KR20150082611A

KR20150082611A - 극저온 인성이 우수한 후강판

Info

Publication number: KR20150082611A
Application number: KR1020157015524A
Authority: KR
Inventors: 아키라 이바노; 히데노리 나코
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2012-12-13
Filing date: 2013-12-11
Publication date: 2015-07-15
Also published as: EP3190201A1; EP2933347A4; EP2933347A1; CN104854252A; CN104854252B; KR101711774B1; WO2014092129A1

Abstract

본 발명의 후강판은, 소정의 강 중 성분을 포함하고, 강 중 성분으로 구성되는 Di값이 2.5 이상이고, -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)이 체적 분율로 2.0∼12.0%이며, 또한 -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트 중에 포함되는 성분으로 구성되는 잔류 γ 안정화 파라미터가 3.1 이상을 만족하는 것이다.

Description

극저온 인성이 우수한 후강판{THICK STEEL PLATE HAVING EXCELLENT CRYOGENIC TOUGHNESS}

본 발명은, 극저온 인성이 우수한 후(厚)강판에 관한 것이다. 상세하게는, 본 발명은, Ni 함유량이 5.0∼7.5% 정도로 저감되더라도, -196℃ 이하의 극저온 하에서의 인성(靭性)[특히, 판 폭 방향(C 방향)의 인성]이 양호한 후강판에 관한 것이다. 이하에서는, 상기의 극저온 하에 노출되는 액화 천연 가스(LNG)용 후강판(대표적으로는, 저장 탱크, 수송선 등)을 중심으로 설명하지만, 본 발명의 후강판은 이것에 한정하는 취지는 아니며, -196℃ 이하의 극저온 하에 노출되는 용도로 이용되는 후강판 전반에 적용된다.

액화 천연 가스(LNG)의 저장 탱크에 이용되는 LNG 탱크용 후강판은, 높은 강도에 더하여, -196℃의 극저온에 견디는 높은 인성이 요구된다. 일반적으로, 강재는 Ni 첨가에 의해, 특히 저온에서의 경도-인성 밸런스가 향상되는 것이 알려져 있다. 그래서, 지금까지, 상기 용도에 이용되는 후강판으로서는, 9% 정도의 Ni(9% Ni강)를 포함하는 후강판이 사용되어 왔다. 그러나, 최근, Ni의 비용이 상승하고 있기 때문에, 9% 미만의 적은 Ni 함유량이더라도, 극저온 인성이 우수한 후강판의 개발이 진행되고 있다.

예컨대 비특허문헌 1에는, 6% Ni강의 저온 인성에 미치는 α-γ 2상 공존역 열처리의 영향에 대하여 기재되어 있다. 상세하게는, 템퍼링 처리 전에, α-γ 2상 공존역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)를 가하는 것에 의해, 다량의 미세하고 또한 극저온에서의 충격 하중에 대해서도 안정된 잔류 오스테나이트가 생성되어, 통상의 담금질 템퍼링 처리를 받은 9% Ni강과 동등 이상의 -196℃에서의 극저온 인성을 확보할 수 있다는 것 등이 기재되어 있다. 그러나, 압연 방향(L 방향)의 극저온 인성은 우수하지만, 일반적으로 판 폭 방향(C 방향)의 극저온 인성은, L 방향에 비하여 뒤떨어지는 경향이 있다. 또한, 취성 파면율(破面率)의 기재는 없다.

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

또한, 비특허문헌 2에는, 상기의 L 처리(2상역 담금질 처리)와 TMCP를 조합한 LNG 탱크용 6% Ni강의 개발에 대하여 기재되어 있다. 이 문헌에 따르면, 압연 방향(L 방향)의 인성이 높은 값을 나타내는 것은 기재되어 있지만, 판 폭 방향(C 방향)의 인성값은 기재되어 있지 않다.

한편, 특허문헌 3에는, 5.0% 초과 8.0% 미만의 Ni강에 있어서, 상온에서의 항복 강도가 590MPa 이상인 강판을 전제로 하여, 사용 환경 하에서도 9% Ni강과 같은 내파괴 안전성이 우수한 Ni 저감형의 저온용 후강판 및 그의 제조 방법에 대하여 기재되어 있다. 특허문헌 3에서는, 사용 온도인 저온 환경 하에서의 항복점을 확실히 높일 수 있으면, 파괴 안전성을 향상시킨다(즉, 저온 환경 하에서 높은 인성을 얻을 수 있다)는 지견에 기초하여, 가열 공정에서는, 강괴(鋼塊)를 저온 및 단시간에서 가열함과 더불어, 압연 공정에서는, 가열한 강괴에 대한 조(粗)압연에 대하여, 조압연 종료 시의 강괴 두께가 완성품 두께(마무리 압연 후의 후강판 두께)의 3∼8배가 될 때까지 압하(壓下)하고 있다. 또한, 실시예에서는, 슬라브 두께 300mm로부터 마무리 두께 50mm 이하까지(대개는 마무리 두께 50mm 미만까지) 압연하고 있고, 이와 같이 비교적 높은 압하율을 확보하는 것에 의해, 잔류 γ 분율과 미세한 모상 조직을 겸비하여, 9% Ni강과 같은 저온 인성을 실현하고 있다. 그러나, 특허문헌 3의 후강판의 상온에서의 TS는 최대로도 741MPa이다.

또한, 특허문헌 3에서는, C 방향의 흡수 에너지에 대하여 기재되어 있지만, 취성 파면율의 기재는 없다. 또한, 특허문헌 3에 있어서의 상온에서의 TS는 최대로도 741MPa 정도이다.

일본국 특허공개 소49-135813호 공보 일본국 특허공개 소51-13308호 공보 일본국 특허공개 2011-241419호 공보

야노 등, 「6% Ni강의 저온 인성에 미치는 α-γ 2상 공존역 열처리의 영향」, 철과 강, 제59년(1973) 제6호, p752∼763 후루야 등, 「LNG 탱크용 6% Ni강의 개발」, CAMP-ISIJ, Vol. 23(2010), p1322

전술한 바와 같이, 지금까지, Ni 함유량이 5.0∼7.5% 정도인 Ni강에 있어서 -196℃에서의 극저온 인성이 우수한 기술은 제안되어 있지만, C 방향에서의 극저온 인성은, 충분히 검토되어 있지 않다. 또한, 고강도화될 수 있다면 설계상의 여유를 크게 할 수 있다는 등의 점에서 유용하지만, 고강도 및 극저온 인성이 우수한 기술은 제공되어 있지 않다.

또한, 전술한 문헌에는, 취성 파면율에 대하여 검토된 것은 없다. 취성 파면율은, 샤르피 충격 시험에 있어서 하중이 가해졌을 때에 생기는 취성 파괴의 비율을 나타내는 것이다. 취성 파괴가 발생한 부위에서는, 파괴에 이를 때까지 강재에 흡수되는 에너지가 현저히 작아져, 용이하게 파괴가 진행하게 되기 때문에, 극저온 인성 향상 기술에 있어서는, 범용의 샤르피 충격값(vE_-196)의 향상뿐만 아니라, 취성 파면율을 10% 이하로 하는 것도 극히 중요한 요건으로 되어 있다. 그러나, 상기한 바와 같이 모재 강도가 높은 고강도 후강판에 있어서, 취성 파면율의 상기 요건을 만족하는 기술은, 아직 제안되어 있지 않다.

본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 그 목적은, Ni 함유량이 5.0∼7.5% 정도인 Ni강에 있어서 -196℃에서의 극저온 인성(특히 C 방향의 극저온 인성)이 우수하고, 취성 파면율≤10%를 실현할 수 있는 고강도 후강판, 및 그의 제조 방법을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 극저온 인성이 우수한 후강판은, 질량%로, C: 0.02∼0.10%, Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.50∼2.0%, P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005∼0.050%, Ni: 5.0∼7.5%, N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유함과 더불어, Cr: 1.20% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서, 강 중 성분으로 구성되는 하기 (1)식에 기초하여 결정되는 Di값이 2.5 이상이고,

Di값 = ([C]/10)^0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×1.115 ···(1)

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

-196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)이 체적 분율로 2.0∼12.0%이며, 또한

잔류 오스테나이트 중에 포함되는 성분으로 구성되는 하기 (2)식에 기초하여 결정되는 잔류 γ 안정화 파라미터가 3.1 이상인 점에 요지를 갖는 것이다.

잔류 γ 안정화 파라미터 =

(365×<C>+39×<Mn>+30×<Al>+10×<Cu>+17×<Ni>+20×<Cr>+5×<Mo>+35×<V>)/100 ···(2)

(식 중, < >는 -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트 중에 포함되는 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

본 발명의 바람직한 실시형태에 있어서, 상기 잔류 γ상의 체적 분율과 상기 잔류 γ 안정화 파라미터로 구성되는 하기 (3)식에 기초하여 산출되는 잔류 γ상의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터가 40 이하이다.

잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터

= 10/(잔류 γ상의 체적 분율×잔류 γ 안정화 파라미터)^1/2 ···(3)

또한, 상기한 후강판 중의 원소의 함유량, Di값, 잔류 γ 체적 분율을 보다 한정된 범위로 규정한 뒤에, 상기 잔류 γ 안정화 파라미터 대신에 잔류 γ 중의 Mn 농도를 제어하는 것도, 한층 더 높은 모재 강도를 얻은 뒤에 극저온 인성도 발휘할 수 있게 되어, 본 발명의 바람직한 실시형태이다.

구체적으로는, 질량%로, C: 0.02∼0.10%, Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.6∼2.0%, P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005∼0.050%, Ni: 5.0∼7.5%, N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음), Mo: 0.30∼1.0%, Cr: 1.20% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서,

강 중 성분으로 구성되는 상기 (1)식에 기초하여 결정되는 Di값이 5.0 초과이고,

-196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)이 체적 분율로 2.0∼5.0%이고,

-196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ) 중의 Mn 농도가 1.05% 이상이며, 또한

강 중의 Mn 및 Ni의 함유량(질량%)이 하기 (4)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 후강판이다.

[Mn] ≥ 0.31×(7.20-[Ni])+0.50 ···(4)

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

본 발명의 바람직한 실시형태에 있어서, 상기 강판은, 추가로 Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유한다.

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

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

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

본 발명의 바람직한 실시형태에 있어서, 상기 강판은, 추가로 Zr: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유한다.

또한, 상기 과제를 해결할 수 있었던 청구항 1 또는 2에 기재된 본 발명에 따른 후강판의 제조 방법은, α-γ 2상 공존역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)에 있어서의 온도(L 처리 온도)와 강 중의 A_c1 및 A_c3으로 구성되는 하기 (5)식에 기초하여 산출되는 L 파라미터가 0.25 이상 0.45 이하이며, 또한, 상기 L 파라미터와 강 중 성분으로 구성되는 하기 (6)식에 기초하여 산출되는 λ_L 파라미터가 7 이하인 것을 만족하도록, L 처리 온도 및 강 중 성분을 조정하는 공정과, L 처리 후, 실온까지 수냉하고, 템퍼링 처리(T 처리)하는 데 있어서, A_c1 이하의 온도에서 10∼60분간 행하는 공정을 행하는 점에 특징이 있다.

L 파라미터 = (L 처리 온도-A_c1)/(A_c3-A_c1)+0.25 ···(5)

λ_L 파라미터 = 9.05×(0.90×[L 파라미터]+0.14)×[Mn]+1.46×(0.37×[L 파라미터]+0.67)×[Cr]-41.5×(0.26×[L 파라미터]+0.79)×[Mo] ···(6)

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

나아가, 상기 과제를 해결할 수 있었던 청구항 3에 기재된 본 발명에 따른 후강판의 제조 방법은, 상기 (5)식에 기초하여 산출되는 L 파라미터가 0.6 이상 1.1 이하이며, 또한 상기 (6)식에 기초하여 산출되는 λ_L 파라미터가 0 이하인 것을 만족하도록, L 처리 온도 및 강 중 성분을 조정하는 점에 특징이 있다.

본 발명에 의하면, Ni 함유량이 5.0∼7.5% 정도인 Ni강에 있어서, 모재 강도가 높더라도(상세하게는, 인장 강도 TS>741MPa, 항복 강도 YS>590MPa, 바람직하게는, TS≥830MPa, YS≥690MPa), -196℃ 이하에서의 극저온 인성(특히 C 방향의 극저온 인성)이 우수하고, -196℃에서의 취성 파면율≤10%(바람직하게는, -233℃에서의 취성 파면율≤50%)를 만족하는 고강도 후강판을 제공할 수 있었다.

본 발명자들은, Ni 함유량이 7.5% 이하이며, C 방향의 샤르피 충격 흡수 시험을 실시했을 때, -196℃에서의 취성 파면율 10% 이하, 인장 강도 TS>741MPa, 항복 강도 YS>590MPa를 만족하는 후강판을 제공하기 위해, 검토를 행했다.

특히 본 발명에서는, 이하의 점에 유의하여 검토를 행했다.

우선, 제조 방법에 관하여, 본 발명에서는, 특허문헌 1 및 3과 같이, 압연 및 T 처리 후의 냉각 등의 관리를 엄격화하지 않더라도, 9% Ni강과 같은 정도의 극저온 인성을 달성하는 것을 전제로 했다. 구체적으로는, 특허문헌 3 정도의 압하율을 확보할 수 없는 경우를 고려해서 성분 설계를 행하여, 압연에 대해서는, 830℃ 이상의 압하율을 대략 50% 이하 정도, 700℃ 이상의 압하율을 대략 85% 이하 정도로 억제함과 더불어, 열간 압연 후의 템퍼링 처리(T 처리) 후의 수냉은 하지 않는(즉, T 처리 후, 공냉을 행하는) 것을 전제로 했다. 한편, 압하율(%)은, 100×(압연 전의 두께-압연 후의 두께)/(압연 전의 두께)로 산출했다.

또한, 극저온 인성은, L 방향보다도 인성 확보가 어려운 경향이 있는 C 방향의 평가를 채용하고, 또한, 인성 보증의 관점에서, 흡수 에너지가 아니라 파면율로의 평가를 행하는 것으로 했다. 또한, 인장 강도(TS)에 대하여, 극저온용 압력 용기의 설계에 있어서는, 안전성을 고려하면, 규격 범위 내이면 TS는 높은 편이 좋다는 관점에서, 본 발명에서는 TS>741MPa를 전제로 했다.

구체적으로는, 상기의 제조 조건을 전제로 하여, C 방향의 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, -196℃에서의 취성 파면율≤10%, 인장 강도 TS>741MPa, 항복 강도 YS>590MPa를 만족하는 후강판을 제공하기 위해, 검토를 거듭해 왔다.

그 결과, 잔류 γ 형태[하기 (A), (B)] 및 λ_L 파라미터[하기 (C)]를, 다음과 같이 제어하면, 샤르피 충격 흡수 시험 중에, 마르텐사이트로 변태되지 않고서 소성 변형되는 안정된 잔류 γ를 확보할 수 있어, 우수한 극저온 인성이 얻어지는 것을 발견했다.

(A) 극저온에서 충격 중에 마르텐사이트로 변태되지 않고서 소성 변형되어, 인성의 향상에 유용한 안정된 잔류 γ를 확보한다(잔류 γ의 안정성을 높인다)는 관점에서, 강 중 성분의 적절한 밸런스에 의해서 Di값[상기 (1)식을 참조]을 제어하는 것.

(B) 강 중 성분과, α-γ 2상 공존역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)에 있어서의 온도(L 처리 온도)를 L 파라미터[상기 (5)식을 참조]로 밸런스시켜, L 처리 후, 실온까지 수냉하고, 소정 조건의 템퍼링 처리(T 처리)를 행한 후, 공냉하는 것에 의해 -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트(잔류 γ)의 체적 분율을 2.0∼12.0%의 범위 내로 제어하고, 또한 -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 성분으로 결정되는 잔류 γ 안정화 파라미터[상기 (2)식을 참조]를 3.1 이상으로 제어하는 것(바람직하게는, 잔류 γ의 체적 분율과 상기 잔류 γ 안정화 파라미터로 구성되는 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터[상기 (3)식을 참조]를 40 이하로 제어하는 것).

(C) 성분(Mn, Cr, Mo)과 L 처리 온도에 의해 결정되는 λ_L 파라미터를 상기 (5)식대로 제어하는 것.

즉, 본 발명의 후강판은, 질량%로, C: 0.02∼0.10%, Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음), Mn: 0.50∼2.0%, P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음), Al: 0.005∼0.050%, Ni: 5.0∼7.5%, N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)를 함유함과 더불어, Cr: 1.20% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서, 강 중 성분으로 구성되는 하기 (1)식에 기초하여 결정되는 Di값이 2.5 이상이고, -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)이 체적 분율로 2.0∼12.0%이며, 또한 잔류 오스테나이트 중에 포함되는 성분으로 구성되는 하기 (2)식에 기초하여 결정되는 잔류 γ 안정화 파라미터가 3.1 이상인 점에 특징이 있다.

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

잔류 γ 안정화 파라미터 =

1. 강 중 성분

먼저, 강 중 성분에 대하여 설명한다.

C: 0.02∼0.10%

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

Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음)

Si는, 탈산재로서 유용한 원소이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 경질의 섬 형상 마르텐사이트상의 생성이 촉진되어, 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그 상한을 0.40% 이하로 한다. Si량의 바람직한 상한은 0.35% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.20% 이하이다.

Mn: 0.50∼2.0%

Mn은 오스테나이트(γ) 안정화 원소이며, 잔류 γ량의 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Mn량의 하한을 0.50%로 한다. Mn량의 바람직한 하한은 0.6% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.7% 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 템퍼링 취화를 가져와, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없게 되기 때문에, 그 상한을 2.0% 이하로 한다. Mn량의 바람직한 상한은 1.5% 이하이며, 보다 바람직하게는 1.3% 이하이다.

P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음)

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

S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음)

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

Al: 0.005∼0.050%

Al은 탈황을 촉진하고, 질소를 고정하는 원소이다. Al의 함유량이 부족하면, 강 중의 고용 황, 고용 질소 등의 농도가 상승하여, 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그 하한을 0.005% 이상으로 한다. Al량의 바람직한 하한은 0.010% 이상이며, 보다 바람직하게는 0.015% 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 산화물이나 질화물 등이 조대화되어, 역시 극저온 인성이 저하되기 때문에, 그 상한을 0.050% 이하로 한다. Al량의 바람직한 상한은 0.045% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.04% 이하이다.

Ni: 5.0∼7.5%

Ni는, 극저온 인성의 향상에 유용한 잔류 오스테나이트(잔류 γ)를 확보하는 데 필수적인 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Ni량의 하한을 5.0% 이상으로 한다. Ni량의 바람직한 하한은 5.2% 이상이며, 보다 바람직하게는 5.4% 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면, 원료의 비용 상승을 초래하기 때문에, 그 상한을 7.5% 이하로 한다. Ni량의 바람직한 상한은 7.0% 이하이며, 보다 바람직하게는 6.5% 이하, 더 바람직하게는 6.2% 이하, 보다 더 바람직하게는 6.0% 이하이다.

N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)

N은, 변형 시효(strain aging)에 의해 극저온 인성을 저하시키기 때문에, 그 상한을 0.010% 이하로 한다. N량의 바람직한 상한은 0.006% 이하이며, 보다 바람직하게는 0.004% 이하이다.

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

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

본 발명의 후강판은 상기 성분을 기본 성분으로서 포함하며, 잔부: 철 및 불가피적 불순물이다.

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

Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)

Cu는, γ 안정화 원소이며, 잔류 γ량의 증가에 기여하는 원소이다. 이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해서는, Cu를 0.05% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 강도의 과도한 향상을 가져와, 원하는 극저온 인성 효과가 얻어지지 않기 때문에, 그 상한을 1.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. Cu량의 더 바람직한 상한은 0.8% 이하이며, 보다 더 바람직하게는 0.7% 이하이다.

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

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

B: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)

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

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

Ca 및 REM은, 고용 황을 고정하고, 또 황화물을 무해화하는 원소이다. 이들 원소는 단독으로 첨가해도 되고, 2종 이상을 병용해도 된다. 이들의 함유량이 부족하면, 강 중의 고용 황 농도가 상승하여, 인성이 저하되기 때문에, Ca량을 0.0005% 이상, REM량(이하에 기재된 REM을, 단독으로 함유할 때는 단독의 함유량이며, 2종 이상을 함유할 때는 그들의 합계량이다. 이하, REM량에 대하여 동일하다.)을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 황화물, 산화물이나 질화물 등이 조대화되어, 역시 인성이 저하되기 때문에, Ca량의 바람직한 상한을 0.0030% 이하(보다 바람직하게는 0.0025% 이하), REM량의 바람직한 상한을 0.0050% 이하(보다 바람직하게는 0.0040% 이하)로 한다.

본 명세서에 있어서, REM(희토류 원소)이란, 란타노이드 원소(주기율표에 있어서, 원자 번호 57의 La로부터 원자 번호 71의 Lu까지의 15개 원소)에, Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)을 더한 원소군이며, 이들을 단독으로 이용하거나, 또는 2종 이상을 병용할 수 있다. 바람직한 희토류 원소는 Ce, La이다. REM의 첨가 형태는 특별히 한정되지 않고, Ce 및 La를 주로 포함하는 미슈 메탈(misch metal)(예컨대 Ce: 약 70% 정도, La: 약 20∼30% 정도)의 형태로 첨가해도 되고, 또는 Ce, La 등의 단체로 첨가해도 된다.

Zr: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음)

Zr은, 질소를 고정하는 원소이다. Zr의 함유량이 부족하면, 강 중의 고용 N 농도가 상승하여, 인성이 저하되기 때문에, Zr량을 0.0005% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 과잉으로 첨가하면, 산화물이나 질화물 등이 조대화되어, 역시 인성이 저하되기 때문에, Zr량의 바람직한 상한을 0.005% 이하(보다 바람직하게는 0.0040% 이하)로 한다.

이상, 본 발명의 강 중 성분에 대하여 설명했다.

2. 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)의 체적 분율

나아가 본 발명의 후강판은, -196℃에서 존재하는 잔류 γ상이 체적 분율로 2.0∼12.0%(바람직하게는 4.0∼12.0%)를 만족하는 것이다.

극저온 인성의 개선에는, 저온에서의 충격 시험 중에 소성 변형되기 쉬운 잔류 γ를 확보하는 것이 유효하다. 원하는 극저온 인성을 얻기 위해, -196℃에서 존재하는 전체 조직에서 차지하는 잔류 γ상의 체적 분율을 2.0% 이상으로 한다. 단, 잔류 γ는, 매트릭스상에 비하여 비교적 연질이어서, 잔류 γ량이 과잉이 되면, YS가 소정의 값을 확보할 수 없게 되기 때문에, 그 상한을 12.0%로 한다. 잔류 γ상의 체적 분율에 대하여, 바람직한 하한은 4.0% 이상, 보다 바람직한 하한은 6.0% 이상이며, 바람직한 상한은 11.5% 이하, 보다 바람직한 상한은 11.0% 이하이다.

한편, 본 발명의 후강판에서는, -196℃에서 존재하는 조직 중, 잔류 γ상의 체적 분율의 제어가 중요하고, 잔류 γ 이외의 다른 조직에 대해서는, 전혀 한정하는 것은 아니며, 후강판에 통상 존재하는 것이면 된다. 잔류 γ 이외의 조직으로서는, 예컨대, 베이나이트, 마르텐사이트, 세멘타이트 등의 탄화물 등을 들 수 있다.

3. Di값에 대하여

또 본 발명에서는, 강 중 성분으로 구성되는 하기 (1)식에 기초하여 결정되는 Di값이 2.5 이상을 만족하는 것이다.

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

담금질성 Di값에 관한 위 (1)식은, Grossmann의 식(Trans. Metall. Soc. AIME, 150(1942), 227페이지)으로서 기재되어 있는 것이다. Di값을 구성하는 상기 합금 원소의 첨가량이 많을수록, 담금질하기 쉬워져(Di값이 커져), 조직이 미세화되기 쉬워진다. 또한, Di값이 클수록, 강도가 높아져, 원하는 강도를 확보하기 쉬워진다. 본 발명자들의 검토 결과에 따르면, Di값과, 압연 후의 조직 사이즈는 상관관계가 있어, 압연 후 조직을 미세하게 하여, 원하는 높은 강도를 확보하기 위해서는, Di값을 2.5 이상으로 하면 된다는 것이 판명되었다. 상세하게는 Di값은, 미(未)결정역의 압하율이 작더라도 미세한 압연 조직이 얻어지고, 그 후의 열처리에서 극저온 인성 향상에 유용한 잔류 γ의 체적 분율을 충분히 확보하여, 안정된 잔류 γ를 확보하기 위한 지침으로서 유용한 파라미터이다. 또한, 특허문헌 3에 기재된 제조 조건[저온(미(未)재결정역)에서의 압하율 저감, 냉각 개시까지의 시간 제한 등]을 완화하여, 공정 부하를 저감하더라도 양호한 특성을 확보하는 데 유효한 파라미터이다.

이와 같은 작용을 유효하게 발휘시키기 위해, Di값을 2.5 이상으로 한다. Di값이 2.5 미만이면, 압연 후에 미세한 조직이 충분히 얻어지지 않기 때문에, 소정량의 잔류 γ가 얻어지지 않는다. 나아가서는, 후기하는 잔류 γ 안정화 파라미터나, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터를 소정 레벨로 제어할 수 없기 때문에, 안정된 잔류 γ 조직이 얻어지지 않아, 원하는 극저온 인성을 확보할 수 없다. Di값의 바람직한 범위는 3.0 이상이다. 한편, Di값의 상한은, 상기 관점에서는 특별히 한정되지 않지만, 비용 등의 관점이나, 현행 LNG 탱크용 강의 강도 규격 범위가 830MPa 이하인 것 등을 고려하면, 대체로, 5.0 이하인 것이 바람직하다.

4. 잔류 γ 안정화 파라미터에 대하여

또 본 발명에서는, 하기 (2)식에 기초하여 결정되는 잔류 γ 안정화 파라미터를 3.1 이상으로 제어한다. 이것에 의해, 원하는 극저온 인성이 얻어진다.

잔류 γ 안정화 파라미터 =

전술한 대로, 극저온 인성의 개선에는, 충격 시험 중에 마르텐사이트로 변태되지 않고서 소성 변형되는 안정된 잔류 γ를 확보하는 것이 유효하다. 그것을 위해서는, 충격 시험 전에 잔류 γ 분율을 확보하는 것과, 충격을 받아도 마르텐사이트로 변태되지 않고서 소성 변형될 수 있도록 잔류 γ의 안정성을 높이는 것이 고려된다. 본 발명에서는, 전자의 관점에서, 잔류 γ의 체적 분율을 상기 범위에 규정했다. 또, 후자의 관점에서도 실험을 행한 바, -196℃에서 존재하는 잔류 γ의 안정성은, -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 성분으로 결정되어, 상기 (2)식으로 표시되는 파라미터를 제어하는 것이 유효하다는 것이 판명되었다. 본 발명과 같이 Ni량이 7.5% 이하로 저감되면, 일반적으로 담금질성이 저하되기 때문에, 압연 후의 조직이 조대해져 열처리 후에 얻어지는 잔류 γ의 체적 분율 또는 상기 Di값을 확보할 수 없게 되어 버리지만, 본 발명에서는, 잔류 γ 중의 성분 밸런스를 고려하여 결정된 잔류 γ 안정화 파라미터를 적절히 제어함으로써, 이들의 요건도 적절히 제어된다. 이 잔류 γ 안정화 파라미터는, Ms점의 식을 참고로 하여 도출된 것이다.

원하는 극저온 인성을 확보하기 위해, 상기 잔류 γ 안정화 파라미터의 하한을 3.1 이상으로 한다. 바람직하게는 3.3 이상, 보다 바람직하게는 3.5 이상, 더 바람직하게는 3.7 이상이다. 한편, 잔류 γ 안정화 파라미터의 상한은, 극저온 인성 향상의 관점에서는 특별히 한정되지 않는다.

5. 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터에 대하여

또 본 발명에서는, 한층 더 우수한 극저온 인성을 확보할 목적으로, 하기 (3)식에 기초하여 산출되는 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터를 40 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터

위 (3)식에 나타내는 대로, 상기 파라미터는, 잔류 γ의 체적 분율과 잔류 γ 안정화 파라미터로 구성되어 있다. 본 발명자들은, 극저온 인성의 향상에는, 극저온 충격 시험 중에 소성 변형을 담당하여，인성 향상에 유효한 잔류 γ의 분포가 크게 영향을 준다고 생각하여, 상기 파라미터를 정했다. 즉, 잔류 γ의 체적 분율이 높고, 또한 잔류 γ 안정화 파라미터가 큰 것은, 하나하나의 잔류 γ 끼리 사이의 거리가 짧아 미세하게 분산되고, 또한 그들이 저온에서도 마르텐사이트로 변태되지 않고 소성 변형을 담당하기 때문에, 양호한 극저온 인성을 발휘하게 된다.

상기 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터는, 바람직하게는 35 이하이며, 보다 바람직하게는 30 이하이다. 극저온 인성 향상의 관점에서 보면, 상기 파라미터는 낮을수록 좋다. 상기 파라미터의 하한은, 극저온 인성과의 관계에서는 특별히 한정되지 않지만, 본 발명의 성분계를 고려하면, 대체로, 10 이상이다.

또한, 후기하는 실시예 2에서 실증한 바와 같이, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ의 안정화 파라미터를 보다 적절한 범위로 제어하는 것에 의해, 전술한 -196℃보다 더 저온인 -233℃에서도, 취성 파면율을 50% 이하의 양호한 수준으로 유지할 수 있다. 구체적으로는, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터의 상한을 가능한 한 작게 하는(대체로, 30 이하) 것에 의해, -233℃에서의 취성 파면율을 50% 이하로 저감할 수 있다.

상기한 본 발명의 구성에 의해서, C 방향의 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, -196℃에서의 취성 파면율≤10%, 인장 강도 TS>741MPa, 항복 강도 YS>590MPa를 만족하는 후강판을 얻을 수 있지만, 본 발명자들은 더 높은 모재 강도를 발휘하면서, 극저온 인성도 만족하는 후강판을 얻을 수 있지 않을까, 더욱 검토를 행했다.

구체적으로는, C 방향의 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, -196℃에서의 취성 파면율 10% 이하, TS>830MPa, YS>690MPa를 만족하는 후강판을 제공하는 것을 추가적인 목표로 하여 검토를 행했다. 그 결과, 상기한 후강판 중의 원소의 함유량, Di값, 잔류 γ 체적 분율을 보다 한정된 범위로 규정한 뒤에, 상기 잔류 γ 안정화 파라미터 대신에 잔류 γ 중의 Mn 농도를 제어하는 것에 의해, 상기한 바와 같은, 보다 높은 모재 강도를 발휘하면서, 극저온 인성도 만족할 수 있다는 것을 발견했다.

여기에서, 상기한 후강판 중의 원소의 함유량, Di값, 잔류 γ 체적 분율의 보다 한정된 범위로의 한정이란,

(a) Mn 함유량의 하한을 0.6%로 하고,

(b) Cr 및 Mo의 양쪽의 원소를 필수 첨가로 하며, Mo의 하한값은 0.30%로 하고,

(c) Di값을 5.0 초과로 하고,

(d) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 체적 분율의 상한을 5.0%로 하고,

(e) 하기 (4)식으로 표시되는 강 중의 Mn-Ni의 함유량의 밸런스를 적절히 제어하는

것을 의미한다.

[Mn] ≥ 0.31×(7.20-[Ni])+0.50 ···(4)

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

또한, 이와 같은 한정에 더하여,

(f) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 Mn 농도를 1.05% 이상으로 하면, 상기한 잔류 γ 안정화 파라미터의 제어를 행하지 않더라도, -196℃에서의 취성 파면율 10% 이하, TS>830MPa, YS>690MPa를 만족하는 후강판이 제공 가능해진다.

이하, 이미 설명이 끝난 본 발명에 따른 후강판, 즉 C 방향의 샤르피 충격 흡수 시험에 있어서, -196℃에서의 취성 파면율≤10%, TS>741MPa, YS>590MPa를 만족하는 후강판과는 다른 구성인 상기 (a)∼(f)에 관하여 설명한다.

(a) Mn 함유량의 하한: 0.6%

TS>830MPa, YS>690MPa라는 추가적인 강도의 향상, 및 잔류 γ 중의 Mn 농도의 확보의 관점에서 Mn 함유량은 0.6% 이상으로 한다. Mn량의 바람직한 하한은 0.7% 이상이다.

(b) Cr 및 Mo의 양쪽의 원소를 필수 첨가, 또한 Mo 함유량의 하한: 0.30%

(c) Di값: 5.0 초과

TS>830MPa, YS>690MPa라는 추가적인 강도의 향상의 관점에서, Cr와 Mo의 양쪽을 필수 첨가로 하며, 또한 Mo는 0.30% 이상 함유시키도록 한다. 또한, Di값도 5.0 초과로 한다.

(d) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 체적 분율의 상한: 5.0%

극저온 인성 향상의 관점에서는, 잔류 γ상의 체적 분율은 높은 편이 좋지만, 잔류 γ는, 매트릭스상에 비하여 비교적 연질이며, 잔류 γ량이 과잉이 되면, 소정의 YS 및 TS를 확보할 수 없어지는 경우가 있기 때문에, 그 상한을 5.0%로 한다. 잔류 γ상의 체적 분율에 대하여, 바람직한 상한은 4.8%이다. 한편, 바람직한 하한은 3.0%, 보다 바람직한 하한은 3.5%이다.

(e) 하기 (4)식으로 표시되는 강 중의 Mn-Ni의 함유량의 밸런스를 적절히 제어함

[Mn] ≥ 0.31×(7.20-[Ni])+0.50 ···(4)

이 조건을 만족하는 것에 의해, 잔류 γ의 안정성이 한층 더 높여지게 된다. 이하에서는, 상기 (4)식의 요건을, 「강 중의 Ni-Mn 밸런스」 또는 간단히 「Ni-Mn 밸런스」라고 부르는 경우가 있다.

상기 (4)식에 도달한 경위의 개략은 이하와 같다. 본 발명자들은, Ni량을 7.5% 이하로 저감하면서, 극저온에서의 높은 강도-인성 밸런스를 확보하기 위해서는, 강 중 성분 중, γ 안정화 원소인 Mn의 활용이 중요하다는 점; 나아가서는, Mn과, 강 중 성분 중 함유량이 비교적 많은 Ni의 밸런스가 중요하다는 관점에 서서, 잔류 γ의 안정성을 높이기 위한 강 중 설계 지침을 검토했다. 구체적으로는, Ni 저감에 수반하는 담금질성의 영향, L 처리 시의 합금 성분의 농축, 충격 시에 형성되는 MA 사이즈의 미세화 등의 관점에서, 전술한 Di값이나 Ms점(마르텐사이트 생성 개시 온도)을 포함해서 예의 검토했다. 그 결과, 충격 시에 형성되는 MA 사이즈는, 압연 그대로 조직 사이즈와 상관관계가 있고, 강 중의 Ni 및 Mn량과 상관관계가 있는 것을 발견했다. 상기 지견에 기초하여, 더욱 검토를 행한 결과, 원하는 극저온에서의 강도-인성 밸런스를 확보할 수 있는 강 중의 Ni-Mn 밸런스로서, 상기 (4)식을 특정했다.

(f) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 Mn 농도: 1.05% 이상

이 조건을 만족하는 것에 의해, 잔류 γ의 안정성이 높아져, 극저온 하에서의 우수한 강도-인성 밸런스가 달성된다.

-196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 바람직한 Mn 농도는 1.40% 이상이며, 보다 바람직하게는 1.75% 이상이다. 한편, 잔류 γ 중의 바람직한 Mn 농도의 상한에 대해서는, 상기 작용과의 관계로부터는 특별히 한정되지 않지만, 강 중 Mn량의 범위 등을 고려하면, 대체로, 2.50% 이하인 것이 바람직하다.

또한, 후기하는 실시예 4에서 실증한 바와 같이, (i) 잔류 γ의 체적 분율, (ii) 잔류 γ 중의 Mn 농도, 및 (iii) λ_L 파라미터 중 적어도 어느 하나를, 보다 적절한 범위로 제어하는 것에 의해, 전술한 -196℃보다 더욱 저온인 -233℃에서도, 취성 파면율을 50% 이하의 양호한 수준으로 유지할 수 있다. 구체적으로는, (i) 잔류 γ 분율을, 대체로, 3.5∼4.8%, (ii) 잔류 γ 중의 Mn 농도를, 대체로, 1.40∼2.5%, (iii) λ_L 파라미터를, 대체로, -10 이하의 범위 내로 제어하는 것에 의해, -233℃에서의 인성도 향상시킬 수 있다. 또, 상기 (i)∼(iii) 중 적어도 2개 이상 및/또는 (i) 잔류 γ 중의 Mn 농도를 1.75∼2.50%로 제어하면, -233℃에서의 인성을 한층 더 높일 수 있다.

이상, 본 발명의 후강판에 대하여 설명했다.

다음으로, 본 발명의 후강판을 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 본원 청구항 1 또는 2에서 규정하고 있는 본 발명에 따른 후강판의 제조 방법은, α-γ 2상 공존역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)에 있어서의 온도(L 처리 온도)와 강 중의 A_c1 및 A_c3으로 구성되는 하기 (5)식에 기초하여 산출되는 L 파라미터가 0.25 이상 0.45 이하이며, 또한 상기 L 파라미터와 강 중 성분으로 구성되는 하기 (6)식에 기초하여 산출되는 λ_L 파라미터가 7 이하인 것을 만족하도록, L 처리 온도 및 강 중 성분을 조정하는 공정과, L 처리 후, 실온까지 수냉한 후, 템퍼링 처리(T 처리)하는 데 있어서, A_c1 이하의 온도에서 10∼60분간 행하는 공정을 행하는 점에 특징이 있다.

L 파라미터 = (L 처리 온도-A_c1)/(A_c3-A_c1)+0.25 ···(5)

(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)

이하, 각 공정에 대하여 상술한다.

상기한 본 발명의 제조 방법은, 압연 공정 및 그 후의 템퍼링 처리(T 처리)를 적절히 제어하여 상기 요건을 만족하는 후강판을 제조하는 것이며, 제강 공정은 특별히 한정되지 않고, 통상 이용되는 방법을 채용할 수 있다.

이하, 본 발명을 특징짓는 압연 공정 이후의 공정에 대하여, 순차적으로 상세히 설명한다.

우선, 가열 온도는 약 900∼1100℃, FRT(마무리 압연 온도)는 약 700∼900℃, SCT(냉각 개시 온도)는 약 650∼800℃로 제어하는 것이 바람직하다. 여기에서, SCT는, 마무리 압연 후, 60초 이내에 상기 범위로 제어하는 것이 바람직하고, 이것에 의해, 압연→냉각 후에, 인성 향상에 유용한 미세 조직이 얻어진다.

이어서, 800℃∼500℃까지의 온도 범위를 약 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각한다. 본 발명에 있어서, 특히 상기 온도 범위의 평균 냉각 속도를 제어하는 것은, 냉각 후에 미세한 조직을 얻기 위해서이다. 한편, 그 상한은 특별히 한정되지 않는다.

본 발명에서는, 적어도 상기 온도 범위를 약 10℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 냉각하는 것이 바람직하지만, 상기 평균 냉각 속도에서의 정지 온도는 200℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 미변태 γ를 저감할 수 있어, 미세 균일한 조직이 얻어진다.

열간 압연 후, A_c1∼A_c3점의 2상역[페라이트(α)-γ] 온도(L 처리 온도)로 가열·유지한 후, 수냉한다(L 처리). 본 발명에서는, 잔류 γ의 체적 분율, 및 잔류 γ 안정화 파라미터(바람직하게는, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터)를 본 발명의 범위로 제어하기 위해서, 상기 (5)식으로 표시되는 L 파라미터, 및 상기 (6)식으로 표시되는 λ_L 파라미터가 소정 범위가 되도록 L 처리 온도 및 강 중의 성분을 적절히 제어하고 있다.

우선, 열간 압연 후의 상기 L 처리 온도는, A_c1∼(A_c1+A_c3)/2의 범위 내로 제어하는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 생성된 γ상에 Ni 등의 합금 원소가 농축되고, 그 일부가 실온에서 준안정적으로 존재하는 준안정 잔류 γ상이 된다. 상기 L 처리 온도가 A_c1점 미만, 또는 [(A_c1+A_c3)/2] 초과에서는, 결과적으로, -196℃에서의 잔류 γ 분율, 또는 잔류 γ의 안정성이 충분히 확보될 수 없다(후기하는 실시예 1의 표 2B의 No. 29, 30을 참조). 바람직한 L 처리 온도는, 대체로, 620∼650℃이다.

본 명세서에 있어서, A_c1점 및 A_c3점은, 하기 식에 기초하여 산출되는 것이다(「강좌·현대의 금속학 재료편 4 철강 재료」, 사단법인일본금속학회로부터).

A_c1점

= 723-10.7×[Mn]-16.9×[Ni]+29.1×[Si]+16.9×[Cr]+290×[As]+6.38×[W]

A_c3점

= 910-203×[C]^1/2-15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]+31.5×[Mo]+-30×[Mn]+11×[Cr]+20×[Cu]

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

상기 2상역 온도에서의 가열 시간(유지 시간)은, 대체로, 10∼50분으로 하는 것이 바람직하다. 10분 미만에서는, γ상으로의 합금 원소 농축이 충분히 진행되지 않는 한편, 50분 초과에서는, α상이 소둔되어, 강도가 저하된다. 바람직한 가열 시간의 상한은 30분이다.

또 본 발명에서는, 성분마다, 상기 (5)식으로 표시되는 L 파라미터를 0.25 이상 0.45 이하로 한다. L 파라미터는, 최종적으로 잔류 γ의 체적 분율과 잔류 γ의 안정성을 겸비하기 위해서, L 처리 중의 합금 농축을 효율적으로 이용하기 위해서 설정된 파라미터이다. 후기하는 실시예에 나타내는 바와 같이, L 파라미터가 상기 범위를 벗어나면, 원하는 잔류 γ 분율, 및/또는 잔류 γ의 안정성이 충분히 얻어지지 않는다. 바람직하게는 0.28 이상 0.42 이하, 보다 바람직하게는 0.30 이상 0.40 이하이다.

또 본 발명에서는, 상기 (6)식과 같이, Mn과 Cr과 Mo의 각 함유량 및 상기 L 파라미터로 결정되는 λ_L 파라미터를 7 이하가 되도록 제어한다. 이 λ_L 파라미터는, L 처리 중에 구 γ입계에 P가 편석되는 등 하여, Mn이나 Cr이 지나치게 농축된 경우에 농축부에 일어나는 템퍼링 취성의 악영향을 억제하기 위해서 설정된 것이다. 구 γ입계에 편석되는 P량은 직접 측정하는 것이 어렵기 때문에, 상기 λ_L 파라미터는, 말하자면, 구 γ입계에 편석되는 P량의 대체 파라미터로 자리매김할 수 있다. 구 γ입계에 P의 편석이 작은 것은, λ_L 파라미터가 작다. 바람직하게는 0.0 이하, 보다 바람직하게는 -10.0 이하이다. 한편, 그 하한은 특별히 한정되지 않지만, 비용의 관점에서 Mo 첨가량을 가능한 한 억제하는 것이 바람직하고, 또한, 각 함유량과 L 파라미터의 바람직한 범위 등을 종합적으로 감안하면, 대체로, -30 이상인 것이 바람직하다.

상세하게는, -196℃라는 극저온역에서는 P 등의 미량 불순물의 악영향이 현재화(顯在化)되기 쉽고, 템퍼링 취성에 대해서는, P의 구 γ입계에의 편석이 큰 경우(즉, λ_L 파라미터가 큰 경우), 극저온 인성에 악영향을 미친다고 추정된다. 예컨대, 후기하는 실시예 1의 표 1의 No. 1, 2, 25(모두 본 발명예)를 비교하면, 잔류 γ의 체적 분율 및 잔류 γ 안정화 파라미터는 같은 정도이지만[No. 1에 대하여, 잔류 γ의 체적 분율=8.0%, 잔류 γ 안정화 파라미터=3.7; No. 2에 대하여, 잔류 γ의 체적 분율=9.4%, 잔류 γ 안정화 파라미터=3.8; No. 25에 대하여, 잔류 γ의 체적 분율=7.9%, 잔류 γ 안정화 파라미터=3.7], λ_L 파라미터는 각각, -6.8(No. 1), -10.9(No. 2), 5.2(No. 25)로 크게 다르다. 따라서, 상기 3예 중에서는, λ_L 파라미터가 가장 낮은 No. 2가 극저온 인성이 가장 우수하다.

이어서, 실온까지 수냉한 후, 템퍼링 처리(T 처리)한다.

템퍼링 처리는, A_c1 이하의 온도에서 10∼60분간 행한다. 이와 같은 저온 템퍼링에 의해, 준안정 잔류 γ에 C가 농축되어, 준안정 잔류 γ상의 안정도가 증가되기 때문에, -196℃에서도 안정적으로 존재하는 잔류 γ상이 얻어진다. 또한, 상기 저온 템퍼링에 의해, 낮은 Ms점을 확보할 수 있다.

템퍼링 온도가 A_c1 온도를 초과하면, 2상 공존역 유지 중에 생성된 준안정 잔류 γ상이 α상과 세멘타이트상으로 분해되어, -196℃에서의 잔류 γ상이 충분히 확보될 수 없게 된다. 한편, 템퍼링 온도가 540℃ 미만이거나, 또한 템퍼링 시간이 10분 미만인 경우, 준안정 잔류 γ상 중에의 C 농축이 충분히 진행되지 않아, 원하는 -196℃에서의 잔류 γ량을 확보할 수 없다. 또한, 템퍼링 시간이 60분을 초과하면, α상의 전위 밀도가 과도하게 감소하여, 소정의 강도(TS 및 YS)가 확보될 수 없게 된다(후기하는 실시예 1의 표 2B의 No. 33을 참조).

바람직한 템퍼링 처리 조건은, 템퍼링 온도: 540∼560℃, 템퍼링 시간: 15분 이상 45분 이하(보다 바람직하게는 35분 이하, 더 바람직하게는 25분 이하)이다.

상기와 같이 템퍼링 처리를 한 후, 실온까지 냉각한다. 템퍼링 후의 냉각 방법은, 수냉이 아니고, 공냉으로 행한다. 공냉 중에 탄소가 잔류 γ 중에 농축되므로, 수냉보다 공냉 쪽이, 잔류 γ 안정화 파라미터가 커지기 때문이다.

다음으로, 본원 청구항 3에서 규정하고 있는 본 발명에 따른 후강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 제조 방법은, 상기 (5)식에 기초하여 산출되는 L 파라미터가 0.6 이상 1.1 이하이며, 또한 상기 L 파라미터와 강 중 성분으로 구성되는 상기 (6)식에 기초하여 산출되는 λ_L 파라미터가 0 이하인 것을 만족하도록, L 처리 온도 및 강 중 성분을 조정하는 공정과, L 처리 후, 실온까지 수냉하여, 템퍼링 처리(T 처리)하는 데 있어서, A_c1 이하의 온도에서 10∼60분간 행하는 공정을 행하는 점에 특징이 있다.

이하, 각 공정에 대하여 상세히 설명하지만, 상기한 본원 청구항 1 또는 2에 따른 본 발명의 후강판을 제조하는 방법과 중복되는 부분(압연 공정의 여러 조건, L 처리의 온도·유지 시간의 조건 등)에 대해서는 설명을 생략한다.

상기 본원 청구항 3에서 규정하고 있는 본 발명에 따른 후강판의 제조 방법에서는, 상기 (5)식으로 표시되는 L 파라미터를 0.6 이상 1.1 이하로 한다. L 파라미터는, 최종적으로 잔류 γ의 체적 분율과 잔류 γ의 안정성(특히, Di값 및 잔류 중의 Mn 농도로 표시되는 것)을 겸비하기 위해서 설정된 파라미터이며, 본 발명에 따른 후강판의 성분 및 원하는 조직 조건의 관점에서, 특히 상한(1.1 이하)을 규정했다. 한편, L 처리에 의해서 잔류 γ의 안정성을 높인다(즉, 잔류 γ 중에 Mn을 농축시킨다)는 것은, 뒤집어 말하면, 모상(강 중)의 Mn 농도를 희박하게 한다는 의미이다. 이 상태에서는, 강도 확보에 악영향을 미치기 때문에, 또는 잔류 γ의 체적 분율과 잔류 γ의 안정성이 겸비될 수 없게 되기 때문에, 본 발명에서는, L 파라미터의 하한(0.6 이상)을 설정했다. 바람직한 L 파라미터는, 0.7 이상 1.0 이하이다.

또 본 발명에서는, 상기 (6)식과 같이, 강 중의 Mn과 Cr와 Mo의 각 함유량 및 상기 L 파라미터로 결정되는 λ_L 파라미터를 0 이하가 되도록 제어한다. 이 λ_L 파라미터는, 상기한 대로, L 처리 중에 구 γ입계에 P가 편석되는 등 하여, Mn이나 Cr이 지나치게 농축된 경우에 농축부에 일어나는 템퍼링 취성의 악영향을 억제하기 위해서 설정된 것이다. 구 γ입계에 편석하는 P량은 직접 측정할 수 없기 때문에, λ_L 파라미터는, 말하자면, 구 γ입계에 편석하는 P량의 대체 파라미터로 자리매김할 수 있다. 구 γ입계에 P의 편석이 작은 것은, λ_L 파라미터가 작다. 바람직하게는 -10.0 이하이다. 한편, 그 하한은 특별히 한정되지 않지만, 비용의 관점에서 Mo 첨가량을 가능한 한 억제하는 것이 바람직하고, 또한, 각 함유량과 L 파라미터의 바람직한 범위 등을 종합적으로 감안하면, 대체로, -30 이상인 것이 바람직하다.

이어서, 실온까지 수냉한 후, 템퍼링 처리(T 처리)한다.

템퍼링 처리는, A_c1 이하의 온도에서 10∼60분간 행한다. 상기한 대로, 이와 같은 저온 템퍼링에 의해, 준안정 잔류 γ에 C가 농축되어, 준안정 잔류 γ상의 안정도가 증가되기 때문에, -196℃에서도 안정적으로 존재하는 잔류 γ상이 얻어진다. 또한, 상기 저온 템퍼링에 의해, 낮은 Ms점을 확보할 수 있다.

템퍼링 온도가 A_c1을 초과하면, 2상 공존역 유지 중에 생성된 준안정 잔류 γ상이 α상과 세멘타이트상으로 분해되어, -196℃에서의 잔류 γ상이 충분히 확보될 수 없게 된다. 한편, 템퍼링 시간이 10분 미만인 경우, 준안정 잔류 γ상 중에의 C 농축이 충분히 진행되지 않아, 원하는 -196℃에서의 잔류 γ량을 확보할 수 없다. 또한, 템퍼링 시간이 60분을 초과하면, α상의 전위 밀도가 과도하게 감소하여, 소정의 강도(TS)가 확보될 수 없게 된다(후기하는 실시예 3의 표 2B의 No. 7을 참조). 바람직한 템퍼링 시간은 15분 이상 45분 이하이며, 보다 바람직하게는 20분 이상 35분 이하이다.

또, 템퍼링 온도는 A_c1 이하의 온도, 바람직한 템퍼링 온도는 510℃∼520℃ 이다.

상기한 바와 같이 템퍼링 처리를 한 후, 실온까지 냉각한다. 템퍼링 후의 냉각 방법은, 수냉이 아니고, 공냉으로 행한다. 공냉 중에 탄소가 잔류 γ 중에 농축되기 때문에, 수냉보다 공냉 쪽이, 잔류 γ의 안정성이 높아지기 때문이다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않으며, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 변경을 가하여 실시하는 것도 가능하고, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1: -196℃에서의 취성 파면율≤10%, 인장 강도 TS>741MPa, 항복 강도 YS>590MPa를 만족하는 후강판에 관한 실시예

진공 용해로(150kg VIF)를 이용하여, 표 1에 나타내는 성분 조성(잔부: 철 및 불가피적 불순물, 단위는 질량%)의 공시 강을 용제하고, 주조한 후, 열간 단조에 의해, 150mm×150mm×600mm의 잉곳을 제작했다. 본 실시예에서는, REM으로서 Ce를 약 50%, La를 약 25% 포함하는 미슈 메탈을 이용했다.

다음으로, 상기의 잉곳을 1100℃로 가열한 후, 830℃ 이상의 온도에서 판 두께 75mm까지 압연하고, 마무리 압연 온도(FRT) 700℃, FRT 후 60초 이내의 SCT: 650℃로 하고, 수냉하는 것에 의해, 판 두께 25mm까지 압연했다(압하율 83%). 한편, 800∼500℃까지의 평균 냉각 속도는 19℃/s로 하여, 200℃ 이하의 정지 온도까지 냉간 압연했다.

이와 같이 하여 얻어진 강판을, 표 2에 나타내는 L 처리 온도에서 L 처리를 행하고, 30분간 가열 유지한 후, 수냉했다. 또, T 처리(템퍼링)를, 표 2에 나타내는 온도(T 처리 온도) 및 시간(T 시간) 행한 후, 실온까지 공냉했다.

이와 같이 하여 얻어진 후강판에 대하여, 이하와 같이 하여, -196℃에서 존재하는 잔류 γ상의 양(체적 분율), 잔류 γ 안정화 파라미터, 인장 특성(인장 강도 TS, 항복 강도 YS), 극저온 인성(-196℃ 또는 -233℃에서의 C 방향에 있어서의 취성 파면율)을 평가했다.

(1) -196℃에서 존재하는 잔류 γ상의 양(체적 분율)의 측정

각 강판의 t/4 위치로부터, 10mm×10mm×55mm의 시험편을 채취하고, 액체 질소 온도(-196℃)에서 5분간 유지한 후, 리가쿠사제의 이차원 미소부 X선 회절 장치(RINT-RAPIDI값 I)로 X선 회절 측정을 행했다. 이어서, 페라이트상의 (110), (200), (211), (220)의 각 격자면의 피크, 및 잔류 γ상의 (111), (200), (220), (311)의 각 격자면의 피크에 대하여, 각 피크의 적분 강도비에 기초하여, 잔류 γ상의 (111), (200), (220), (311)의 체적 분율을 각각 산출하여, 이들의 평균값을 구하고, 이를 「잔류 γ의 체적 분율」로 했다.

(2) 잔류 γ 안정화 파라미터의 측정

상기 (2)식에 기초하여 산출되는 잔류 γ 안정화 파라미터를 측정하기 위해, 상기 (2)식을 구성하는 -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 각 성분, 즉, C량 <C>, Mn량 <Mn>, Al량 <Al>, Cu량 <Cu>, Ni량 <Ni>, Cr량 <Cr>, Mo량 <Mo>, V량 <V>를 각각 이하와 같이 하여 측정했다.

(2-1) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 C량 <C>의 측정

상기 (1)의 측정과 동시에, 공시 강의 표면에 표준 물질 Si를 도포하고, Si의 피크에서 각도 보정을 행하여 정밀한 γ-Fe의 격자 상수[a₀(Å)]를 구했다. 정밀화된 γ-Fe의 격자 상수와, C 이외의 하기 성분으로부터, 잔류 γ 중의 C량을 역산하여 구했다.

(2-2) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 Ni량 <Ni>의 측정

각 강판의 t/4 위치로부터, 10mm×10mm×55mm의 시험편을 채취하고, 액체 질소 온도(-196℃)에서 5분간 유지한 후, 니혼전자제 JXA-8500F의 EPMA 장치를 이용하여, 가속 전압 15kV, 조사 전류 50nA, 빔 직경 최소의 조건 하에서 Ni 농도를 측정했다. 측정은, 각 시료 모두 3회씩 행하여, 그 최대값을 잔류 γ 중의 Ni량으로 했다.

(2-3) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 Al량 <Al>의 측정

Al은 전량이 산화물 또는 질화물로 소비되어 있다고 가정하여, 잔류 γ 중의 Al은 0(제로)으로 했다.

(2-4) -196℃에서 존재하는 잔류 γ 중의 Mn량 <Mn>, Cu량 <Cu>, Cr량 <Cr>, Mo량 <Mo>, 및 V량 <V>의 측정

본 실시예에서는, L 처리→T 처리 후의 각 합금 원소 농도 <Mn>, <Cu>, <Cr>, <Mo>, <V>는, 상기 (2-2)의 방법에 의해서 얻어진 실측의 Ni량 <Ni>에 비례한다고 생각하여, 이하와 같이 하여 산출했다.

L 처리, T 처리의 각 열처리 시의 Ni 농축의 거동은, 아래 식으로 표시된다.

(각 열처리 시의 상수)×(γ 역변태의 구동력)×(각 합금 원소의 확산 계수)

여기에서, 상기 식 중의 (γ 역변태의 구동력)은, 각 열처리 시의 온도에 기초하여, 시판 중인 계산 소프트(써모캘크)에 의해 계산했다. 또한, 상기 식 중의 (각 합금 원소의 확산 계수)는, 각 열처리 시의 온도와 유지 시간에 기초하여, 『Diffusion in Solid Metals and Alloys』(H. Mehrer, 1990)의 값을 이용하여 계산했다.

그리고 상기 식 중의 (각 열처리 시의 상수)는, 이하와 같이 하여 실험적으로 구했다. 상기 식에 따르면, L 처리→T 처리 후의 실측의 Ni 농도는, {(L 처리 시의 상수)×(γ 역변태의 구동력)×(L 처리 시의 Ni의 확산 계수)}와, {(T 처리 시의 상수)×(γ 역변태의 구동력)×(L 처리 시의 Ni의 확산 계수)}의 곱으로 표시된다. 즉, L 처리→T 처리 후의 실측의 Ni 농도는, (L 처리 시의 상수)와 (T 처리 시의 상수)의 양쪽을 포함하고, 또한 (T 처리 시의 상수)는 (L 처리 시의 상수)와 연동하여 변화되기 때문에, 상기 곱의 값이, L 처리→T 처리 후의 실측의 Ni 농도와 가장 가까와지도록, 회귀적으로 각 열처리 시의 상수[(L 처리 시의 상수) 및 (T 처리 시의 상수)]를 구했다. 이와 같이 하여 구한 각 상수를 사용하여, <Mn>, <Cu>, <Cr>, <Mo>, <V>의 각 합금 원소 농도를 산출했다.

(3) 인장 특성(인장 강도 TS, 항복 강도 YS)의 측정

각 강판의 t/4 위치로부터, C 방향에 평행하게 JIS Z2241의 4호 시험편을 채취하고, ZIS Z2241에 기재된 방법으로 인장 시험을 행하여, 인장 강도 TS 및 항복 강도 YS를 측정했다. 본 실시예에서는, TS>740MPa, YS>590MPa인 것을, 모재 강도가 우수하다고 평가했다.

(4) 극저온 인성(C 방향에 있어서의 취성 파면율)의 측정

각 강판의 t/4 위치(t: 판 두께) 및 W/4 위치(W: 판 폭), 및 t/4 위치 및 W/2 위치로부터, C 방향에 평행하게 샤르피 충격 시험편(JIS Z2242의 V 노치 시험편)을 3개 채취하고, JIS Z2242에 기재된 방법으로, -196℃에서의 취성 파면율(%)을 측정하여, 각각의 평균값을 산출했다. 그리고, 이와 같이 하여 산출된 2개의 평균값 중, 특성이 뒤떨어지는(즉, 취성 파면율이 큰) 쪽의 평균값을 채용하고, 이 값이 10% 이하인 것을, 본 실시예에서는, 극저온 인성이 우수하다고 평가했다.

이들의 결과를 표 2에 병기한다.

[표 1A]

[표 1B]

[표 2A]

[표 2B]

표 2로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

우선, 표 2A의 No. 1∼25는, 본 발명의 요건을 전부 만족하는 예이며, 모재 강도가 높더라도 -196℃에서의 극저온 인성(상세하게는, C 방향에 있어서의 취성 파면율의 평균값≤10%)이 우수한 후강판을 제공할 수 있었다.

이에 비하여, 표 2B의 No. 26∼45는, 강 중 성분 및 본 발명의 바람직한 제조 조건 중 어느 것을 만족하지 않기 때문에, 본 발명의 요건을 만족하지 않는 비교예이며, 원하는 특성이 얻어지지 않았다.

우선, No. 26은, Di값이 본 발명의 요건을 만족하지 않는 예이며, 원하는 잔류 γ의 체적 분율이 얻어지지 않고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 취성 파면율도 증가되어, -196℃에서 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다. 또한, Di값이 낮기 때문에, TS도 저하되었다.

No. 27은, C량이 많은 표 1B의 No. 27을 이용한 예이며, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 28은, P량이 많은 표 1B의 No. 28을 이용한 예이며, 원하는 잔류 γ의 체적 분율이 얻어지지 않고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 29는, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 1B의 No. 29를 이용했지만, 2상역 온도(L 처리 온도)를 하회하는 온도에서 가열하고, 또한 L 파라미터가 낮은 예이다. 그 때문에, 잔류 γ량이 부족하고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 30은, Si량이 많은 표 1B의 No. 30을 이용하고, 또한 2상역 온도(L 처리 온도)를 초과하는 온도에서 가열하고, 또한 L 파라미터 및 λ_L 파라미터가 높은 예이다. 그 때문에, 잔류 γ량이 부족하고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 31은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 1B의 No. 31을 이용했지만, 템퍼링 온도(T 처리 온도)가 낮기 때문에, 잔류 γ량이 부족하고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 32는, Mn량이 많은 표 1B의 No. 32를 이용하고, 또한 λ_L 파라미터가 높은 예이다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 33은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 1B의 No. 33을 이용했지만, 템퍼링 시간(T 시간)이 긴 예이며, 강도(TS 및 YS)가 저하되었다.

No. 34는, Mn량이 적고, Di값이 작은 표 1B의 No. 34를 이용한 예이며, 원하는 잔류 γ의 체적 분율이 얻어지지 않고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 취성 파면율도 증가하여, -196℃에서 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다. 또한, Di값이 낮기 때문에, TS도 저하되었다.

No. 35는, S량이 많은 표 1B의 No. 35를 이용한 예이다. 그 때문에, 취성 파면율이 증가되어, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

No. 36은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 1B의 No. 36을 이용했지만, L 파라미터가 높은 예이다. 그 결과, 잔류 γ량이 부족하고, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 37은, C량이 적고, Al량이 많고, Ni량이 적은 표 1B의 No. 37을 이용했기 때문에, 잔류 γ량이 부족하고, 잔류 γ 안정화 파라미터도 저하되었다. 또, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터도 소정 범위를 초과했다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다. 게다가 TS도 저하되었다.

No. 38은, Al량이 적고, N량이 많은 표 1B의 No. 38을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 39는, 선택 성분인 Cu량 및 Ca량이 많은 표 1B의 No. 39를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 40은, 선택 성분인 Cr량 및 Zr량이 많은 표 1B의 No. 40을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 41은, 선택 성분인 Nb량 및 REM량이 많은 표 1B의 No. 41을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 42는, 선택 성분인 Mo량이 많고, Di값이 큰 표 1B의 No. 42를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 43은, 선택 성분인 Ti량이 많은 표 1B의 No. 43을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 44는, 선택 성분인 V량이 많은 표 1B의 No. 44를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

No. 45는, 선택 성분인 B량이 많은 표 1B의 No. 45를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

실시예 2:

본 실시예에서는, 상기 실시예 1에 이용한 일부의 데이터(모두 본 발명예)에 대하여, -233℃에서의 취성 파면율을 평가했다.

구체적으로는, 표 3에 기재된 No.(표 3의 No.는, 전술한 표 1 및 표 2의 No.에 대응한다)에 대하여, t/4 위치 및 W/4 위치로부터 시험편을 3개 채취하고, 하기에 기재된 방법으로 -233℃에서의 샤르피 충격 시험을 실시하여, 취성 파면율의 평균값을 평가했다.

본 실시예에서는, 상기 취성 파면율≤50%인 것을, -233℃에서의 취성 파면율이 우수하다고 평가했다.

「고압 가스」, 제24권 181페이지, 「오스테나이트계 스테인레스 주강의 극저온 충격 시험」

이들의 결과를 표 3에 기재한다.

[표 3]

표 3의 No. 1∼3, 6, 8, 9, 14, 18 및 20은 모두, -196℃뿐만 아니라, 보다 저온인 -233℃에서의 취성 파면율도 양호하여, 매우 우수한 극저온 인성을 달성할 수 있었다. 그 이유로서, 이들은 모두, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터가 작다는(21 이하) 것이 생각된다.

이에 대하여, No. 10 및 16은, 상기 예에 비하여, 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터가 35 정도로 크기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 커졌다.

이상의 실험 결과로부터, -196℃뿐만 아니라, 보다 저온인 -233℃에서의 취성 파면율도 양호한 후강판을 얻기 위해서는, 본 발명의 상기 요건에 있어서, 특히 잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터를 가능한 한 작게 하는 것이 유효하다는 것을 알 수 있다.

실시예 3: -196℃에서의 취성 파면율≤10%, 인장 강도 TS>830MPa, 항복 강도 YS>690MPa를 만족하는 후강판에 관한 실시예

진공 용해로(150kg VIF)를 이용하여, 표 4에 나타내는 성분 조성(잔부: 철 및 불가피적 불순물, 단위는 질량%)의 공시 강을 용제하고, 주조한 후, 열간 단조에 의해, 150mm×150mm×600mm의 잉곳을 제작했다. 본 실시예에서는, REM으로서 Ce를 약 50%, La를 약 25% 포함하는 미슈 메탈을 이용했다.

다음으로, 상기의 잉곳을 1100℃로 가열한 후, 830℃ 이상의 온도에서 판 두께 75mm까지 압연하고, 마무리 압연 온도(FRT) 700℃, FRT 후 60초 이내의 SCT: 650℃로 하고, 수냉하는 것에 의해, 판 두께 25mm까지 압연했다(압하율 85%). 한편, 800∼500℃까지의 평균 냉각 속도는 19℃/s로 하여, 200℃ 이하의 정지 온도까지 냉간 압연했다.

이와 같이 하여 얻어진 강판을, 표 5에 나타내는 L 처리 온도에서 L 처리를 행하고, 30분간 가열 유지한 후, 수냉했다. 또, T 처리(템퍼링)를, 표 2에 나타내는 온도(T 처리 온도) 및 시간(T 시간) 행한 후, 실온까지 공냉했다.

이와 같이 하여 얻어진 후강판에 대하여, -196℃에서 존재하는 잔류 γ상의 양(체적 분율), 잔류 γ상 중의 Mn량, 인장 특성(인장 강도 TS, 항복 강도 YS), 극저온 인성(-196℃ 또는 -233℃에서의 C 방향에 있어서의 취성 파면율)을 평가했다.

한편, 196℃에서 존재하는 잔류 γ상의 양(체적 분율)의 측정, 인장 특성(인장 강도 TS, 항복 강도 YS)의 측정, 극저온 인성(C 방향에 있어서의 취성 파면율)의 측정에 대해서는 상기 실시예 1과 마찬가지이기 때문에, -196℃에서 존재하는 잔류 γ상 중의 Mn량의 측정에 대하여 설명한다.

잔류 γ상 중의 평균 Mn량을 TEM-EDX로 측정하여, 이하의 순서로 산출했다. 산출 시, 잔류 γ상 중의 성분은, Fe-Mn-Ni이라고 가정했다. 실제의 성분은, Fe, Mn, Ni 이외에 예컨대 C, Si 등도 포함될 수 있지만, 이들 원소는 소량이며, 본 실시예에 있어서는 실질적으로 무시할 수 있기 때문이다.

우선, 각 강판의 t/4 위치로부터, 10mm×10mm×55mm의 시험편을 채취하고, 액체 질소 온도(-196℃)에서 5분간 유지한 후, 시험편을 10mm×10mm×2mm의 사이즈로 절단하고, 두께 t를 2mm로부터 0.1mm까지 기계 연마한 후, 3mmΦ의 사이즈로 타발하여, 전해 연마에 의한 박막 시료를 제작했다. 이와 같이 하여 얻어진 박막 시료에 대하여, 히타치제작소제의 투과 전자 현미경 H-800을 이용하여, 투과상과 반대 격자에 의해 γ상을 동정한 후, 호리바제작소제의 EDX 분석 장치 EMAX7000으로 상기 γ상 중의 Mn 농도를 측정했다. EDX에 의한 측정은, 가속 전압 200kV, 관찰 배율 75000배의 조건 하에서 행하고, 각 시료에 대하여 5점씩 측정을 행하여, 그 평균값을, 잔류 γ 중의 Mn량으로 했다.

한편, 본 실시예 3에서는, 실시예 1과 달리, TS>830MPa, YS>690MPa인 것을, 모재 강도가 우수하다고 평가하고 있다.

이들의 결과를 표 5에 병기한다.

[표 4A]

[표 4B]

[표 5A]

[표 5B]

표 5로부터, 이하와 같이 고찰할 수 있다.

우선, 표 5A의 No. 1∼21은, 각각, 강 중 성분이 본 발명의 요건을 만족하는 표 4A의 No. 1∼21을 이용하여, 본 발명의 제조 조건에서 작성한 예이며, 모재 강도가 높더라도, -196℃에서의 극저온 인성(상세하게는, C 방향에 있어서의 취성 파면율의 평균값≤10%)이 우수한 후강판을 제공할 수 있었다.

이에 비하여, 표 5B의 No. 1∼21은, 본 발명의 강 중 성분 및 제조 조건 중 어느 것을 만족하지 않는 비교예이며, 원하는 특성이 얻어지지 않았다.

우선, 표 5B의 No. 1은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 4B의 No. 1을 이용했지만, Di값이 본 발명의 요건을 만족하지 않는 예이며, 원하는 잔류 γ의 체적 분율이 얻어지지 않았다. 그 결과, 취성 파면율이 증가되어, -196℃에서 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

표 5B의 No. 2는, C량이 많고, Mo량이 적은 표 4B의 No. 2를 이용한 예이며, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 3은, P량이 많은 표 4B의 No. 3을 이용한 예이며, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 4는, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 4B의 No. 4를 이용했지만, 2상역 온도(L 처리 온도)를 하회하는 온도에서 가열하고, 또한 L 파라미터가 낮은 예이다. 그 때문에, 잔류 γ량이 부족하였다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 5는, Si량 및 Mo량이 많은 표 4B의 No. 5를 이용하고, 또한 2상역 온도(L 처리 온도)를 초과하는 온도에서 가열하고, 또한 L 파라미터 및 λ_L 파라미터가 높은 예이다. 그 때문에, 잔류 γ량이 부족하였다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 6은, Mn량이 많고 Mo량이 적은 표 4B의 No. 6을 이용했지만, 템퍼링 온도(T 처리 온도)가 높고, λ_L 파라미터가 높아, 원하는 잔류 γ의 체적 분율이 얻어지지 않았다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 7은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 4B의 No. 7을 이용했지만, 템퍼링 시간(T 시간)이 긴 예이며, 상기 (2)식의 Ni-Mn의 밸런스가 바람직한 범위를 하회했다. 그 결과, 저온 인성이 저하되었다. 게다가 강도(TS)도 저하되었다.

표 5B의 No. 8은, Mn량이 적은 표 4B의 No. 8을 이용한 예이며, 상기 (2)식의 Ni-Mn 밸런스가 바람직한 범위를 하회하여, 잔류 γ 중의 Mn 농도가 낮아지고, 잔류 γ량도 부족하였다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 9는, S량이 많은 표 4B의 No. 9를 이용한 예이다. 그 때문에, 취성 파면율이 증가되어, 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

표 5B의 No. 10은, C량이 적고, Al량이 많고, Ni량이 적고, 상기 (2)식의 Ni-Mn 밸런스가 바람직한 범위를 하회하는 표 4B의 No. 10을 이용한 예이다. 잔류 γ량의 확보에 유용한 C량 및 Ni량이 적기 때문에, 잔류 γ의 체적 분율은 작아졌다. 그 결과, 극저온 인성이 저하되고, YS는 양호했다. 단, 강도 향상에 유효한 C량 및 Ni량이 적기 때문에, TS는 저하되었다.

표 5B의 No. 11은, Al량 및 Mo량이 적고, N량이 많고, λ_L 파라미터가 높은 표 4B의 No. 11을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 12는, 선택 성분인 Cu량 및 Ca량이 많은 표 4B의 No. 12를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 13은, 선택 성분인 Mo량이 적고, Cr량 및 Zr량이 많고, λ_L 파라미터가 높은 표 4B의 No. 13을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 14는, 선택 성분인 Nb량 및 REM량이 많은 표 4B의 No. 14를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 15는, 선택 성분인 Mo량이 많은 표 4B의 No. 15를 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 16은, 선택 성분인 Ti량이 많은 표 4B의 No. 16을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 17은, 선택 성분인 V량이 많은 표 4B의 No. 17을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 18은, 선택 성분인 B량이 많은 표 4B의 No. 18을 이용했기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 19는, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 4B의 No. 19를 이용했지만, L 파라미터가 높고, L 처리 온도도 높은 예이다. 그 때문에, 잔류 γ량 중의 Mn 농도가 낮고, 잔류 γ량도 부족하여, 극저온 인성이 저하되었다.

표 5B의 No. 20은, 강 중 성분은 본 발명의 요건을 만족하는 표 5B의 No. 20을 이용했지만, 템퍼링 온도(T 처리 온도)가 높고, 상기 (2)식으로 규정하는 Ni-Mn 밸런스가 바람직한 범위를 하회하는 예이며, 원하는 잔류 γ의 체적 분율이 얻어지지 않고, 잔류 γ 중의 Mn 농도도 저하되었다. 그 결과, 취성 파면율도 증가되어, -196℃에서 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다. 게다가 YS 및 TS도 저하되었다.

표 5B의 No. 21은, Mo량이 적고, L 파라미터 및 λ_L 파라미터도 높은 표 4B의 No. 21을 이용한 예이다. 그 결과, 취성 파면율도 증가되어, -196℃에서 원하는 극저온 인성을 실현할 수 없었다.

실시예 4

본 실시예에서는, 상기 실시예 3에 이용한 표 5A의 본 발명예에 대하여, -233℃에서의 취성 파면율을 평가했다.

구체적으로는, 표 6에 기재된 No.(표 6의 No.는, 전술한 표 4A 및 표 5A의 No.에 대응한다)에 대하여, t/4 위치 및 W/4 위치로부터 시험편을 3개 채취하고, 하기에 기재된 방법으로 -233℃에서의 샤르피 충격 시험을 실시하여, 취성 파면율의 평균값을 평가했다. 본 실시예에서는, 상기 취성 파면율≤50%인 것을, -233℃에서의 취성 파면율이 우수하다고 평가했다.

이들의 결과를 표 6에 기재한다. 표 6에는 참고를 위해 (i) 잔류 γ의 체적 분율, (ii) 잔류 γ 중의 Mn 농도, 및 (iii) λ_L 파라미터의 값을 표 5A에서 발췌하여 병설했다. 각각의 상세는 이하와 같다.

[표 6]

표 6의 No. 1∼3, 5∼14, 17∼20은 모두, 상기 (i)∼(iii) 중 적어도 하나를 만족하는 표 5A의 No. 1∼3, 5∼14, 17∼20을 이용한 예이며, -233℃에서의 취성 파면율은 50% 이하로 양호했다. 한편, 표 6의 No. 4, 15, 16, 21은 상기 (i)∼(iii)의 요건을 하나도 만족하지 않는 표 5A의 No. 4, 15, 16, 21을 이용한 예이며, -233℃에서 원하는 인성을 얻을 수는 없었다.

우선, 표 6의 No. 1∼3은, 상기 (ii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 1∼3을 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

이에 비하여, 표 6의 No. 4는, 상기 (i)∼(iii)의 요건을 하나도 겸비하고 있지 않은 표 5A의 No. 4를 이용했기 때문에, -233℃에서 원하는 인성을 얻을 수는 없었다.

다음으로, 표 6의 No. 5는, 상기 (i)∼(iii)의 요건을 모두 겸비하고, 또한 (ii) 잔류 γ 중의 Mn 농도를 보다 바람직한 1.75∼2.50%의 범위로 제어한 표 5A의 No. 5를 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 15%로 한층 더 높일 수 있었다.

또한, 표 6의 No. 6은, 상기 (i) 및 (iii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 6을 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 40%로 한층 더 높일 수 있었다.

표 6의 No. 7은, 상기 (iii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 7을 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

표 6의 No. 8은, 상기 (i) 및 (ii)의 요건을 겸비하고, 또한 (ii) 잔류 γ 중의 Mn 농도를 보다 바람직한 1.75∼2.50%의 범위로 제어한 표 5A의 No. 8을 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 25%로 한층 더 높일 수 있었다.

표 6의 No. 9는, 상기 (i) 및 (iii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 9를 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 40%로 한층 더 높일 수 있었다.

표 6의 No. 10은, 상기 (ii) 및 (iii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 10을 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 40%로 한층 더 높일 수 있었다.

표 6의 No. 11은, 상기 (ii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 11을 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

표 6의 No. 12는, 상기 (ii) 및 (iii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 12를 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 40%로 한층 더 높일 수 있었다.

표 6의 No. 13은, 상기 (i)∼(iii)의 요건을 모두 겸비하고, 또한 (ii) 잔류 γ 중의 Mn 농도를 보다 바람직한 1.75∼2.50%의 범위로 제어한 표 5A의 No. 13을 이용했기 때문에, -233℃에서의 인성을 15%로 한층 더 높일 수 있었다.

표 6의 No. 14는, 상기 (ii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 14를 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

이에 비하여, 표 6의 No. 15 및 16은, 상기 (i)∼(iii)의 요건을 하나도 겸비하고 있지 않은 표 5A의 No. 15 및 16을 이용했기 때문에, -233℃에서 원하는 인성을 얻을 수는 없었다.

한편, 표 6의 No. 17은, 상기 (iii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 17을 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

표 6의 No. 18은, 상기 (i)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 18을 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

표 6의 No. 19는, 상기 (ii)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 19를 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

표 6의 No. 20은, 상기 (i)의 요건을 만족하는 표 5A의 No. 20을 이용했기 때문에, -233℃에서의 취성 파면율은 50%로 양호했다.

이에 비하여, 표 6의 No. 21은, 상기 (i)∼(iii)의 요건을 하나도 겸비하고 있지 않은 표 5A의 No. 21을 이용했기 때문에, -233℃에서 원하는 인성을 얻을 수는 없었다.

본 발명을 상세히 또한 특정한 실시태양을 참조하여 설명했지만, 본 발명의 정신과 범위를 일탈하지 않고 다양한 변경이나 수정을 가할 수 있다는 것은 당업자에게 있어서 분명하다.

본 출원은, 2012년 12월 13일 출원된 일본 특허출원(특원 2012-272184), 2012년 12월 27일 출원된 일본 특허출원(특원 2012-285916)에 기초하는 것이며, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.

본 발명의 후강판은, 액화 천연 가스의 저장 탱크와 같이, 극저온 물질과 접촉하는 강판으로서 유용하다.

Claims

질량%로,
C: 0.02∼0.10%,
Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음),
Mn: 0.50∼2.0%,
P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음),
Al: 0.005∼0.050%,
Ni: 5.0∼7.5%,
N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)
를 함유함과 더불어,
Cr: 1.20% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 Mo: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종의 원소를 함유하며,
잔부가 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서,
강 중 성분으로 구성되는 하기 (1)식에 기초하여 결정되는 Di값이 2.5 이상이고,
Di값 = ([C]/10)^0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×1.115 ···(1)
(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)
-196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)이 체적 분율로 2.0∼12.0%이며, 또한
잔류 오스테나이트 중에 포함되는 성분으로 구성되는 하기 (2)식에 기초하여 결정되는 잔류 γ 안정화 파라미터가 3.1 이상인 것을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 후강판.
잔류 γ 안정화 파라미터 =
(365×<C>+39×<Mn>+30×<Al>+10×<Cu>+17×<Ni>+20×<Cr>+5×<Mo>+35×<V>)/100 ···(2)
(식 중, < >는 -196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트 중에 포함되는 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)
제 1 항에 있어서,
상기 잔류 γ상의 체적 분율과 상기 잔류 γ 안정화 파라미터로 구성되는 하기 (3)식에 기초하여 산출되는 잔류 γ상의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터가 40 이하인 후강판.
잔류 γ의 체적 분율·잔류 γ 안정화 파라미터
= 10/(잔류 γ상의 체적 분율×잔류 γ 안정화 파라미터)^1/2 ···(3)
질량%로,
C: 0.02∼0.10%,
Si: 0.40% 이하(0%를 포함하지 않음),
Mn: 0.6∼2.0%,
P: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음),
S: 0.007% 이하(0%를 포함하지 않음),
Al: 0.005∼0.050%,
Ni: 5.0∼7.5%,
N: 0.010% 이하(0%를 포함하지 않음)
Mo: 0.30∼1.0%,
Cr: 1.20% 이하(0%를 포함하지 않음)
를 함유하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물인 후강판으로서,
강 중 성분으로 구성되는 하기 (1)식에 기초하여 결정되는 Di값이 5.0 초과이고,
Di값 = ([C]/10)^0.5×(1+0.7×[Si])×(1+3.33×[Mn])×(1+0.35×[Cu])×(1+0.36×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+3×[Mo])×(1+1.75×[V])×1.115 ···(1)
(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)
-196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ)이 체적 분율로 2.0∼5.0%이고,
-196℃에서 존재하는 잔류 오스테나이트상(잔류 γ) 중의 Mn 농도가 1.05% 이상이며, 또한
강 중의 Mn 및 Ni의 함유량(질량%)이 하기 (4)식을 만족하는 것을 특징으로 하는 극저온 인성이 우수한 후강판.
[Mn] ≥ 0.31×(7.20-[Ni])+0.50 ···(4)
(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
추가로, 하기 (a)∼(e)군 중 적어도 1군을 포함하는 후강판.
(a) Cu: 1.0% 이하(0%를 포함하지 않음),
(b) Ti: 0.025% 이하(0%를 포함하지 않음), Nb: 0.100% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 V: 0.50% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(c) B: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음),
(d) Ca: 0.0030% 이하(0%를 포함하지 않음) 및 REM: 0.0050% 이하(0%를 포함하지 않음)로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 1종,
(e) Zr: 0.005% 이하(0%를 포함하지 않음).
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 후강판의 제조 방법으로서,
α-γ 2상 공존역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)에 있어서의 온도(L 처리 온도)와 강 중의 A_c1 및 A_c3으로 구성되는 하기 (5)식에 기초하여 산출되는 L 파라미터가 0.25 이상 0.45 이하이며, 또한,
상기 L 파라미터와 강 중 성분으로 구성되는 하기 (6)식에 기초하여 산출되는 λ_L 파라미터가 7 이하인 것을 만족하도록, L 처리 온도 및 강 중 성분을 조정하는 공정과,
L 처리 후, 실온까지 수냉하고, 템퍼링 처리(T 처리)하는 데 있어서, A_c1 이하의 온도에서 10∼60분간 행하는 공정
을 행하는 것을 특징으로 하는 후강판의 제조 방법.
L 파라미터 = (L 처리 온도-A_c1)/(A_c3-A_c1)+0.25 ···(5)
λ_L 파라미터 = 9.05×(0.90×[L 파라미터]+0.14)×[Mn]+1.46×(0.37×[L 파라미터]+0.67)×[Cr]-41.5×(0.26×[L 파라미터]+0.79)×[Mo] ···(6)
(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)
제 3 항에 기재된 후강판의 제조 방법으로서,
α-γ 2상 공존역(A_c1∼A_c3 사이)에서의 열처리(L 처리)에 있어서의 온도(L 처리 온도)와 강 중의 A_c1 및 A_c3으로 구성되는 하기 (5)식에 기초하여 산출되는 L 파라미터가 0.6 이상 1.1 이하이며, 또한,
상기 L 파라미터와 강 중 성분으로 구성되는 하기 (6)식에 기초하여 산출되는 λ_L 파라미터가 0 이하인 것을 만족하도록, L 처리 온도 및 강 중 성분을 조정하는
것을 특징으로 하는 후강판의 제조 방법.
L 파라미터 = (L 처리 온도-A_c1)/(A_c3-A_c1)+0.25 ···(5)
λ_L 파라미터 = 9.05×(0.90×[L 파라미터]+0.14)×[Mn]+1.46×(0.37×[L 파라미터]+0.67)×[Cr]-41.5×(0.26×[L 파라미터]+0.79)×[Mo] ···(6)
(식 중, [ ]는 강 중의 각 성분의 함유량(질량%)을 의미한다.)