ni 편석비가 1.3 이하이고, 심랭 후 오스테나이트의 양이 2％ 이상이고, 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수가 5.0 이하이고, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 1㎛ 이하이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 Ni 첨가 강판은, 질량％로, Cu:1.0％ 이하, Nb:0.05％ 이하, Ti:0.05％ 이하, V:0.05％ 이하, B:0.05％ 이하, Ca:0.0040％ 이하, Mg:0.0040％ 이하, REM:0.0040％ 이하 중 어느 1종 이상을 더 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 Ni 첨가 강판에서는, Ni량이, 5.3 내지 7.3％여도 된다.

(4) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 Ni 첨가 강판에서는, 판 두께가, 4.5 내지 80㎜여도 된다.

(5) 본 발명의 일 형태에 관한 Ni 첨가 강판의 제조 방법에서는, 질량％로, C:0.03％ 이상 또한 0.10％ 이하, Si:0.02％ 이상 또한 0.40％ 이하, Mn:0.3％ 이상 또한 1.2％ 이하, Ni:5.0％ 이상 또한 7.5％ 이하, Cr:0.4％ 이상 또한 1.5％ 이하, Mo:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하, Al:0.01％ 이상 또한 0.08％ 이하, TㆍO:0.0001％ 이상 또한 0.0050％ 이하를 함유하고, P:0.0100％ 이하, S:0.0035％ 이하, N:0.0070％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을, 1250℃ 이상 또한 1380℃ 이하의 가열 온도로 8시간 이상 또한 50시간 이하 유지한 후 300℃ 이하까지 공냉하는 제1 열가공 처리를 행하고, 상기 강편을 900℃ 이상 또한 1270℃ 이하로 가열하고, 최종 1패스 전의 온도를 660℃ 이상 또한 900℃ 이하로 제어하여 2.0 이상 또한 40 이하의 압하비로 열간 압연을 행하고, 즉시 냉각을 개시하는 제2 열가공 처리를 행하고, 상기 강편을 600℃ 이상 또한 750℃ 이하로 가열한 후 냉각을 행하는 제3 열가공 처리를 행하고, 상기 강편을 500℃ 이상 또한 650℃ 이하로 가열한 후 냉각하는 제4 열가공 처리를 행한다.

(6) 상기 (5)에 기재된 Ni 첨가 강판의 제조 방법에서는, 상기 강편이, 질량％로, Cu:1.0％ 이하, Nb:0.05％ 이하, Ti:0.05％ 이하, V:0.05％ 이하, B:0.05％ 이하, Ca:0.0040％ 이하, Mg:0.0040％ 이하, REM:0.0040％ 이하 중 어느 1종 이상을 더 함유해도 된다.

(7) 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 Ni 첨가 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 열가공 처리에 있어서, 상기 공냉 전에, 최종 1패스 전의 온도를 800℃ 이상 또한 1200℃ 이하로 제어하여 1.2 이상 또한 40 이하의 압하비로 열간 압연을 행해도 된다.

(8) 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 Ni 첨가 강판의 제조 방법에서는, 상기 제2 열가공 처리에 있어서, 상기 열간 압연의 직후에 냉각하여, 780℃ 이상 또한 900℃ 이하로 재가열을 행해도 된다.

(9) 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 Ni 첨가 강판의 제조 방법에서는, 상기 제1 열가공 처리에 있어서, 상기 공냉 전에, 최종 1패스 전의 온도를 800℃ 이상 또한 1200℃ 이하로 제어하여 1.2 이상 또한 40 이하의 압하비로 열간 압연을 행하고, 상기 제2 열가공 처리에 있어서, 상기 열간 압연의 직후에 냉각하고, 780℃ 이상 또한 900℃ 이하로 재가열을 행해도 된다.

본 발명에 따르면, Ni를 6％ 정도로 저감한 강 성분의 강재에 있어서 -160℃ 정도에서의 내파괴 성능을 확보할 수 있다. 즉, 본 발명은, 종래의 9％ Ni강보다도 압도적으로 비용이 낮은 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이 가능해, 산업상의 가치가 높다.

도 1은 용접 조인트 인성과 Ni 편석비의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 용접 조인트의 어레스트성과 Ni 편석비의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 제1 열가공 처리에 있어서의 가열 시간과 유지 시간이 Ni 편석비에 미치는 영향을 나타내는 설명도이다.
도 4는 본 발명의 각 실시 형태에 관한 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 흐름도를 나타내는 도면이다.
도 5는 혼성 ESSO 시험 후의 시험부의 균열면의 일례의 부분 개략도이다.

본 발명자들은, LNG 탱크 등의 용접 구조물에 사용하는 강판에 필요한 특성(모재 및 용접 조인트의 특성)으로서, 3가지의 내파괴 성능이 중요한 것을 발견하였다. 이하에서는, 본 발명에 있어서의 내파괴 성능으로서, 취성 파괴(균열)의 발생을 저지하는 특성을 인성이라 정의하고, 취성 파괴(균열)의 전파를 정지하는 특성을 어레스트성이라 정의하고, 전파 정지된 균열 근방에 있어서의 불안정한 파괴(연성 파괴를 포함하는 파괴 형태)를 억제하는 특성을 불안정 파괴 억지 특성이라 정의한다. 이들 3가지의 내파괴 성능은, 강판의 모재와 용접 조인트의 양쪽에 대해 평가된다.

본 발명을 상세하게 설명한다.

우선, 본 발명에 이른 경위를 설명한다. 본 발명자들은, 강 성분 중의 Ni를 6％ 정도로 줄인 경우에, -160℃ 정도에서의 내파괴 성능이 우수한 강재를 제조하는 방법을 예의 검토하였다. 이 검토 결과, 2상역 열처리가 중요한 것을 확인하였다. 그러나, 2상역 열처리만으로는, 강재의 특성이 불충분하고, 모재의 어레스트성에 더하여, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성과, 용접 조인트의 불안정 파괴 억지 특성이 떨어지는 것을 알 수 있었다. 또한, 본 발명자들이 이들 특성을 높이는 검토를 예의 행한 바, 강판 내부의 합금 원소의 불균일성이, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성과, 모재의 어레스트성에 큰 영향을 미치는 것이 밝혀졌다. 합금 원소의 불균일성이 큰 경우, 강의 모재에 있어서는, 잔류 오스테나이트의 분포가 불균일해져, 취성 균열의 전파를 정지하는 성능(어레스트성)이 저하된다. 강의 용접 조인트에 있어서는, 용접의 열영향에 의해 2상역 온도로 가열된 부위의 일부에, 경질의 마르텐사이트가 섬 형상으로 밀집된 상태로 생성되어, 취성 균열의 발생을 저지하는 성능(인성) 및 취성 균열의 전파를 정지하는 성능(어레스트성)이 현저하게 저하된다.

보통, 파괴 특성이 합금 원소의 불균일성의 영향을 받는 경우, 강판의 판 두께 방향(깊이 방향) 중앙부 부근의 중심 편석이 문제가 된다. 이것은, 재료 중의 취약한 중심 편석부와 역학적으로 응력 3축도(응력 상태)가 높아지는 판 두께 중앙부가 중첩되어 취성 파괴가 우선적으로 발생하기 때문이다. 그러나 LNG 탱크에 사용되는 강에서는, 용접 재료로서 대부분의 경우 오스테나이트계 합금이 사용된다. 이 경우에는, 취성 파괴되지 않는 오스테나이트계 합금이 판 두께 중앙부에 많이 존재하는 용접 조인트 형상이 사용되므로, 중심 편석에 의해 취성 파괴가 발생할 가능성은 적다.

따라서, 본 발명자들은, 마이크로 편석과 취성 파괴에 대한 파괴 성능(인성 및 어레스트성)의 관계에 대해 검토를 행하였다. 그 결과, 마이크로 편석은, 강재의 판 두께 전체에 발생하므로, 모재 및 용접 열영향부의 조직 변화를 통해 취성 파괴의 발생을 저지하는 성능(인성) 및 전파를 정지하는 성능(어레스트성)에 큰 영향을 미친다고 하는 매우 중요한 지식이 얻어졌다. 이 마이크로 편석은, 응고시, 덴드라이트 2차 아암 사이의 잔량부 용강에 합금 농축부를 형성하는 현상이며, 이 합금 농축부는, 압연에 의해 잡아 늘여져 있다. 본 발명자들은, 복수회의 열가공 처리를 소정의 조건하에서 실시함으로써 합금 원소의 불균일성을 저감하여, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성과, 모재의 어레스트성을 대폭 향상시키는 데 성공하였다.

이와 같이, 2상역 열처리에 더하여 합금 원소의 불균일성을 저감시킴으로써, 모재 및 용접 조인트의 인성과 어레스트성이 우수한 강판을 제조할 수 있었다. 그러나 LNG 탱크로서 사용하기 위해서는, 이들 내파괴 성능 이외에 용접 조인트의 불안정 파괴 억지 특성이 필요하고, 상술한 방법에서는, 이 불안정 파괴 억지 특성이 불충분한 것이 밝혀졌다. 본 발명자들은, 이 불안정 파괴 억지 특성을 높이는 방법을 예의 검토하였다. 그 결과, 잔류 오스테나이트가 다량으로, 또한 균일하게 모재 중에 존재하는 것만으로는 불안정 파괴 억지 특성이 불충분하고, 개개의 잔류 오스테나이트가 미세할 필요가 있는 것이 판명되었다. 따라서, 본 발명자들은, 열간 압연 및 제어 냉각 조건을 최적화하여, 잔류 오스테나이트를 미세하게 분산시킴으로써 불안정 파괴 억지 특성을 높이는 데 성공하였다.

이와 같이, 2상역 열처리에 더하여, 용질 원소를 균일하게 분포시키고, 또한 잔류 오스테나이트를 다량, 또한 균일하게 분산시키고, 개개의 잔류 오스테나이트를 미세화함으로써, 모재의 인성 및 어레스트성과, 용접 조인트의 인성, 어레스트성 및 불안정 파괴 억지 특성이 모두 우수한 것이 밝혀졌다.

이하에, 강 중의 합금 원소의 범위를 규정한다. 또한, 이하,「％」는 「질량％」를 의미한다.

Ni는, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능의 향상에 유효한 원소이다. Ni량이 5.0％ 미만에서는, 고용(固溶) Ni 및 잔류 오스테나이트의 안정화에 의한 내파괴 성능의 증가량이 충분하지 않고, Ni량이 7.5％를 초과하면, 합금 비용이 증대된다. 따라서, Ni량을 5.0％ 이상 또한 7.5％ 이하로 제한한다. 또한, 내파괴 성능을 보다 높이기 위해, Ni량의 하한을 5.3％, 5.6％, 5.8％ 또는 6.0％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저하를 위해, Ni량의 상한을 7.3％, 7.0％, 6.8％ 또는 6.5％로 제한해도 된다.

Ni 저감에 의한 내파괴 성능의 저하를 보충하기 위한 가장 중요한 원소는, Mn이다. Mn은, Ni와 마찬가지로, 잔류 오스테나이트를 안정화시켜, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능을 개선한다. 그로 인해, 최저 0.3％ 이상의 Mn을 강 중에 첨가할 필요가 있다. 그러나 1.2％를 초과하는 Mn을 강 중에 첨가하면, 마이크로 편석 및 템퍼링 취화 감수성이 증대되어, 내파괴 성능이 저하된다. 따라서, Mn량을 0.3％ 이상 또한 1.2％ 이하로 제한한다. 또한, Mn량의 저감에 의해 내파괴 성능이 향상되므로, Mn량의 하한을 1.15％, 1.1％, 1.0％ 또는 0.95％로 제한해도 된다. 잔류 오스테나이트를 안정화시키기 위해, Mn량의 하한을 0.4％, 0.5％, 0.6％ 또는 0.7％로 제한해도 된다.

Cr도 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Cr은 강도 확보에 중요하고, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성을 크게 저하시키는 일 없이 강도를 증대시키는 효과를 갖는다. 모재의 강도를 확보하기 위해서는, 최저 0.4％ 이상의 Cr을 강 중에 함유시킬 필요가 있다. 그러나 1.5％를 초과하는 Cr을 강 중에 함유시키면, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, Cr량을 0.4％ 이상 또한 1.5％ 이하로 제한한다. 또한, 강도 향상을 위해, Cr량의 하한을 0.5％, 0.55％ 또는 0.6％로 제한해도 된다. 용접 조인트의 인성 향상을 위해, Cr량의 상한을, 1.3％, 1.0％, 0.9％ 또는 0.8％로 제한해도 된다.

Mo도, 본 발명에 있어서 중요한 원소이다. Ni의 일부를 Mn으로 대체하는 경우, Mn의 증가와 함께 템퍼링 취화 감수성이 증대된다. Mo는, 이 템퍼링 취화 감수성을 저하시킬 수 있다. 0.02％ 미만의 Mo량에서는, 템퍼링 취화 감수성을 저하시키는 효과가 작고, 0.4％를 초과하는 Mo량에서는, 제조 비용이 증대되는 동시에, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, Mo량을 0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하로 제한한다. 또한, 템퍼링 취화 감수성의 저하를 위해, Mo량의 하한을 0.05％, 0.08％, 0.1％ 또는 0.13％로 제한해도 된다. 용접 조인트의 인성 향상을 위해, Mo량의 상한을 0.35％, 0.3％ 또는 0.25％로 제한해도 된다.

C는, 강도 확보에 필수적인 원소이므로, C량을 0.03％ 이상으로 한다. 그러나 C량이 증가하면, 조대 석출물의 생성에 의해 모재의 인성 및 용접성이 저하되므로, C량의 상한을 0.10％로 한다. 즉, C량을 0.03％ 이상 또한 0.10％ 이하로 제한한다. 또한, 강도 향상을 위해, C량의 하한을 0.04％ 또는 0.05％로 제한해도 된다. 모재의 인성 및 용접성의 향상을 위해, C량의 상한을 0.09％, 0.08％ 또는 0.07％로 제한해도 된다.

Si는, 강도 확보에 필수적인 원소이므로, Si량을 0.02％ 이상으로 한다. 그러나 Si량이 증가하면, 용접성이 저하되므로 Si량의 상한을 0.40％로 한다. 즉, Si량을 0.02％ 이상 또한 0.40％ 이하로 제한한다. 또한, Si량을 0.12％ 또는 0.08％ 이하로 하면, 템퍼링 취화 감수성이 저하되어, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능이 향상되므로, Si량의 상한을 0.12％ 또는 0.08％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

P는, 불가피적으로 강 중에 포함되어, 모재의 내파괴 성능을 저하시키는 원소이다. P량이 0.0100％를 초과하면, 템퍼링 취화의 촉진에 의해 모재의 내파괴 성능이 저하된다. 따라서, P량을 0.0100％ 이하로 제한한다. 모재의 내파괴 성능의 향상을 위해, P량의 상한을 0.0060％, 0.0050％ 또는 0.0040％로 제한해도 된다. 또한, P량이 0.0010％ 이하에서는, 정련 부하의 증대에 의해 생산성이 대폭 저하되므로, 0.0010％ 이하의 저(低)인화를 행할 필요는 없다. 그러나 P량이 0.0010％ 이하여도 본 발명의 효과를 발휘할 수 있으므로, P량의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, P량의 하한은 0％이다.

S는, 불가피적으로 강 중에 포함되어, 모재의 내파괴 성능을 저하시키는 원소이다. S량이 0.0035％를 초과하면, 모재의 인성이 저하된다. 따라서, S량을 0.0035％ 이하로 제한한다. 모재의 내파괴 성능의 향상을 위해, S량의 상한을 0.0030％, 0.0025％ 또는 0.0020％로 제한해도 된다. S량이 0.0001％ 미만에서는, 정련 부하의 증대에 의해 생산성이 대폭 저하되므로, 0.0001％ 미만의 저황화를 행할 필요는 없다. 그러나 S량이 0.0001％ 미만이어도 본 발명의 효과를 발휘할 수 있으므로, S량의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, S량의 하한은 0％이다.

Al은, 탈산재로서 유효한 원소이다. 0.01％ 미만의 Al을 강 중에 함유시켜도, 탈산이 불충분하기 때문에 모재의 인성이 저하된다. 0.08％ 초과의 Al을 강 중에 함유시키면, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, Al량을 0.01％ 이상 또한 0.08％ 이하로 제한한다. 탈산을 확실하게 행하기 위해, Al량의 하한을 0.015％, 0.02％ 또는 0.025％로 제한해도 된다. 용접 조인트의 인성의 향상을 위해, Al량의 상한을 0.06％, 0.05％ 또는 0.04％로 제한해도 된다.

N은, 불가피적으로 강 중에 포함되어, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능을 저하시키는 원소이다. N량이 0.0001％ 미만에서는, 정련 부하의 증대에 의해 생산성이 저하되므로, 0.0001％ 미만의 탈질을 행할 필요는 없다. 그러나 N량이 0.0001％ 미만이어도 본 발명의 효과를 발휘할 수 있으므로, N량의 하한을 특별히 한정할 필요는 없고, N량의 하한은 0％이다. N량이 0.0070％를 초과하면, 모재의 인성과, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, N량을 0.0070％ 이하로 제한한다. 인성 향상을 위해, N량의 상한을 0.0060％, 0.0050％ 또는 0.0045％로 제한해도 된다.

TㆍO는, 불가피적으로 강 중에 포함되어, 모재의 내파괴 성능을 저하시킨다. TㆍO량이 0.0001％ 미만에서는, 정련 부하가 매우 높아 생산성이 저하된다. TㆍO량이 0.0050％를 초과하는 경우에는, 모재의 인성이 저하된다. 따라서, TㆍO량을 0.0001％ 이상 또한 0.0050％ 이하로 제한한다. 또한, TㆍO량을 0.0025％ 또는 0.0015％ 이하로 하면, 모재의 인성 향상이 현저하므로, TㆍO량의 상한을 0.0025％ 또는 0.0015％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, TㆍO량은, 용강 중에 용해되어 있는 산소와 용강 중에 현탁되어 있는 미세한 탈산 생성물의 산소의 총합이다. 즉, TㆍO량은, 강 중에 고용되어 있는 산소와 강 중에 분산되는 산화물 중의 산소의 총합이다.

또한, 상술한 기본적인 화학 성분(기본 원소)을 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성이, 본 발명의 기본 조성이다. 그러나 이 기본 조성에 더하여(잔량부 Fe의 일부 대신에), 본 발명에서는 필요에 따라서 이하의 원소(선택 원소)를 더 함유시켜도 된다. 또한, 이들 선택 원소가 강 중에 불가피적으로 혼입되어도, 본 실시 형태에 있어서의 효과를 손상시키지 않는다.

Cu는, 강도 향상에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.01％ 미만의 Cu를 강 중에 함유시켜도, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 작다. 1.0％ 초과의 Cu를 강 중에 함유시키면, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, Cu를 첨가하는 경우에는, Cu량을 0.01％ 이상 또한 1.0％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 용접 조인트의 인성의 향상을 위해, Cu량의 상한을 0.5％, 0.3％, 0.1％ 또는 0.05％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Cu의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, Cu의 하한은 0％이다.

Nb는, 강도 향상에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.001％ 미만의 Nb를 강 중에 함유시켜도, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 작다. 0.05％ 초과의 Nb를 강 중에 함유시키면, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, Nb를 첨가하는 경우에는, Nb량을 0.001％ 이상 또한 0.05％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 용접 조인트의 인성의 향상을 위해, Nb량의 상한을 0.03％, 0.02％, 0.01％ 또는 0.005％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Nb의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, Nb의 하한은 0％이다.

Ti는, 모재의 인성 향상에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.001％ 미만의 Ti를 강 중에 함유시켜도, 모재의 인성을 향상시키는 효과가 작다. Ti를 첨가하는 경우에는, 0.05％ 초과의 Ti를 강 중에 함유시키면, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, Ti량을 0.001％ 이상 또한 0.05％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 용접 조인트의 인성의 향상을 위해, Ti량의 상한을 0.03％, 0.02％, 0.01％ 또는 0.005％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Ti의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, Ti의 하한은 0％이다.

V는, 모재의 강도의 향상에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.001％ 미만의 V를 강 중에 함유시켜도, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 작다. 0.05％ 초과의 V를 강 중에 함유시키면, 용접 조인트의 인성이 저하된다. 따라서, V를 첨가하는 경우에는, V량을 0.001％ 이상 또한 0.05％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 용접 조인트의 인성의 향상을 위해, V량의 상한을 0.03％, 0.02％ 또는 0.01％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, V의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, V의 하한은 0％이다.

B는, 모재의 강도의 향상에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.0002％ 미만의 B를 강 중에 함유시켜도, 모재의 강도를 향상시키는 효과가 작다. 0.05％ 초과의 B를 강 중에 함유시키면, 모재의 인성이 저하된다. 따라서, B를 첨가하는 경우에는, B량을 0.0002％ 이상 또한 0.05％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 모재의 인성의 향상을 위해, B량의 상한을 0.03％, 0.01％, 0.003％ 또는 0.002％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, B의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, B의 하한은 0％이다.

Ca는, 노즐의 폐색 방지에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.0003％ 미만의 Ca를 강 중에 함유시켜도, 노즐의 폐색을 방지하는 효과가 작다. 0.0040％ 초과의 Ca를 강 중에 함유시키면, 모재의 인성이 저하된다. 따라서, B를 첨가하는 경우에는, Ca량을 0.0003％ 이상 또한 0.0040％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 모재의 인성 저하를 방지하기 위해, Ca량의 상한을 0.0030％, 0.0020％ 또는 0.0010％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Ca의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, Ca의 하한은 0％이다.

Mg는, 인성 향상에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.0003％ 미만의 Mg를 강 중에 함유시켜도, 모재의 인성을 향상시키는 효과가 작다. 0.0040％ 초과의 Mg를 강 중에 함유시키면, 모재의 인성이 저하된다. 따라서, Mg를 첨가하는 경우에는, Mg량을 0.0003％ 이상 또한 0.0040％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 모재의 인성 저하를 방지하기 위해, Mg량의 상한을 0.0030％, 0.0020％ 또는 0.0010％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, Mg의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, Mg의 하한은 0％이다.

REM(Rare Earth Metal)은, 노즐의 폐색 방지에 유효한 원소로, 필요에 따라서 첨가해도 된다. 0.0003％ 미만의 REM을 강 중에 함유시켜도, 노즐의 폐색을 방지하는 효과가 작다. 0.0040％ 초과의 REM을 강 중에 함유시키면, 모재의 인성이 저하된다. 따라서, REM을 첨가하는 경우에는, REM량을 0.0003％ 이상 또한 0.0040％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 모재의 인성 저하를 방지하기 위해, REM량의 상한을 0.0030％, 0.0020％ 또는 0.0010％로 제한해도 된다. 또한, 합금 비용의 저감을 위해서는, REM의 의도적 첨가를 행하지 않는 것이 바람직하고, REM의 하한은 0％이다.

또한, 첨가 합금을 포함한 사용 원료 중의 불가피적 불순물 및 용제 중에 노재(爐材) 등의 내열 재료로부터 용출되는 불가피적 불순물로서 혼입될 수 있는 원소가 강 중에 0.002％ 미만 포함되어도 된다. 예를 들어, 강을 용제하는 데 있어서 혼입될 수 있는 Zn, Sn, Sb, Zr이 강 중에 각각 0.002％ 미만 포함되어도 된다(강의 용제 조건에 따라서 혼입되는 불가피적 불순물이므로, 0％를 포함함). 강 중에 이들 원소가 각각 0.002％ 미만 포함되어도, 본 발명의 효과를 전혀 손상시키지 않는다.

이상과 같이, 본 발명의 Ni 첨가 강판은, 상술한 기본 원소를 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성, 또는 상술한 기본 원소와, 상술한 선택 원소로부터 선택되는 적어도 1종을 포함하여, 잔량부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다.

본 발명에서는, 상술한 바와 같이 강 중에의 용질 원소의 균일한 분포가 매우 중요하다. 구체적으로는, Ni 등의 용질 원소의 밴드 형상 편석의 저감이 용접 조인트의 인성 및 어레스트성의 향상에 유효하다. 밴드 형상 편석은, 응고 시점에서 덴드라이트 아암 사이의 잔량부 용강에 용질 원소가 농화된 부분이 열간 압연에 의해 압연 방향으로 평행하게 잡아 늘여진 밴드 형상 형태(밴드 형상 영역)이다. 즉, 밴드 형상 편석에서는, 용질 원소가 농화된 부분과, 용질 원소가 농화되어 있지 않은 부분이, 예를 들어 1 내지 100㎛의 간격으로 밴드 형상으로 교대로 형성되어 있다. 주조편 중앙부에 형성되는 중심 편석과 달리, 이 밴드 형상 편석은, 통상(예를 들어, 실온) 인성 저하의 큰 원인으로는 되지 않는다. 그러나, -160℃의 극저온에서 사용되는 6～7％ 정도의 낮은 Ni량의 강에 있어서는, 이 밴드 형상 편석의 영향이 매우 크다. 밴드 형상 편석에 의해 Ni나 Mn, P와 같은 용질 원소가 강 중에 불균일하게 존재하면, 열가공 처리시에 생성되는 잔류 오스테나이트의 안정성이, 장소(강 중의 위치)에 따라 크게 변화된다. 그로 인해, 모재에 대해서는, 취성 파괴의 전파 정지 성능(어레스트성)이 크게 저하된다. 또한, 용접 조인트의 경우, Ni나 Mn, P와 같은 용질 원소가 농화된 밴드 형상 영역이 용접 열영향을 받았을 때, 이 밴드 형상 영역을 따라 밀집된 섬 형상 마르텐사이트가 생긴다. 이 섬 형상 마르텐사이트가 저응력 파괴하므로, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성이 저하된다.

본 발명자들은, 우선 Ni 편석비와 용접 조인트의 인성 및 어레스트성과의 관계를 조사하였다. 그 결과, 강판 표면으로부터 판 두께 방향(깊이 방향)으로 판 두께의 1/4의 거리 이격된 부위(이후, 1/4t부라 호칭함)의 Ni 편석비가 1.3 이하인 경우에, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성이 우수한 것을 발견하였다. 따라서, 1/4t부의 Ni 편석비를 1.3 이하로 제한한다. 또한, 1/4t부의 Ni 편석비가 1.15 이하인 경우에는, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성이 보다 우수하므로, Ni 편석비를 1.15 이하로 하는 것이 바람직하다.

1/4t부의 Ni 편석비는, EPMA(Electron Probe Micro Analysis)에 의해 측정할 수 있다. 즉, 강판 표면(판면)으로부터 판 두께 방향(깊이 방향)으로 판 두께의 1/4의 거리 이격된 위치를 중심으로, 판 두께 방향으로 2㎜의 길이에 걸쳐 2㎛ 간격으로 Ni량을 EPMA에 의해 측정한다. 측정된 1000점의 Ni량의 데이터 중, Ni량이 큰 데이터로부터 차례로 10점의 데이터와 Ni량이 작은 데이터로부터 차례로 10점의 데이터를, 이상값으로서 평가해야 할 데이터로부터 제외한다. 나머지 980점의 데이터의 평균을 Ni량의 평균값이라 정의하고, 이 980점의 데이터 중, Ni량이 큰 데이터로부터 차례로 20점의 데이터의 평균을 Ni량의 최대값이라 정의한다. 이 Ni량의 최대값을 Ni량의 평균값으로 나눈 값을 1/4t부에 있어서의 Ni 편석비라 정의한다. Ni 편석비의 하한값은, 계산상 1.0이 된다. 그로 인해, Ni 편석비의 하한은, 1.0이어도 된다. 또한, 본 발명에서는, -165℃의 용접 조인트의 CTOD(Crack Tip Opening Displacement) 시험 결과(CTOD값 δ_c)가 0.3㎜ 이상인 경우에, 용접 조인트의 인성이 우수하다고 평가한다. 또한, 시험 온도 -165℃, 부하 응력 392㎫의 조건에서 행해진 용접 조인트의 혼성 ESSO 시험에 있어서, 시험판에의 취성 균열의 돌입 거리가 판 두께의 2배 이하인 경우에, 용접 조인트의 어레스트성이 우수하다고 평가한다. 반대로, 시험판의 도중에서 취성 균열이 정지하였지만, 시험판에의 취성 균열의 돌입 거리가 판 두께의 2배 이상인 경우 및 취성 균열이 시험판을 관통한 경우에는, 용접 조인트의 어레스트성이 떨어진다고 평가한다.

도 1에, Ni 편석비와 -165℃에 있어서의 용접 조인트의 CTOD값의 관계를 나타낸다. 도 1에 나타내는 바와 같이, Ni 편석비가 1.3 이하이면, 용접 조인트의 CTOD값이 0.3㎜ 이상으로, 용접 조인트의 인성이 우수하다. 또한, 도 2에, Ni 편석비와 판 두께에 대한 균열 돌입 거리(상술한 조건의 혼성 ESSO 시험의 측정값)의 비율과의 관계를 나타낸다. 도 2에 나타내는 바와 같이, Ni 편석비가 1.3 이하이면, 균열 돌입 거리가 판 두께의 2배 이하로 되어, 용접 조인트의 어레스트성이 우수하다. 도 1의 CTOD 시험 및 도 2의 혼성 ESSO 시험에 사용한 용접 조인트는, SMAW(Shield Metal Arc Welding)에 의해 다음과 같은 조건으로 제작하였다. 즉, 3.0 내지 4.0kJ/㎝의 입열량, 또한 100℃ 이하의 예열 및 패스간 온도의 조건의 입향 용접으로 SMAW를 행하였다. 또한, 노치 위치는 본드부이다.

본 발명자들은, 다음에 심랭 후의 잔류 오스테나이트와 모재의 어레스트성의 관계를 조사하였다. 즉, 본 발명자들은, 심랭 후의 잔류 오스테나이트의 최대 면적률과 최소 면적률의 비를 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수(이후, 불균일 지수라 호칭하는 경우도 있음)라 정의하고, 이 지수와 모재의 어레스트성의 관계를 조사하였다. 그 결과, 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수가 5.0을 초과하면, 모재의 어레스트성이 저하되는 것이 판명되었다. 따라서, 본 발명에 있어서의 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수를 5.0 이하로 제한한다. 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수의 하한은, 계산상 1이다. 따라서, 본 발명에 있어서의 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수는, 1.0 이상이어도 된다. 또한, 오스테나이트의 최대 면적률과 최소 면적률은, 액체 질소에 심랭한 샘플의 EBSP(Electron Back Scattering Pattern)로부터 평가할 수 있다. 구체적으로는, 5×5㎛의 영역에 있어서의 EBSP의 매핑을 행하여, 오스테나이트의 면적률을 평가한다. 이 면적률의 평가를 강판의 1/4t부를 중심으로 판 두께 방향으로 연속적으로 합계 40 시야 행한다. 이들 총 40점의 데이터 중, 오스테나이트의 면적률이 큰 데이터로부터 차례로 5점의 데이터의 평균을 최대 면적률이라 정의하고, 오스테나이트의 면적률이 작은 데이터로부터 차례로 5점의 데이터의 평균을 최소 면적률이라 정의한다. 또한, 상술한 최대 면적률을 이 최소 면적률로 나눈 값을 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수라 정의한다. 또한, 이하에 설명하는 X선 회절에서는, 이러한 마이크로적인 오스테나이트의 불균일성을 조사할 수 없으므로, EBSP를 사용하고 있다.

잔류 오스테나이트는, 그 절대량도 중요하다. 심랭 후의 잔류 오스테나이트의 양(이후, 오스테나이트의 양이라 호칭하는 경우도 있음)이 총 조직의 양의 2％를 하회하면, 모재의 인성 및 어레스트성이 대폭 저하된다. 따라서, 심랭 후의 오스테나이트의 양은, 2％ 이상이다. 또한, 심랭 후의 잔류 오스테나이트의 양이 대폭 증가하면, 소성 변형하에서 오스테나이트가 불안정화되어, 오히려 모재의 인성 및 어레스트성이 저하된다. 따라서, 심랭 후의 오스테나이트의 양은 2％ 이상 또한 20％ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 강판의 1/4t부로부터 채취한 샘플을 액체 질소로 60분간 심랭하고, 그 후 실온에서 이 샘플의 X선 회절을 행함으로써 심랭 후의 잔류 오스테나이트의 양을 측정하는 것이 가능하다. 또한, 본 발명에서는, 샘플을 액체 질소에 침지하여, 적어도 60분간 유지하는 처리를, 심랭 처리라 한다.

또한, 전술한 바와 같이, 잔류 오스테나이트는, 미세한 것도 매우 중요하다. 심랭 후의 잔류 오스테나이트의 양이 2％ 이상 또한 20％ 이하, 또한 불균일 지수가 1.0 이상 또한 5.0 이하인 경우라도, 잔류 오스테나이트가 조대하면, 용접 조인트의 불안정 파괴가 발생하기 쉬워진다. 일단 정지한 균열이 다시 불안정 파괴에 의해 판 두께 방향의 전 단면을 전파하는 경우, 균열의 전파 경로의 일부에 모재가 포함된다. 그로 인해, 모재의 오스테나이트의 안정성이 낮아지면, 불안정 파괴가 발생하기 쉬워진다. 즉, 잔류 오스테나이트가 조대해지면, 잔류 오스테나이트 중에 포함되는 C량이 저하되므로, 잔류 오스테나이트의 안정성이 저하된다. 심랭 후의 잔류 오스테나이트의 원 상당 직경의 평균(평균 원 상당 직경)이 1㎛ 이상인 경우, 불안정 파괴가 발생하기 쉬워진다. 따라서, 충분한 불안정 파괴 억지 특성을 얻기 위해, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경을 1㎛ 이하로 제한한다. 또한, 불안정 파괴(불안정 연성 파괴)는, 취성 파괴가 발생 및 전파한 후에 정지하고, 다시 파괴가 전파되는 현상이다. 이 불안정 파괴의 형태로는, 파면의 전체면이 연성 파면인 경우와, 파면 중의 판 두께의 양단부(양 표면) 부근에 있어서의 면이 연성 파면, 파면 중의 판 두께의 중앙부 부근에 있어서의 면이 취성 파면인 경우의 양쪽이 보여진다. 또한, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경은, 예를 들어 투과형 전자 현미경의 1만배로 암(暗)시야상을 20개소 관찰하여, 평균의 원 상당 직경을 정량화함으로써 얻을 수 있다. 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경의 하한은, 예를 들어 1㎚여도 된다.

따라서, 본 발명의 강판은, -160℃ 정도에서의 내파괴 성능이 우수하여, 조선, 교량, 건축, 해양 구조물, 압력 용기, 탱크, 라인 파이프 등의 용접 구조물 일반에 사용할 수 있다. 특히, 본 발명의 강판은, -160℃ 정도의 극저온에서의 내파괴 성능이 요구되는 LNG 탱크로서 사용하는 경우에 유효하다.

다음에, 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 제1 실시 형태에서는, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리), 제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리), 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리), 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)를 포함하는 제조 공정에 의해 강판을 제조한다. 또한, 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 제2 실시 형태에 나타내는 바와 같이, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에 대해, 후술하는 바와 같이 열처리(가열)에 이어서 열간 압연을 행해도 된다. 여기서는, 기본으로 하는 고온에서의 열처리에 대해, 필요에 따라서 열간 압연이나 제어 냉각 등의 처리를 조합한 공정을 열가공 처리라 정의한다. 또한, 상기 합금 원소의 범위(상기 강 성분)의 강편을, 제1 열가공 처리에 사용한다.

이하에, 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 제1 실시 형태를 나타낸다.

(제1 실시 형태)

우선, 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리)에 대해 설명한다. 이 열가공 처리는, Ni량을 6％ 정도로 저감한 강에 있어서, -160℃ 정도에서의 모재의 인성 및 어레스트성을 높이기 위해 필수적인 공정이다. 이 열가공 처리에서는, 역변태 오스테나이트가, 구 오스테나이트의 입계, 마르텐사이트의 패킷, 블록, 라스 등의 계면을 따라 침상, 봉상, 또는 판상으로 생성되어 조직을 미세화한다. 또한, 이 역변태 오스테나이트가 구 오스테나이트 입계를 완전히 덮으면, 템퍼링 취화 감수성이 저하되므로, 모재의 인성 및 어레스트성의 충분한 향상 효과를 달성할 수 있다. 또한, 미세한 역변태 오스테나이트 중에 용질 원소가 농화되므로, 이 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리)는, 이어지는 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)에 있어서 극히 열적으로 안정된 오스테나이트를 미세 분산시키는 효과를 갖는다. 그러나, 밴드 편석이 저감되어 있지 않은 강에 대해 2상역 처리를 실시해도, 용질 원소의 농도가 강 중에서 균일하지 않으므로, 역변태 오스테나이트의 분율 및 치수와, 역변태 오스테나이트 중의 용질 농도가 변동되기 쉽다. 그로 인해, 강의 내파괴 성능의 향상 효과에 편차가 발생하여, 강 전체적으로 극히 우수한 내파괴 성능을 발휘시킬 수 없다. 따라서, 밴드 편석 저감 처리와 고온 2상역 처리를 조합함으로써, 6％ 정도의 낮은 Ni량의 강판에 대해 -160℃에 있어서의 우수한 내파괴 성능(모재의 인성 및 어레스트성)을 부여할 수 있다. 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리)의 온도 관리는, 역변태 오스테나이트의 분율이나 오스테나이트 중에의 용질의 확산에 영향을 미치므로 극히 중요하다. 가열 온도가 600℃를 하회하거나, 750℃를 초과하면, 잔류 오스테나이트의 양이 2％ 미만으로 되므로, 모재의 인성 및 어레스트성이 저하된다. 따라서, 고온 2상역 처리에 있어서의 가열 온도는, 600℃ 이상 또한 750℃ 이하이다. 또한, 가열 온도가 650℃ 이상 또한 700℃ 이하인 경우에는, 내파괴 성능의 향상이 한층 현저하다. 그로 인해, 고온 2상역 처리의 온도는, 650℃ 이상 또한 700℃ 이하인 것이 바람직하다. 이 제3 열가공 처리에서는, 제2 열가공 처리 후의 강을 상기 가열 온도로 가열 후, 수냉 혹은 공냉을 행한다. 여기서는, 수냉은, 강판의 1/4t부에서의 냉각 속도가 3℃/s 초과인 냉각이다. 수냉의 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한되지 않는다.

다음에, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에 대해 설명한다. 이 열가공 처리에 의해, 용질 원소의 편석비를 저감시키는 동시에, 잔류 오스테나이트를 강 중에 균일 분산시켜, 용접 조인트의 인성 및 어레스트성과, 모재의 어레스트성을 높일 수 있다. 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에서는, 고온, 또한 장시간의 열처리를 행한다. 본 발명자들은, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)의 가열 온도와 유지 시간의 조합이 Ni 편석비에 미치는 영향을 조사하였다. 그 결과, 도 3에 나타내는 바와 같이, 1/4t부의 Ni 편석비가 1.3 이하이고, 또한 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수가 5 이하인 강판을 얻기 위해서는, 1250℃ 이상의 가열 온도로 8시간 이상 유지할 필요가 있는 것을 발견하였다. 따라서, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)의 가열 온도는 1250℃ 이상이고, 유지 시간은 8시간 이상이다. 또한, 가열 온도를 1380℃ 이상, 유지 시간을 50시간으로 하면, 생산성이 대폭 저하되므로, 가열 온도를 1380℃ 이하로 제어하고, 유지 시간을 50시간 이하로 제한한다. 또한, 가열 온도를 1300℃ 이상으로 하거나, 유지 시간을 30시간 이상으로 하면, Ni 편석비와 오스테나이트 불균일 지수가 한층 저감된다. 그로 인해, 가열 온도는 1300℃ 이상인 것이 바람직하고, 유지 시간은 30시간 이상인 것이 바람직하다. 이 제1 열가공 처리에서는, 상기 강 성분의 강편을 상기 조건으로 가열 유지 후, 공냉을 행한다. 이 공냉으로부터 제2 열가공 처리(켄칭 처리)로 이행하는 온도가 300℃ 초과이면, 변태가 완료되지 않아 재질이 불균일해진다. 그로 인해, 공냉으로부터 제2 열가공 처리(켄칭 처리)로 이행하는 시점의 강편의 표면 온도(공냉의 종료 온도)는 300℃ 이하이다. 이 공냉의 종료 온도의 하한은, 특별히 제한되지 않는다. 예를 들어, 공냉의 종료 온도의 하한은, 실온이어도 되고, -40℃여도 된다. 또한, 가열 온도는 슬래브 표면의 온도이고, 유지 시간은 슬래브 표면이 설정된 가열 온도에 도달하고, 3시간 경과한 후에, 유지된 시간이다. 또한, 공냉은, 강판의 1/4t부의 온도가 800℃로부터 500℃의 사이에 있어서의 냉각 속도가 3℃/s 이하인 냉각이다. 이 공냉에 있어서, 800℃ 초과 또는 500℃ 미만에서의 냉각 속도는, 특별히 제한되지 않는다. 생산성의 관점에서, 공냉의 냉각 속도의 하한은, 예를 들어 0.01℃/s 이상이어도 된다.

다음에, 제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리)에 대해 설명한다. 이 제2 열가공 처리에서는, 가열과, 열간 압연(제2 열간 압연)과, 제어 냉각을 행한다. 이들 처리에 의해 켄칭 조직을 생성시켜 강도를 증대시키고, 조직을 미세화할 수 있다. 이에 더하여, 가공 변형의 도입을 통한 미세한 안정 오스테나이트의 생성에 의해, 용접 조인트의 불안정 파괴 억지 특성을 높일 수 있다. 미세한 안정 오스테나이트를 생성시키기 위해서는, 압연 온도의 제어가 중요하다. 열간 압연에 있어서의 최종 1패스 전의 온도가 낮아지면, 강 중의 잔존 변형이 커져, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 작아진다. 본 발명자들은, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경과 최종 1패스 전의 온도의 관계를 조사한 결과, 최종 1패스 전의 온도를 900℃ 이하로 제어함으로써 평균 원 상당 직경이 1㎛ 이하로 되는 것을 발견하였다. 또한, 최종 1패스 전의 온도가 660℃ 이상이면 생산성을 저하시키는 일 없이, 효율적으로 열간 압연을 행할 수 있다. 따라서, 2회째의 열가공 처리의 열간 압연에 있어서의 최종 1패스 전의 온도는, 660℃ 이상 또한 900℃ 이하이다. 또한, 최종 1패스 전의 온도를 660℃ 이상 또한 800℃ 이하로 제어하면, 잔류 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 한층 작아지므로, 최종 1패스 전의 온도는, 660℃ 이상 또한 800℃ 이하인 것이 바람직하다. 또한, 최종 1패스 전의 온도는, 압연(열간 압연)의 최종 패스의 물려들어감(압연 롤에의 슬래브의 물려들어감) 직전에 측정된 슬래브(강편) 표면의 온도이다. 이 최종 1패스 전의 온도는, 방사 온도계 등의 온도계에 의해 측정할 수 있다.

제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리)에 있어서의 열간 압연 전의 가열 온도의 제어도 중요하다. 본 발명자들은, 가열 온도를 1270℃ 초과로 하면, 심랭 후 오스테나이트의 양이 저하되어, 모재의 인성 및 어레스트성이 대폭 저하되는 것을 발견하였다. 또한, 가열 온도를 900℃ 미만으로 하면, 생산성이 대폭 저하된다. 따라서, 이 가열 온도는, 900℃ 이상 또한 1270℃ 이하이다. 또한, 가열 온도를 1120℃ 이하로 하면, 모재의 인성을 더욱 높일 수 있다. 따라서, 가열 온도는, 900℃ 이상 또한 1120℃ 이하인 것이 바람직하다. 가열 후의 유지 시간은, 특별히 규정하지 않는다. 그러나 균일 가열과 생산성 확보의 관점에서, 상기 가열 온도에서의 유지 시간이, 2시간 이상 또한 10시간 이하인 것이 바람직하다. 또한, 이 유지 시간 내에 상기 열간 압연이 개시되어도 된다.

제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리)에 있어서의 열간 압연의 압하비도 중요하다. 압하비가 커지면, 재결정 혹은 전위 밀도의 증대를 통해 이 열간 압연 후의 조직이 미세화되고, 최종적인 오스테나이트(잔류 오스테나이트)도 미세화된다. 본 발명자들은, 심랭 후 오스테나이트의 원 상당 직경과 압하비의 관계를 조사한 결과, 오스테나이트의 평균 원 상당 직경을 1㎛ 이하로 하기 위해서는, 압하비를 2.0 이상으로 할 필요가 있는 것을 발견하였다. 또한, 압하비가 40을 초과하면, 생산성이 대폭 저하된다. 따라서, 제2 열가공 처리에 있어서의 열간 압연의 압하비는, 2.0 이상 또한 40 이하이다. 또한, 제2 열가공 처리에 있어서의 열간 압연의 압하비가 10 이상인 경우에는, 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 더욱 감소한다. 그로 인해, 압하비가 10 이상 또한 40 이하인 것이 바람직하다. 또한, 열간 압연의 압하비는, 압연 전의 판 두께를 압연 후의 판 두께로 나눈 값이다.

제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리)에 있어서의 열간 압연 후, 즉시 제어 냉각을 행한다. 본 발명에 있어서는, 제어 냉각은, 조직 제어를 위해 제어된 냉각을 의미하고, 수냉에 의한 가속 냉각과, 판 두께가 15㎜ 이하인 강판에 대한 공냉에 의한 냉각을 포함하는 것으로 한다. 제어 냉각이 수냉으로 행해지는 경우, 이 냉각은, 200℃ 이하에서 종료하는 것이 바람직하다. 이 수냉 종료 온도의 하한은, 특별히 제한되지 않는다. 예를 들어, 수냉 종료 온도의 하한은, 실온이어도 되고, -40℃여도 된다. 즉시 제어 냉각을 행함으로써, 켄칭 조직이 생성되어, 모재의 강도를 충분히 확보할 수 있다. 또한, 여기서, 「즉시」라고 하는 기재에 대해, 압연의 최종 패스 물려들어감 후, 150초 이내에 가속 냉각을 개시하는 것이 바람직하고, 120초 이내 또는 90초 이내에 가속 냉각을 개시하는 것이 보다 바람직하다. 또한, 수냉을 200℃에서 종료하면, 보다 확실하게 모재의 강도를 확보할 수 있다. 또한, 수냉은, 강판의 1/4t부에서의 냉각 속도가 3℃/s 초과인 냉각이다. 수냉의 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한할 필요는 없다.

이와 같이, 제2 열가공 처리에서는, 제1 열가공 처리 후의 강편을 상기 가열 온도로 가열하고, 최종 1패스 전의 온도를 상기 온도 범위로 제어하여 상기 압하비로 열간 압연을 행하고, 즉시 제어 냉각을 행하여 상기 온도까지 냉각한다.

다음에, 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)에 대해 설명한다. 이 저온 2상역 처리에서는, 마르텐사이트의 템퍼링에 의해 모재의 인성이 향상된다. 또한, 이 저온 2상역 처리에서는, 열적으로 안정되고, 또한 미세한 오스테나이트가 생성되고, 이 오스테나이트가 상온에서도 안정적으로 존재하기 때문에, 내파괴 성능(특히, 모재의 인성 및 어레스트성 및 용접 조인트의 불안정 파괴 억지 특성)이 향상된다. 저온 2상역 처리에 있어서의 가열 온도가 500℃를 하회하면, 모재의 인성이 저하된다. 또한, 저온 2상역 처리에 있어서의 가열 온도가 650℃를 초과하면, 모재의 강도가 충분하지 않다. 따라서, 저온 2상역 처리에 있어서의 가열 온도는, 500℃ 이상 또한 650℃ 이하이다. 또한, 저온 2상역 처리에 있어서의 가열 후, 공냉과 수냉 중 어느 쪽의 냉각도 실시 가능하다. 이 냉각에서는, 공냉과 수냉을 조합해도 된다. 또한, 수냉은, 강판의 1/4t부에서의 냉각 속도가 3℃/s 초과인 냉각이다. 수냉의 냉각 속도의 상한은, 특별히 제한되지 않는다. 또한, 공냉은, 강판의 1/4t부의 온도가 800℃로부터 500℃의 사이에 있어서의 냉각 속도가 3℃/s 이하인 냉각이다. 이 공냉에 있어서, 800℃ 초과 또는 500℃ 미만에서의 냉각 속도를, 특별히 제한할 필요는 없다. 생산성의 관점에서, 공냉의 냉각 속도의 하한은, 예를 들어 0.01℃/s 이상이어도 된다.

이와 같이, 제4 열가공 처리에서는, 제3 열가공 처리 후의 강편을 상기 가열 온도로 가열하고, 냉각을 행한다.

이상 제1 실시 형태에 대해, 설명을 행하였다.

또한, 이하에, 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 제2 실시 형태를 나타낸다.

(제2 실시 형태)

이 제2 실시 형태에 있어서의 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에서는, 열처리(가열)에 이어서 열간 압연(제1 열간 압연)을 행함으로써 용질의 균일성을 한층 높여, 내파괴 성능을 현저하게 향상시킬 수 있다. 여기서는, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에 있어서의 가열 온도와, 유지 시간과, 열간 압연의 압하비와, 열간 압연의 압연 온도를 규정하는 것이 필요해진다. 가열 온도와 유지 시간에 관해서는, 온도가 높을수록, 유지 시간이 길수록 확산에 의해 Ni 편석비가 작아진다. 본 발명자들은, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)의 가열 온도와 유지 시간의 조합이 Ni 편석비에 미치는 영향을 조사하였다. 그 결과, 1/4t부의 Ni 편석비가 1.3 이하인 강판을 얻기 위해서는, 1250℃ 이상의 가열 온도로 8시간 이상 유지할 필요가 있는 것을 발견하였다. 따라서, 제1 열가공 처리의 가열 온도는 1250℃ 이상이고, 유지 시간은 8시간 이상이다. 또한, 가열 온도를 1380℃ 이상, 유지 시간을 50시간으로 하면, 생산성이 대폭 저하되므로, 가열 온도를 1380℃ 이하로 제한하고, 유지 시간을 50시간 이하로 제한한다. 또한, 가열 온도를 1300℃ 이상으로 하거나, 유지 시간을 30시간 이상으로 하면, Ni 편석비가 한층 저감된다. 그로 인해, 가열 온도는 1300℃ 이상인 것이 바람직하고, 유지 시간은 30시간 이상인 것이 바람직하다. 또한, 이 유지 시간 내에 열간 압연이 개시되어도 된다.

제2 실시 형태에 있어서의 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에서는, 압연 중 및 압연 후 공냉시에도, 편석 저감 효과를 기대할 수 있다. 즉, 재결정이 발생하는 경우에는, 입계 이동을 통한 편석 저감 효과가 발생하고, 재결정이 발생하지 않는 경우에는, 고전위 밀도하에서의 확산을 통한 편석 저감 효과가 발생한다. 이로 인해, 열간 압연시의 압하비가 클수록 밴드 형상 Ni 편석비가 감소한다. 본 발명자들은, 열간 압연의 압하비가 편석비에 미치는 영향을 조사한 결과, 1.3 이하의 Ni 편석비를 달성하기 위해서는 압하비를 1.2 이상으로 하면 효과적인 것을 발견하였다. 또한, 압하비가 40을 초과하면, 생산성이 대폭 저하된다. 따라서, 제2 실시 형태에서는, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에 있어서의 열간 압연의 압하비는, 1.2 이상 또한 40 이하이다. 또한, 압하비가 2.0 이상에서는, 편석비가 보다 작아지므로, 압하비는 2.0 이상 또한 40 이하인 것이 바람직하다. 제2 열가공 처리에 있어서 열간 압연을 행하는 것을 고려하면, 제1 열가공 처리에 있어서의 열간 압연의 압하비는, 10 이하인 것이 보다 바람직하다.

제2 실시 형태에 있어서의 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)에서는, 열간 압연에 있어서의 최종 1패스 전의 온도를 적정한 온도로 제어하는 것도 매우 중요하다. 이것은, 최종 1패스 전의 온도가 지나치게 낮으면, 압연 종료 후의 공냉시에 확산이 진행되지 않으므로 Ni 편석비가 높아진다. 반대로, 최종 1패스 전의 온도가 지나치게 높으면, 재결정에 의해 급속하게 전위 밀도가 저하되고, 압연 종료 후의 공냉시의 고전위 밀도하에서의 확산 효과가 저하되어, Ni 편석비가 높아진다. 제2 실시 형태에 있어서의 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)의 열간 압연에서는, 강 중에 적절하게 전위가 잔존하고, 또한 확산이 진행하기 쉬운 온도 영역이 존재한다. 본 발명자들은, 이 열간 압연에 있어서의 최종 1패스 전의 온도와 Ni 편석비의 관계를 조사한 결과, 800℃ 미만 또는 1200℃ 초과에서 Ni 편석비가 매우 높아지는 것을 발견하였다. 따라서, 제2 실시 형태에서는, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)의 열간 압연에 있어서의 최종 1패스 전 온도는, 800℃ 이상 또한 1200℃ 이하이다. 또한, 최종 1패스 전의 온도가 950℃ 이상 또한 1150℃ 이하에서는, 편석비의 저감 효과가 더욱 커지므로, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리)의 열간 압연에 있어서의 최종 1패스 전의 온도는, 950℃ 이상 또한 1150℃ 이하인 것이 바람직하다. 이 열간 압연 후, 공냉을 행한다. 압연 후의 공냉에 의해 치환형 용질의 확산이 더욱 진행되어 편석이 저감된다. 또한, 이 압연 후의 공냉으로부터 제2 열가공 처리(켄칭 처리)로 이행하는 온도가 300℃ 초과이면, 변태가 완료되지 않아 재질이 불균일해진다. 그로 인해, 압연 후의 공냉으로부터 제2 열가공 처리(켄칭 처리)로 이행하는 시점의 강편의 표면 온도(공냉의 종료 온도)는, 300℃ 이하이다. 이 공냉의 종료 온도의 하한은, 특별히 제한되지 않는다. 예를 들어, 공냉의 종료 온도의 하한은, 실온이어도 되고, -40℃여도 된다. 또한, 가열 온도는 슬래브 표면의 온도이고, 유지 시간은 슬래브 표면이 설정된 가열 온도에 도달하고, 3시간 경과한 후에, 유지된 시간이다. 압하비는, 압연 전의 판 두께를 압연 후의 판 두께로 나눈 값이다. 이 제2 실시 형태에서는, 압하비는 각 열가공 처리의 열간 압연에 대해 산출된다. 또한, 최종 1패스 전의 온도는, 압연의 최종 패스의 물려들어감(압연 롤에의 슬래브의 물려들어감) 직전에 측정된 슬래브 표면의 온도로, 방사 온도계 등의 온도계에 의해 측정할 수 있다. 공냉은, 강판의 1/4t부의 온도가 800℃로부터 500℃의 사이에 있어서의 냉각 속도가 3℃/s 이하인 냉각이다. 이 공냉에 있어서, 800℃ 초과 또는 500℃ 미만에서의 냉각 속도는, 특별히 제한되지 않는다. 생산성의 관점에서, 공냉의 냉각 속도의 하한은, 예를 들어 0.01℃/s 이상이다.

제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리) 후, 제1 실시 형태와 마찬가지로, 제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리), 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리) 및 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)가 행해진다. 따라서, 제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리), 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리) 및 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)의 설명을 생략한다.

또한, 이하에, 본 발명에 관한 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 제1 실시 형태의 변형예 및 제2 실시 형태의 변형예를 나타낸다.

(제1 실시 형태의 변형예 및 제2 실시 형태의 변형예)

제1 실시 형태의 변형예 및 제2 실시 형태의 변형예에서는, 제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리)에 있어서, 열간 압연과, 제어 냉각 사이에, 냉각 후 재가열을 행한다. 즉, 열간 압연 후 공냉하고, 그 후 재가열을 행한다. 재가열 온도가 900℃ 초과이면, 오스테나이트의 입경이 증가하여 모재 인성이 저하된다. 또한, 재가열 온도가 780℃ 미만이면, 켄칭성을 확보하기 어렵기 때문에 강도가 저하된다. 이로 인해, 냉각 후 재가열에 있어서의 재가열 온도는, 780℃ 이상 또한 900℃ 이하로 할 필요가 있다.

또한, 켄칭 조직을 생성시켜, 모재의 강도를 충분히 확보하기 위해, 이 냉각 후 재가열을 행한 후, 신속하게 제어 냉각을 행한다. 제어 냉각이 수냉에 의해 행해지는 경우, 이 냉각은 200℃ 이하에서 종료하는 것이 바람직하다. 이 수냉 종료 온도의 하한은, 특별히 제한되지 않는다.

이들 변형예에서는, 제1 실시 형태 및 제2 실시 형태와 마찬가지로, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리), 냉각 후 재가열을 포함하는 제2 열가공 처리(열간 압연 및 제어 냉각 처리), 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리) 및 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)가 행해진다. 따라서, 제1 열가공 처리(밴드 편석 저감 처리), 제3 열가공 처리(고온 2상역 처리) 및 제4 열가공 처리(저온 2상역 처리)의 설명을 생략한다.

상기 제1 실시 형태, 제2 실시 형태 또는 이들 변형예에 의해 제조한 강판은, -160℃ 정도에서의 내파괴 성능이 우수하여, 조선, 교량, 건축, 해양 구조물, 압력 용기, 탱크, 라인 파이프 등의 용접 구조물 일반에 사용할 수 있다. 특히, 이 제조 방법에 의해 제조한 강판은, -160℃ 정도의 극저온에서의 내파괴 성능이 요구되는 LNG 탱크에서의 사용에 있어서 유효하다.

또한, 본 발명의 Ni 첨가 강판은, 도 4에 개략적으로 나타내는 상기 실시 형태에 의해 적절하게 제조 가능하지만, 이들 실시 형태는, 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법의 일례를 나타낸 것에 불과하다.

예를 들어, Ni 편석비, 심랭 후 오스테나이트의 양 및 평균 원 상당 직경, 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수를 상술한 적절한 범위로 제어 가능한 방법이면, 본 발명의 Ni 첨가 강판의 제조 방법은 특별히 제한되지 않는다.

실시예

각종 화학 성분 및 제조 조건으로 제조한 판 두께 6㎜로부터 50㎜의 강판에 대해, 이하의 평가를 행하였다. 인장 시험에 의해 모재의 항복 응력 및 인장 강도를 평가하고, CTOD 시험에 의해 모재 및 용접 조인트의 CTOD값을 구하여, 모재 및 용접 조인트의 인성을 평가하였다. 또한, 혼성 ESSO 시험에 의해 모재 및 용접 조인트의 균열 돌입 거리를 구하여, 모재 및 용접 조인트의 어레스트성을 평가하였다. 또한, 용접 조인트에 대한 상술한 혼성 ESSO 시험에서 정지한 취성 균열로부터 불안정 연성 파괴가 발생하였는지 여부를 확인하여, 용접 조인트의 불안정 파괴 억지 특성을 평가하였다. 강판의 화학 성분을 표 1에 나타낸다. 또한, 강판의 판 두께, Ni 편석비, 심랭 후 오스테나이트의 양, 심랭 후 최소 오스테나이트량을 표 2에 나타낸다. 또한, 강판의 제조 방법을 표 3에, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능의 평가 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 제1 열가공 처리에서는, 제2 열가공 처리 전에 300℃ 이하까지 공냉하였다.

항복 응력 및 인장 강도를, JIS Z 2241에 기재된 금속 재료 인장 시험 방법에 의해 측정하였다. 시험편은, JIS Z 2201에 기재된 금속 재료 인장 시험편이다. 여기서, 판 두께 20㎜ 이하의 강판에 대해서는, 5호 시험편을 사용하고, 판 두께 40㎜ 이상의 강판에 대해서는, 상기 1/4t부로부터 채취한 10호 시험편을 사용하였다. 또한, 시험편의 길이 방향이 압연 방향에 수직이 되도록 시험편을 채취하였다. 항복 응력은, 오프셋법으로 산출한 0.2％ 내력이다. 상온에서 2개의 시험을 행하여, 항복 응력 및 인장 강도에 대해 각각의 평균값을 채용하였다.

모재 및 용접 조인트의 인성을, BS7448에 준거한 CTOD 시험에 의해 평가하였다. B×2B 타입의 시험편을 사용하여, 3점 굽힘 시험을 행하였다. 모재에 대해서는, 시험편의 길이 방향이 압연 방향에 수직이 되는 C 방향(판 폭 방향)에 대해 평가를 행하였다. 용접 조인트에 대해서는, L 방향(압연 방향)에 대해서만 평가를 행하였다. 용접 조인트의 CTOD값의 평가에 있어서는, 피로 균열의 선단이 용접 본드에 상당하도록 시험편을 채취하였다. -165℃의 시험 온도에서, 3개의 시험을 행하여, 얻어진 측정 데이터의 최저값을 CTOD값으로서 채용하였다. CTOD 시험 결과(CTOD값)에 대해서는, 0.3㎜ 이상을 「합격」이라 평가하고, 0.3㎜ 미만을 「불합격」이라 평가하였다.

모재 및 용접 조인트의 어레스트성을, 혼성 ESSO 시험에 의해 평가하였다. 이 혼성 ESSO 시험은, 압력 기술, 제29권 6호 p341의 Fig.3에 기재된 방법에 준거하여 행해졌다. 또한, 부하 응력은 392㎫, 시험 온도는 -165℃로 하였다. 이 혼성 ESSO 시험에서는, 균열 돌입 거리가 판 두께의 2배 이하인 경우에 「합격」이라 평가하고, 균열 돌입 거리가 판 두께의 2배 초과인 경우에 「불합격」이라 평가하였다. 도 5에, 혼성 ESSO 시험 후의 시험부의 균열면의 일례의 부분 개략도를 나타낸다. 균열면은, 도 5 중의 취화판(조주판)(1)과, 장착 용접부(2)와, 균열 돌입부(3)를 맞춘 영역이고, 균열 돌입 거리 L은, 판 두께 t의 방향에 수직한 방향에 있어서의 균열 돌입부(3)[시험부(모재 또는 용접 금속부)(4) 중에 돌입한 균열 부분]의 최대 길이이다. 또한, 설명을 간략하게 하기 위해, 도 5에서는, 취화판(1) 및 시험부(4)의 일부만을 기재하고 있다.

여기서, 혼성 ESSO 시험은, 예를 들어 H.Miyakoshi, N.Ishikura, T.Suzuki and K.Tanaka:Proceedings for Transmission Conf., Atlanta, 1981, American Gas Association, T155-T166의 Fig.6의 혼성 ESSO 시험의 개략도에 나타내어지는 시험 방법이다.

또한, CTOD 시험 및 혼성 ESSO 시험에 사용한 용접 조인트는, SMAW에 의해 제작하였다. 이 SMAW는, 3.5 내지 4.0kJ/㎝의 입열량, 100℃ 이하의 예열 및 패스간 온도의 조건의 입향 용접이었다.

용접 조인트의 불안정 연성 파괴 억지 특성을, 상술한 용접 조인트의 혼성 ESSO 시험 결과(파단면의 변화)로부터 평가하였다. 즉, 취성 균열의 전파가 정지한 후, 다시 불안정 연성 파괴에 의해 균열이 진전된 경우, 이 불안정 연성 파괴에 의해 균열이 진전된 거리(불안정 연성 파괴 발생 거리)를 기록하였다.

실시예 1～26에서는, 화학 성분, Ni 편석비 및 심랭 후 오스테나이트의 양이 적절하므로, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능이 모두 「합격」이었다.

비교예 1～12, 18, 20에서는, 화학 성분이 적량이 아니므로, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능 중 어느 하나가 「불합격」이었다.

비교예 13～16 및 비교예 25, 26에서는, Ni 편석비가 적절하지 않으므로, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능 중 어느 하나가 「불합격」이었다. 이들 비교예에서는, 제1 열가공 처리의 조건이 적절하지 않았다.

비교예 17 및 비교예 21～23에서는, 심랭 후 오스테나이트의 양이 적량이 아니므로, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능 중 어느 하나가 「불합격」이었다. 비교예 17, 21 및 22에서는, 제2 열가공 처리의 조건이 적절하지 않았다. 또한, 비교예 22 및 23에서는, 제3 열가공 처리의 조건이 적절하지 않았다.

비교예 24에서는, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 적절하지 않으므로, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능 중 어느 하나가 「불합격」이었다. 이 비교예 24에서는, 제4 열가공 처리의 조건이 적절하지 않았다. 비교예 19에서는, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 적절하지 않으므로, 모재 및 용접 조인트의 내파괴 성능 중 어느 하나가 「불합격」이었다. 이 비교예 19에서는, 제2 열가공 처리의 조건이 적절하지 않았다.

또한, 실시예 6 및 비교예 6에서는, 제2 열가공 처리에 있어서의 제어 냉각, 제3 열가공 처리 및 제4 열가공 처리에 있어서의 냉각은, 공냉이다. 마찬가지로, 실시예 17 및 비교예 17에서는, 제2 열가공 처리에 있어서의 제어 냉각은, 공냉이다.

이상, 본 발명의 바람직한 실시예를 설명하였지만, 본 발명은 이들 실시예에 한정되지 않는다. 본 발명의 취지를 일탈하지 않는 범위에서, 구성의 부가, 생략, 치환 및 그 밖의 변경이 가능하다. 본 발명은 전술한 설명에 의해 한정되는 일은 없고, 첨부되는 특허청구범위에 의해서만 한정된다.

6％ 전후의 Ni 함유량으로 -160℃ 정도에서의 내파괴 성능이 우수한 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있다.

Claims

질량％로,
C:0.03％ 이상 또한 0.10％ 이하,
Si:0.02％ 이상 또한 0.40％ 이하,
Mn:0.3％ 이상 또한 1.2％ 이하,
Ni:5.0％ 이상 또한 7.5％ 이하,
Cr:0.4％ 이상 또한 1.5％ 이하,
Mo:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하,
Al:0.01％ 이상 또한 0.08％ 이하,
TㆍO:0.0001％ 이상 또한 0.0050％ 이하
를 함유하고,
P:0.0100％ 이하,
S:0.0035％ 이하,
N:0.0070％ 이하
로 제한하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
판면으로부터 깊이 방향으로 판 두께의 1/4의 거리 이격된 부위의 Ni 편석비가 1.3 이하이고, 심랭 후 오스테나이트의 양이 2％ 이상이고, 심랭 후 오스테나이트 불균일 지수가 5.0 이하이고, 심랭 후 오스테나이트의 평균 원 상당 직경이 1㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판.
제1항에 있어서, 질량％로,
Cu:1.0％ 이하,
Nb:0.05％ 이하,
Ti:0.05％ 이하,
V:0.05％ 이하,
B:0.05％ 이하,
Ca:0.0040％ 이하,
Mg:0.0040％ 이하,
REM:0.0040％ 이하
중 어느 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, Ni량이, 5.3 내지 7.3％인 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서, 판 두께가, 4.5 내지 80㎜인 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판.
질량％로,
C:0.03％ 이상 또한 0.10％ 이하,
Si:0.02％ 이상 또한 0.40％ 이하,
Mn:0.3％ 이상 또한 1.2％ 이하,
Ni:5.0％ 이상 또한 7.5％ 이하,
Cr:0.4％ 이상 또한 1.5％ 이하,
Mo:0.02％ 이상 또한 0.4％ 이하,
Al:0.01％ 이상 또한 0.08％ 이하,
TㆍO:0.0001％ 이상 또한 0.0050％ 이하
를 함유하고,
P:0.0100％ 이하,
S:0.0035％ 이하,
N:0.0070％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 강편을, 1250℃ 이상 또한 1380℃ 이하의 가열 온도로 8시간 이상 또한 50시간 이하 유지한 후 300℃ 이하까지 공냉하는 제1 열가공 처리를 행하고,
상기 강편을 900℃ 이상 또한 1270℃ 이하로 가열하고, 최종 1패스 전의 온도를 660℃ 이상 또한 900℃ 이하로 제어하여 2.0 이상 또한 40 이하의 압하비로 열간 압연을 행하고, 신속하게 냉각을 개시하는 제2 열가공 처리를 행하고,
상기 강편을 600℃ 이상 또한 750℃ 이하로 가열한 후 냉각하는 제3 열가공 처리를 행하고,
상기 강편을 500℃ 이상 또한 650℃ 이하로 가열한 후 냉각하는 제4 열가공 처리를 행하는 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판의 제조 방법.
제5항에 있어서, 상기 강편은, 질량％로,
Cu:1.0％ 이하,
Nb:0.05％ 이하,
Ti:0.05％ 이하,
V:0.05％ 이하,
B:0.05％ 이하,
Ca:0.0040％ 이하,
Mg:0.0040％ 이하,
REM:0.0040％ 이하
중 어느 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 제1 열가공 처리에서는, 상기 공냉 전에, 최종 1패스 전의 온도를 800℃ 이상 또한 1200℃ 이하로 제어하여 1.2 이상 또한 40이하의 압하비로 열간 압연을 행하는 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 제2 열가공 처리에서는, 상기 열간 압연의 직후에 냉각하고, 780℃ 이상 또한 900℃ 이하로 재가열을 행하는 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판의 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서, 상기 제1 열가공 처리에서는, 상기 공냉 전에, 최종 1패스 전의 온도를 800℃ 이상 또한 1200℃ 이하로 제어하여 1.2 이상 또한 40 이하의 압하비로 열간 압연을 행하고, 상기 제2 열가공 처리에서는, 상기 열간 압연의 직후에 냉각하고, 780℃ 이상 또한 900℃ 이하로 재가열을 행하는 것을 특징으로 하는, Ni 첨가 강판의 제조 방법.