KR20200058488A - 저온용 니켈 함유 강 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 태양에 관한 Ni강은, 화학 성분이 소정 범위 내이고, 판 두께 중심부의 금속 조직이, 2.0 내지 20.0체적％의 오스테나이트 상을 함유하고, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 3.0 내지 12.0㎛이고, 상기 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 2.6 내지 10.0이고, 판 두께가, 4.5 내지 20㎜이고, 실온에서의 항복 응력이, 590 내지 710㎫이고, 상기 실온에서의 인장 강도가, 690 내지 810㎫이고, 판 두께가 16㎜ 초과인 경우, Ni: 11.5％ 이상이며, 상기 판 두께가 16㎜ 이하이면서 Ni: 11.5％ 미만인 경우, 상기 구 오스테나이트 입자의 상기 평균 입경이 6.0㎛ 이하이다.

Description

저온용 니켈 함유 강
본 발명은, 저온용 니켈 함유 강, 즉 -253℃ 부근에서의 저온 용도에 적합한 니켈(Ni)을 함유하는 강에 관한 것이다.
근년, 클린 에너지로서의 액체 수소의 이용에 대한 기대가 높아지고 있다. 액체 수소 등의 액화 가스를 저장, 운반하는 탱크에 사용되는 강판에는, 우수한 저온 인성이 요구되고, 취성 파괴되기 어려운 오스테나이트계 스테인리스강이 사용되고 있다. 오스테나이트계 스테인리스강은 충분한 저온 인성을 갖지만, 범용재의 실온에서의 항복 응력은 200㎫ 정도이다.
강도가 불충분한 오스테나이트계 스테인리스강을 액체 수소 탱크에 적용하는 경우, 탱크의 대형화에는 한계가 있다. 또한, 강재의 항복 응력이 200㎫ 정도이면, 탱크의 대형화 시에 판 두께를 30㎜ 초과로 할 필요가 있기 때문에, 탱크 중량의 증대나 제조 비용의 증가가 과제가 되는 경우가 있다. 이러한 과제에 대해, 실온에서의 0.2％ 내력이 450㎫인 판 두께 5㎜의 오스테나이트계 고Mn 스테인리스강이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 1 참조).
대표적인 액화 가스인 액화 천연 가스(Liquefied Natural Gas: LNG)용 탱크(LNG 탱크라고 칭하는 경우가 있음)에는, 페라이트계의 9％ Ni강 및 7％ Ni강이 사용되고 있다. LNG는 액체 수소에 비해 고온이라고는 해도, 9％ Ni강 및 7％ Ni강은 우수한 저온 인성을 갖고 있다. 그 때문에, 종래부터, LNG 탱크에 적합한 다양한 9％ Ni강 및 7％ Ni강이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 2 내지 4 참조). 9％ Ni강은, 실온에서의 항복 응력을 590㎫ 이상으로 하는 것도 가능하고, 대형의 LNG 탱크에도 적용할 수 있다.
예를 들어, 특허문헌 2에는, 5 내지 7.5％의 Ni를 함유하고, 실온에서의 항복 응력이 590㎫보다 높고, -233℃에서의 샤르피 시험에서의 취성 파면율이 50％ 이하인, 판 두께 25㎜의 저온용 강이 개시되어 있다. 특허문헌 2에서는, -196℃에서 안정된 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 2 내지 12％로 함으로써, 저온용 강의 저온 인성을 확보하고 있다.
특허문헌 3에는, 5 내지 10％의 Ni를 함유하고, 실온에서의 항복 응력이 590㎫ 이상이며, 변형 시효 후의 -196℃에서의 저온 인성이 우수한 판 두께 6 내지 50㎜의 저온용 강이 개시되어 있다. 특허문헌 3에서는, 잔류 오스테나이트의 체적 분율을 3％ 이상, 유효 결정 입경을 5.5㎛ 이하로 하고, 또한 입자 내의 조직에 적당한 결함을 도입함으로써, 저온용 강의 변형 시효 후의 저온 인성을 확보하고 있다.
또한, 특허문헌 4에는, 7.5 내지 12％의 Ni를 함유하고, 모재뿐만 아니라, 용접 열영향부의 저온 인성도 우수한, 6㎜ 두께의 저온용 얇은 니켈 강판이 개시되어 있다. 특허문헌 4에서는, 용접 열영향부에 섬 모양 마르텐사이트가 생성되지 않도록, Si 및 Mn의 함유량을 저감시킴으로써, 강판의 -196℃에서의 저온 인성을 확보하고 있다.
일본 특허 제5709881호 공보 일본 특허 공개 제2014-210948호 공보 일본 특허 공개 제2011-219849호 공보 일본 특허 공개 평3-223442호 공보
특허문헌 1에 개시된 오스테나이트계 고Mn 스테인리스강은, 열팽창 계수가 페라이트계의 9％ Ni강과 비교하여 크다. 대형의 액체 수소 탱크에는, 피로 등의 문제로부터, 열팽창 계수가 작은 9％ Ni강이 유리하다. 한편, 본 발명자들에 의한 검토의 결과, 특허문헌 2 내지 4에 개시된 9％ Ni강 및 7％ Ni강은, 액체 수소의 온도인 -253℃에서는 충분한 인성을 얻기가 어려운 것을 알 수 있었다.
본 발명은, 이러한 실정에 비추어, -253℃ 부근의 저온에서 충분한 인성을 가짐과 함께, 실온에서의 항복 응력이 590㎫ 이상이면서 실온에서의 인장 강도가 690㎫ 이상인 저온용 니켈 함유 강을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, Ni의 함유량을 종래의 9％보다도 높인 강의, -253℃ 부근의 저온에서의 인성과 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도에 대해 검토하였다. 그 결과, 실온에서의 충분한 항복 응력 및 인장 강도를 확보하면서, 저온 인성을 확보하기 위해서는, Si의 함유량을 제한하고, Mn의 함유량을 엄격하게 제한함과 함께, 오스테나이트의 체적 분율과, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 평균 애스펙트비를 최적으로 제어하는 것이 필요한 것을 알아냈다.
본 발명은, 이상과 같은 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 본 발명의 일 태양에 관한 저온용 니켈 함유 강은, 화학 조성이, 질량％로, C: 0.040 내지 0.080％, Si: 0.03 내지 0.30％, Mn: 0.20 내지 0.80％, Ni: 10.5 내지 12.4％, Mo: 0.10 내지 0.50％, Al: 0.010 내지 0.060％, N: 0.0015 내지 0.0060％, O: 0.0007 내지 0.0030％, Cu: 0 내지 0.50％, Cr: 0 내지 0.50％, Nb: 0 내지 0.020％, V: 0 내지 0.080％, Ti: 0 내지 0.020％, B: 0 내지 0.0020％, Ca: 0 내지 0.0040％, REM: 0 내지 0.0050％, P: 0.0070％ 이하, S: 0.0040％ 이하, 잔부: Fe 및 불순물이고, 판 두께 중심부의 금속 조직이, 2.0 내지 20.0체적％의 오스테나이트 상을 함유하고, 상기 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 3.0 내지 12.0㎛이고, 상기 판 두께 중심부의 상기 압연 방향 및 상기 판 두께 방향에 평행한 상기 면에 있어서 측정되는 상기 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 2.6 내지 10.0이고, 판 두께가, 4.5 내지 20㎜이고, 실온에서의 항복 응력이, 590 내지 710㎫이고, 상기 실온에서의 인장 강도가, 690 내지 810㎫이고, 상기 판 두께가 16㎜ 초과인 경우, Ni: 11.5％ 이상이고, 상기 판 두께가 16㎜ 이하이면서 Ni: 11.5％ 미만인 경우, C: 0.070％ 이하, Si: 0.19％ 이하, Mn: 0.40％ 이하, Al: 0.050％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Cr: 0.35％ 이하, Nb: 0.015％ 이하, V: 0.060％ 이하, Ti: 0.015％ 이하, P: 0.0050％ 이하, 및 S: 0.0030％ 이하이고, 또한 상기 구 오스테나이트 입자의 상기 평균 입경이 6.0㎛ 이하이다.
(2) 상기 (1)에 기재된 저온용 니켈 함유 강에서는, Ni: 11.5％ 이상이고, Mn: 0.50％ 이하여도 된다.
(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 저온용 니켈 함유 강에서는, Ni: 11.5％ 이상이고, 상기 구 오스테나이트 입자의 상기 평균 입경이 9.0㎛ 이하여도 된다.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 태양에 기재된 저온용 니켈 함유 강에서는, 상기 판 두께 중심부의 상기 압연 방향 및 상기 판 두께 방향에 평행한 상기 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경이 2.0 내지 7.0㎛여도 된다.
(5) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 태양에 기재된 저온용 니켈 함유 강에서는, 상기 판 두께 중심부의 상기 압연 방향 및 상기 판 두께 방향에 평행한 상기 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경이 2.0 내지 4.0㎛여도 된다.
본 발명에 따르면, -253℃ 부근의 저온에서 충분한 인성을 가짐과 함께, 실온에서의 항복 응력이 590㎫ 이상이면서 실온에서의 인장 강도가 690㎫ 이상인 저온용 니켈 함유 강을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명의 저온용 니켈 함유 강을 예를 들어 액체 수소 탱크에 사용하면, 오스테나이트계 스테인리스강에 비해, 탱크용 강판의 판 두께를 얇게 하는 것이 가능해진다.
본 발명에 관한 저온용 니켈 함유 강에 의해, 예를 들어 액체 수소 탱크의 대형화나 경량화, 체적에 대한 표면적이 작아짐에 의한 단열 성능의 향상, 액체 수소 탱크를 설치하는 부지의 유효 이용, 및 액체 수소 운반선의 연비 향상 등이 가능해진다. 또한, 오스테나이트계 스테인리스강과 비교하여, 본 발명에 관한 저온용 니켈 함유 강은 열팽창 계수가 작기 때문에, 대형 탱크의 설계가 복잡한 것으로 되지 않아, 탱크 제조 비용을 저감시킬 수 있다. 이와 같이, 본 발명은 산업상의 공헌이 매우 현저하다.
종래의 저온용 강(예를 들어, 9％ Ni강)의 인성은, -165℃ 또는 -196℃에서 평가되고 있었지만, 본 실시 형태에 관한 저온용 니켈 함유 강(이하, 「Ni강」이라고 약기하는 경우가 있음)의 인성 평가 온도는, 종래 강의 인성 평가 온도보다도 대폭 저온이다. 또한, -165℃나 -196℃ 등의 온도와 구별하여 간결하게 설명하기 위해, 이하에서는, -253℃ 부근의 온도를, 편의적으로 「극저온」이라고 기재한다.
본 발명자들은, Ni강의 극저온에서의 인성(이하, 「극저온 인성」이라고 함)에 영향을 미치는 성분 함유량 및 금속 조직 등을 밝히기 위해 수많은 검토를 실시하였다. 종래의 지견에 의하면, 저온 인성을 향상시키기 위해서는 Ni 함유량의 증량이 유효하다고 여겨지고 있었다. 그러나 본 발명자들의 검토 결과, 종래 강인 9％ Ni강에 대해, 단순히 Ni양을 증가시키는 변경을 행하여도, 극저온에서의 인성은 충분히 향상되지 않음을 알 수 있었다.
또한, 본 발명자들은, Ni강의 극저온에 있어서의 인성을 향상시키는 방법을 검토하였다. 그 결과, 본 발명자들은, 특히 (a) C의 함유량을 0.040 내지 0.080％로 할 것, (b) Si의 함유량을 0.03 내지 0.30％로 할 것, (c) Mn의 함유량을 0.20 내지 0.80％로 할 것, (d) P 함유량을 0.0070％ 이하로 할 것, (e) Mo 함유량을 0.10 내지 0.50％로 할 것, (f) 구 오스테나이트 입자의 입경 및 애스펙트비를 제어할 것 및 (g) 오스테나이트 상의 체적 분율을 제어할 것의 7개의 조건을 동시에 충족하는 것이, Ni강의 극저온에 있어서의 인성을 향상시키기 위해 필요한 것을 알아냈다.
또한, (h) 구 오스테나이트 입자의 유효 결정 입경을 제어함으로써, Ni강의 극저온에서의 저온 인성이 한층 향상된다고 하는 지견도 얻어졌다. 또한, Ni강의 판 두께가 16㎜ 이하이고, 또한 상술한 여러 조건 등을 한층 엄격하게 제한한 경우, Ni 함유량을 감소시켜 원료 비용을 삭감 가능하다는 지견도 얻어졌다.
이하, 본 실시 형태에 관한 Ni강에 대해 설명한다.
또한, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 Ni 함유량은, 판 두께에 따라서 변경할 필요가 있다. 판 두께가 큰 경우(즉, 판 두께가 16㎜ 초과인 경우), 압연 직후의 수랭 시의 냉각 속도 등이 느려지므로, 열처리를 통한 저온 인성의 확보가 곤란해진다. 그 때문에, 판 두께가 16㎜ 초과인 경우, 저온 인성을 확보하기 위한 원소인 Ni 함유량을 11.5％ 이상으로 해야 한다.
한편, 판 두께가 16㎜ 이하인 경우, 열처리를 통한 저온 인성의 확보가 용이해지므로, Ni 함유량을 11.5％ 미만으로 억제하면서 충분한 저온 인성을 Ni강에 부여하는 것이 가능해진다. 또한, 당연히, 본 실시 형태에 관한 Ni강에 있어서 판 두께를 16㎜ 이하로 하고, 또한 Ni 함유량을 11.5％ 이상으로 해도 된다.
단, 판 두께가 16㎜ 이하이면서 Ni 함유량이 11.5％ 미만인 경우(이하 「Ni 함유량이 적은 경우」라고 기재하는 경우가 있음), Ni 함유량 이외의 저온 인성에 영향을 미치는 요소(C, Si, Mn, Al, N, Cr, Nb, V, Ti, P, 및 S의 함유량, 그리고 구 오스테나이트 입자의 평균 입경)가, Ni: 11.5％ 이상인 경우보다도 엄격하게 제어될 필요가 있다.
상술한 사정에 의해, Ni 함유량 및 판 두께에 따른 더 한층 한정을 필요로 하는 요건에 관해서는, 그 취지를 적절하게 설명한다.
먼저, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 성분 조성에 대해 설명한다. 또한, 함유량의 ％는, 특별히 설명이 없는 한, 질량％를 의미한다.
(C: 0.040 내지 0.080％)
C는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이며, 마르텐사이트나 오스테나이트의 생성에도 기여한다. C 함유량이 0.040％ 미만이면, Ni강의 강도를 확보할 수 없어, 조대한 베이나이트 및 개재물 등의 생성에 의해 Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, C 함유량의 하한을 0.040％로 한다. 바람직한 C 함유량의 하한은 0.045％이다. 한편, C 함유량이 0.080％를 초과하면, 구 오스테나이트 입계에 시멘타이트가 석출되기 쉬워지고, 이 시멘타이트가 입계에서 파괴를 일으켜, Ni강의 극저온 인성을 저하시킨다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.080％로 한다. 바람직한 C 함유량의 상한은 0.070％이고, 보다 바람직하게는 0.060％이고, 더욱 바람직하게는 0.055％이다.
(Ni 함유량이 적은 경우, C: 0.070％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, C 함유량을 0.070％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 C 함유량의 상한은 0.065％, 0.060％, 또는 0.055％이다. Ni 함유량이 적은 경우, C 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(Si: 0.03 내지 0.30％)
Si는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이다. Si 함유량이 0.03％ 미만이면 실온에서의 항복 응력의 향상 효과가 작다. 그 때문에, Si 함유량의 하한은 0.03％로 한다. 바람직한 Si 함유량의 하한은 0.05％이다. 한편, Si 함유량이 0.30％를 초과하면, 구 오스테나이트 입계의 시멘타이트가 조대화되기 쉬워지고, 이 시멘타이트가 입계에서 파괴를 일으켜, Ni강의 극저온 인성이 저하된다. 그 때문에, Si 함유량의 상한을 0.30％로 제한하는 것은, Ni강의 극저온에서의 인성을 확보하기 위해, 매우 중요하다. 바람직한 Si 함유량의 상한은 0.20％이고, 보다 바람직하게는 0.15％이고, 더욱 바람직하게는 0.10％이다.
(Ni 함유량이 적은 경우, Si: 0.19％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, Si 함유량을 0.19％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 Si 함유량의 상한은 0.16％, 0.13％, 또는 0.10％이다. Ni 함유량이 적은 경우, Si 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(Mn: 0.20 내지 0.80％)
Mn은, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이다. Mn 함유량이 0.20％ 미만이면 Ni강의 강도를 확보할 수 없고, 조대한 베이나이트 및 개재물 등의 생성에 의해, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, Mn 함유량의 하한을 0.20％로 한다. 바람직한 Mn 함유량의 하한은 0.25％, 또는 0.30％이다. 한편, Mn 함유량이 0.80％를 초과하면, 구 오스테나이트 입계에 편석된 Mn 및 조대하게 석출된 MnS 등에 의해, 입계에서의 파괴가 야기되어, Ni강의 극저온 인성이 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량의 상한을 0.80％로 제한하는 것도, Ni강의 극저온에서의 인성을 확보하기 위해, 매우 중요하다. 바람직한 Mn 함유량의 상한은 0.70％, 또는 0.60％, 보다 바람직하게는 0.55％, 또는 0.50％이다.
(Ni 함유량이 적은 경우, Mn: 0.40％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, Mn 함유량을 0.40％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 Mn 함유량의 상한은 0.35％, 또는 0.30％이다. Ni 함유량이 적은 경우, Mn 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(Ni: 10.5 내지 12.4％)
Ni는, Ni강의 극저온 인성을 확보하기 위해 필수적인 원소이다. Ni 함유량이 10.5％ 미만이면, Ni강의 극저온에서의 인성이 부족하다. 그 때문에, Ni 함유량의 하한을 10.5％로 한다. 바람직한 Ni 함유량의 하한은 10.8％, 11.0％, 또는 11.5％이다. 그러나 Ni는 고가의 원소이므로, 12.4％를 초과하여 함유시키면 경제성을 손상시킨다. 그 때문에, Ni 함유량의 상한을 12.4％로 제한한다. Ni 함유량의 상한을 12.2％, 12.0％, 또는 11.8％로 해도 된다. 판 두께가 16㎜ 이하인 경우, Ni 함유량의 상한을 11.3％, 11.1％, 또는 10.9％로 해도 된다.
(판 두께가 16㎜ 초과인 경우, Ni: 11.5％ 이상)
판 두께가 16㎜ 초과인 경우, Ni 함유량을 11.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 판 두께가 16㎜ 초과인 경우, 바람직한 Ni 함유량의 하한은 11.8％, 또는 12.0％이다. 판 두께가 16㎜ 초과인 경우, Ni 함유량의 상한, 및 바람직한 상한은, 판 두께가 16㎜ 이하인 Ni강의 것과 동일하다고 해도 된다.
(Mo: 0.10 내지 0.50％)
Mo는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이며, Ni강의 입계 취화를 억제하는 효과도 갖는다. 그 때문에, Mo 함유량의 하한을 0.10％로 한다. 바람직하게는 Mo 함유량의 하한을 0.20％로 한다. 한편, Mo는 고가의 원소이므로, Mo 함유량이 0.50％를 초과하면 경제성을 손상시킨다. 그 때문에, Mo 함유량의 상한을 0.50％로 제한한다. 바람직하게는 Mo 함유량의 상한을 0.40％, 0.35％, 또는 0.30％로 한다.
(Al: 0.010 내지 0.060％)
Al은, 주로 탈산에 사용하는 원소이다. 또한, Al은, AlN을 형성하고, 금속 조직의 미세화나, Ni강의 극저온 인성을 저하시키는 고용 N의 저감에도 기여하는 원소이다. Al 함유량이 0.010％ 미만이면 탈산의 효과, 금속 조직의 미세화 효과 및 고용 N 저감 효과가 작다. 그 때문에, Al 함유량의 하한을 0.010％로 한다. Al 함유량의 하한은 0.015％가 바람직하고, 0.020％가 보다 바람직하다. 한편, Al 함유량이 0.060％를 초과하면, Ni강의 극저온에 있어서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량의 상한을 0.060％로 한다. 보다 바람직한 Al 함유량의 상한은 0.040％, 또는 0.035％이다.
(Ni 함유량이 적은 경우, Al: 0.050％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, Al 함유량을 0.050％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 Al 함유량의 상한은 0.040％, 0.030％, 또는 0.020％이다. Ni 함유량이 적은 경우, Al 함유량의 하한, 및 바람직한 하한값은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(N: 0.0015 내지 0.0060％)
N은, 결정립을 미세화하는 질화물의 형성에 기여하는 원소이다. N 함유량을 0.0015％ 미만으로 저감시키면, 열처리 시에 오스테나이트 입경의 조대화를 억제하는 미세한 AlN이 부족하고, 오스테나이트 입자가 조대화되어 Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, N 함유량의 하한을 0.0015％로 한다. 바람직한 N 함유량은 0.0020％이다. 한편, N 함유량이 0.0060％를 초과하면, 고용 N의 증가 및 AlN의 조대화가 발생하기 때문에, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하된다. 그 때문에, N 함유량의 상한을 0.0060％로 한다. N 함유량의 바람직한 상한은 0.0050％, 0.0040％, 또는 0.0035％이다.
(Ni 함유량이 적은 경우, N: 0.0050％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, N 함유량을 0.0050％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 N 함유량의 상한은 0.0040％, 또는 0.0030％이다. Ni 함유량이 적은 경우, N 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(O: 0.0007 내지 0.0030％)
O는, 불순물이며, O 함유량이 0.0030％를 초과하면 Al2O3의 클러스터가 증가하여, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, O 함유량의 상한을 0.0030％로 한다. 바람직한 O 함유량의 상한은 0.0025％이고, 보다 바람직하게는 0.0020％이고, 더욱 바람직하게는 0.0015％이다. O 함유량은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하지만, 0.0007％ 미만으로의 O 함유량의 저감은 비용 상승을 수반하는 경우가 있다. 그 때문에, O 함유량의 하한을 0.0007％로 한다. 바람직한 O 함유량의 하한은 0.0008％이고, 더욱 바람직하게는 0.0010％이다.
(P: 0.0070％ 이하)
P는, 구 오스테나이트 입계에서의 입계 취화를 야기시키는 원소이며, Ni강의 극저온 인성에 유해한 원소이다. 그 때문에, P 함유량은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. P 함유량이 0.0070％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, P 함유량의 상한을 0.0070％로 제한한다. P 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0050％, 보다 바람직하게는 0.0040％, 더욱 바람직하게는 0.0030％이다. P는 용강 제조 시에 불순물로서 용강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 단, P 함유량을 0.0003％ 미만으로 저감시키면, 용제 비용이 상승하는 경우가 있다. 그 때문에, P 함유량의 하한을 0.0003％, 0.0005％, 또는 0.0010％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, P: 0.0050％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, P 함유량을 0.0050％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 P 함유량의 상한은 0.0040％, 또는 0.0030％이다. Ni 함유량이 적은 경우, P 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(S: 0.0040％ 이하)
S는, MnS를 형성하고, 이 MnS가 취성 파괴의 발생 기점이 되는 경우가 있으므로, 극저온 인성에 유해한 원소이다. S 함유량이 0.0040％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, S 함유량의 상한을 0.0040％로 제한한다. S 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0030％, 보다 바람직하게는 0.0020％, 더욱 바람직하게는 0.0010％이다. S는 용강 제조 시에 불순물로서 용강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. 단, S 함유량을 0.0002％ 미만으로 저감시키면, 용제 비용이 상승하는 경우가 있다. 그 때문에, S 함유량의 하한을 0.0002％, 0.0004％, 또는 0.0006％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, S: 0.0030％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, S 함유량을 0.0030％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 S 함유량의 상한은 0.0010％, 0.0015％, 또는 0.0010％이다. Ni 함유량이 적은 Ni강의 S 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(Cu: 0 내지 0.50％)
Cu는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 Cu를 함유해도 된다. 단, Cu 함유량이 0.50％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Cu 함유량의 상한을 0.50％로 한다. Cu 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.40％, 보다 바람직하게는 0.30％, 더욱 바람직하게는 0.20％이다.
Cu는, 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Cu 함유량의 하한값을 0.02％, 0.05％, 또는 0.10％로 해도 된다. Cu 함유량의 상하한값, 및 바람직한 상하한값은, 판 두께 및 Ni 함유량에 관계 없이 상술한 값이 된다.
(Cr: 0 내지 0.50％)
Cr은, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 Cr을 함유해도 된다. 단, Cr 함유량이 0.50％를 초과하면, Ni강의 극저온에 있어서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Cr 함유량의 상한을 0.50％로 한다. Cr 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.30％, 보다 바람직하게는 0.20％, 더욱 바람직하게는 0.10％이다.
Cr은, 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Cr 함유량의 하한을 0.02％, 0.05％, 또는 0.10％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, Cr: 0.35％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, Cr 함유량을 0.35％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 Cr 함유량의 상한은 0.30％, 0.25％, 또는 0.20％이다. Ni 함유량이 적은 경우, Cr 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(Nb: 0 내지 0.020％)
Nb는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이며, 금속 조직의 미세화에 의한 극저온 인성의 향상 효과도 가지므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 Nb를 함유해도 된다. 단, Nb 함유량이 0.020％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Nb 함유량의 상한을 0.020％로 한다. Nb 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.015％, 보다 바람직하게는 0.010％이다.
Nb는 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Nb 함유량의 하한값을 0.002％, 0.005％, 또는 0.010％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, Nb: 0.015％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, Nb 함유량을 0.015％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 Nb 함유량의 상한은 0.012％, 또는 0.010％이다. Ni 함유량이 적은 경우, Nb 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(V: 0 내지 0.080％)
V는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 V를 함유해도 된다. 그러나 V 함유량이 0.080％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하된다. 그 때문에, V 함유량의 상한을 0.080％로 한다. V 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.060％, 보다 바람직하게는 0.040％이다.
V는 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. V 함유량의 하한을 0.002％, 0.005％, 또는 0.010％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, V: 0.060％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, V 함유량을 0.060％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 V 함유량의 상한은 0.050％, 또는 0.040％이다. Ni 함유량이 적은 Ni강의 V 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(Ti: 0 내지 0.020％)
Ti는, TiN을 형성하고, 금속 조직의 미세화나, Ni강의 극저온 인성을 저하시키는 고용 N의 저감에도 기여하므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 Ti를 함유해도 된다. 그러나 Ti 함유량이 0.020％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하된다. 그 때문에, Ti 함유량의 상한을 0.020％로 한다. 바람직한 Ti 함유량의 상한은 0.015％이고, 보다 바람직한 상한은 0.010％이다.
Ti는, 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Ti 함유량의 하한을 0.001％, 0.002％, 또는 0.005％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, Ti: 0.015％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, Ti 함유량을 0.015％ 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량이 적은 경우, 바람직한 Ti 함유량의 상한은 0.012％, 또는 0.010％이다. Ni 함유량이 적은 경우, Ti 함유량의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
이하에 설명하는 B, Ca, REM, Sb, Sn, As, Co, Zn, 및 W의 함유량의 상하한값, 및 바람직한 상하한값은, 판 두께 및 Ni 함유량에 관계없이 동일한 값이다.
(B: 0 내지 0.0020％)
B는, Ni강의 실온에서의 항복 응력을 상승시키는 원소이며, 또한 BN을 형성하고, Ni강의 극저온 인성을 저하시키는 고용 N의 저감에도 기여하므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 B를 함유해도 된다. 그러나 B 함유량이 0.0020％를 초과하면, Ni강의 극저온에서의 인성이 저하된다. 그 때문에, B 함유량의 상한을 0.0020％로 한다. B 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0015％이고, 보다 바람직하게는 0.0012％, 더욱 바람직하게는 0.0010％이다.
B는 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. B 함유량의 하한을 0.0001％, 0.0002％, 또는 0.0005％로 해도 된다.
(Ca: 0 내지 0.0040％)
Ca는, 열간 압연에 의해 연신되어 극저온 인성에 대한 유해성이 높아지기 쉬운 개재물인 MnS를 CaS로서 구상화시키는 원소이며, Ni강의 극저온 인성의 향상에 유효한 원소이다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 Ca를 함유해도 된다. 그러나 Ca 함유량이 0.0040％를 초과하면, Ca를 함유하는 산 황화물이 조대화되어, 이 산 황화물이, Ni강의 극저온에 있어서의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Ca 함유량의 상한을 0.0040％로 제한한다. Ca 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0030％로 한다.
Ca는, 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. Ca 함유량의 하한을 0.0005％, 0.0010％, 또는 0.0015％로 해도 된다.
(REM: 0 내지 0.0050％)
REM(희토류 금속 원소)은, Sc, Y 및 란타노이드로 이루어지는 합계 17원소를 의미한다. REM의 함유량이란, 이들 17원소의 합계 함유량을 의미한다. REM은, Ca와 마찬가지로, 열간 압연에 의해 연신되어 극저온 인성에 대한 유해성이 높아지기 쉬운 개재물인 MnS를 REM의 산 황화물로서 구상화시키므로, Ni강의 극저온 인성의 향상에 유효하다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 Ni강은 REM을 함유해도 된다. 그러나 REM 함유량이 0.0050％를 초과하면, REM을 함유하는 산 황화물이 조대화되어, 이 산 황화물이 Ni강의 극저온에 있어서의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, REM 함유량의 상한을 0.0050％로 제한한다. REM 함유량의 상한은, 바람직하게는 0.0040％로 한다.
REM은, 용강의 제조 시에 불순물로서 Ni강에 혼입되는 경우가 있지만, 그 하한을 특별히 제한할 필요는 없고, 그 하한은 0％이다. REM 함유량의 하한을 0.0005％, 0.0010％, 또는 0.0015％로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 Ni강은, 상기 성분을 함유 또는 제한하고, 잔부가 철 및 불순물을 포함한다. 여기서, 불순물이란, 강을 공업적으로 제조할 때, 광석이나 스크랩 등과 같은 원료를 비롯하여, 제조 공정의 다양한 요인에 의해 혼입되는 성분이며, 본 실시 형태에 관한 Ni강에 악영향을 미치지 않는 범위에서 허용되는 것을 의미한다. 단, 본 실시 형태에 관한 Ni강에 있어서는, 불순물 중, P 및 S에 대해서는, 상술한 바와 같이, 상한을 규정할 필요가 있다.
본 실시 형태에 관한 Ni강에는, 상기 성분 외에, 강재 자체의 강도, 극저온 인성 등을 한층 개선할 목적으로, 혹은 스크랩 등의 부원료로부터의 불순물로서, 이하의 합금 원소를 함유시켜도 된다. 또한, 이하에 설명하는 Sb, Sn, As, Co, Zn, 및 W의 함유량의 상하한값, 및 바람직한 상하한값은, 판 두께 및 Ni 함유량에 관계없이 동일한 값이다.
Sb는, Ni강의 극저온 인성을 저감시키는 원소이다. 그 때문에, Sb 함유량은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.
Sn은, Ni강의 극저온 인성을 저감시키는 원소이다. 그 때문에, Sn 함유량은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.
As는, Ni강의 극저온 인성을 저감시키는 원소이다. 그 때문에, As 함유량은, 0.005％ 이하인 것이 바람직하고, 0.003％ 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.001％ 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 성분의 상기 효과를 충분히 발휘시키기 위해, 본 실시 형태에 관한 Ni강에서는, Co, Zn 및 W 함유량을, 각각 0.01％ 이하 또는 0.005％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Sb, Sn, As, Co, Zn 및 W의 하한을 제한할 필요는 없고, 각 원소의 하한은 0％이다. 또한, 하한의 규정이 없거나, 또는 하한이 0％인 합금 원소(예를 들어, P, S, Cu, Cr, Nb, V, Ti, B, Ca 및 REM)가 의도적으로 첨가되었다고 해도, 또는 불순물로서의 혼입이라도, 그 함유량이 상술한 규정 범위 내에 있으면, 그 Ni강(강재)은 본 실시 형태에 관한 Ni강이라고 해석한다.
다음으로, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 금속 조직에 대해 설명한다. 또한, Ni 함유량 및 판 두께에 따른 더 한층의 한정을 필요로 하는 요건에 관해서는, 그 취지를 적절하게 설명한다.
본 발명자들은, 극저온에서는, 구 오스테나이트 입계에서 파괴가 발생하여, 인성이 저하되기 쉬운 것을 새롭게 알아냈다. 본 실시 형태에 관한 Ni강은, 열간 압연을 실시하고, 수랭한 후에, 중간 열처리 및 템퍼링이라고 하는 열처리를 실시하여 제조된다. 본 실시 형태에 관한 Ni강에 있어서, 구 오스테나이트 입계란, 주로 열간 압연 후, 수랭 개시 전에 존재하던 오스테나이트의 입계이다. 열간 압연 후, 수랭 개시 전에 존재하는 구 오스테나이트 입계에는, 조대한 것이 많다. 조대한 구 오스테나이트 입계에는 Mn, P 및 Si가 편석되고, 이러한 원소들이 구 오스테나이트 입계의 결합력을 저하시켜, Ni강의 극저온에서의 인성을 손상시키는 것이라고 생각된다.
또한, 중간 열처리 시에도 새롭게 구 오스테나이트 입계가 생성되지만, 본 실시 형태에 관한 Ni강의, 중간 열처리의 온도는, 610 내지 650℃로 낮기 때문에, 중간 열처리 시에 생성된 새로운 오스테나이트에는, 조대한 것이 매우 적다. 조대하지 않은 새로운 구 오스테나이트 입계에 편석되는 Mn, P, Si의 양은, 열간 압연 시에 확산되는 양에 비해 적다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입계 중, 조대하지 않은 구 오스테나이트 입계(그 대부분은, 중간 열처리 시에 생성된 구 오스테나이트 입계임)로부터의 파괴는 비교적 일어나기 어렵다.
구 오스테나이트 입자의 입경이나 애스펙트비를 측정하는 경우에는, 조대한 구 오스테나이트 입자만을 측정한다. 본 실시 형태에서는, 구 오스테나이트 입계가 조대한지 여부의 판단은, 그 구 오스테나이트 입자의 입경이 2.0㎛ 이상인지 여부에 의해 판단한다. 즉, 입경이 2.0㎛ 미만인 구 오스테나이트 입자는, Ni강의 저온 인성을 손상시키지 않는 구 오스테나이트 입자라고 판단하여, 입경이 2.0㎛ 미만인 구 오스테나이트 입자를 제외하고 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이나 평균 애스펙트비를 측정한다. 이 방법에 의해, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 평균 애스펙트비를 얻는다. 본 실시 형태에 관한 Ni강에 있어서, 「구 오스테나이트 입자의 평균 입경」이란, 입경이 2.0㎛ 이상인 구 오스테나이트 입자 각각의 입경의 평균값을 의미하고, 「구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비」란, 입경이 2.0㎛ 이상인 구 오스테나이트 입자 각각의 애스펙트비의 평균값을 의미한다.
본 발명자들은, 극저온에서, 구 오스테나이트 입계에서의 파괴를 억제하는 수단에 대해 수많은 검토를 실시하였다. 그 결과, 본 발명자들은, (A) C의 함유량을 0.040 내지 0.080％로 할 것(단, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 경우이고, (B) 내지 (G)에 대해서도 마찬가지), (B) Si의 함유량을 0.03 내지 0.30％로 할 것, (C) Mn의 함유량을 0.20 내지 0.80％로 할 것, (D) P 함유량을 0.0070％ 이하로 할 것, (E) Mo 함유량을 0.10％ 이상, 0.50％ 이하로 할 것, (F) 구 오스테나이트 입자의 입경 및 애스펙트비를 제어할 것, 및 (G) 오스테나이트 상의 체적 분율을 제어할 것이라는 7개의 조건을 동시에 충족하는 것이, Ni강의 극저온에서의 인성을 향상시키기 위해 필요한 것을 알아냈다. 또한 본 발명자들은, Ni강의 판 두께가 16㎜ 이하이고, 또한 상술한 여러 조건 등을 한층 엄격하게 제한한 경우, Ni 함유량이 11.5％ 미만이라도 충분한 극저온 인성을 Ni강에 부여하는 것이 가능해짐으로써, Ni 함유량을 감소시켜 원료 비용을 삭감 가능하다고 하는 지견도 얻었다.
극저온에서는, 조대한 구 오스테나이트 입계와 같은, 결합력이 비교적 약한 부분에서 파괴가 발생하기 쉽게 되어 있다고 추정된다. 따라서, 조대한 구 오스테나이트 입계의 결합력을 약화시키는 시멘타이트, Mn 및 P의 편석을 억제함으로써, 구 오스테나이트 입계의 결합력의 저하를 억제할 수 있다고 생각된다. 또한, C 함유량 및 Si 함유량의 증가, 그리고 구 오스테나이트 입자의 조대화는, 입계 시멘타이트의 조대화를 촉진시킨다. 따라서, Ni강의 극저온에서의 인성을 향상시키기 위해, C 함유량 및 Si 함유량의 억제, 그리고 구 오스테나이트 입자의 세립화가 필요하다.
(판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 입경: 3.0 내지 12.0㎛)
판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 입경은 3.0 내지 12.0㎛로 할 필요가 있다. 본 실시 형태에 있어서, 특별히 정함이 없는 한, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이란, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 것을 나타낸다. 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 12.0㎛를 초과하면, 구 오스테나이트 입계에 조대한 시멘타이트가 석출된다. 또한, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 12.0㎛를 초과하면, 입계에 있어서의 Mn 및 P의 농도가 상승한다.
구 오스테나이트 입계에 있어서의 조대한 시멘타이트의 석출, 그리고 Mn 및 P의 농화는, 구 오스테나이트 입계의 결합력을 약화시켜 구 오스테나이트 입계에서의 파괴를 야기하는 경우가 있다. 또한, 구 오스테나이트 입계에 있어서의 조대한 시멘타이트가 석출된 개소, 그리고 Mn 및 P가 농화된 개소는, 취성 파괴의 발생의 기점이 되는 경우가 있다. 이와 같이, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 증대는, Ni강의 극저온 인성을 저하시킨다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 상한을 12.0㎛로 한다. 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 상한을 10.0㎛, 9.0㎛, 8.0㎛, 7.0㎛, 또는 6.0㎛로 해도 된다.
구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 3.0㎛ 미만으로 세립화하기 위해서는, 열처리의 횟수를 증가시키는 등, 제조 비용의 상승을 수반하는 수단이 필요해지므로, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 하한을 3.0㎛로 한다. 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 하한을 3.5㎛, 4.0㎛, 또는 5.0㎛로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경: 6.0㎛ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 6.0㎛ 이하로 할 필요가 있다. 필요에 따라서, 그 상한을 5.5㎛, 또는 4.0㎛로 해도 된다. Ni 함유량이 적은 경우, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
(판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비: 2.6 내지 10.0)
본 실시 형태에서는, 상술한 화학 성분을 갖는 강에 후술하는 제조 방법을 적용하면, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비는 2.6 내지 10.0이 된다.
본 실시 형태에 있어서, 특별히 정함이 없는 한, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비란, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 것을 나타낸다. 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비란, 압연 방향에 평행한 면(L면)에서의 구 오스테나이트 입자의 길이와 두께의 비, 즉, 구 오스테나이트 입자의 압연 방향 길이/구 오스테나이트 입자의 판 두께 방향의 두께이다.
구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 10.0을 초과하면, 미재결정 영역에서의 과도한 압연에 의해, 구 오스테나이트 입경이 12.0㎛를 초과하여, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 압연 방향을 따른 구 오스테나이트 입계에서는, 시멘타이트가 조대화되기 쉽다. 구 오스테나이트 입계에 조대한 시멘타이트가 석출되면, 구 오스테나이트 입계에 작용하는 응력이 높아져, 구 오스테나이트 입계에서의 파괴가 발생하기 쉬워진다. 그 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비의 상한을 10.0으로 한다. 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비의 상한은, 9.0, 또는 8.0으로 해도 된다. 그 하한은, 2.8, 3.2, 3.6, 4.1, 4.6, 또는 5.1로 해도 된다. 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비의 상하한값, 및 바람직한 상하한값은, 판 두께 및 Ni 함유량에 관계없이 상술한 값이 된다.
구 오스테나이트의 평균 입경 및 평균 애스펙트비의 측정은, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면(L면)을 관찰면으로 하여 행한다.
구 오스테나이트 입계는, 관찰면을 피크르산 포화 수용액으로 부식시킴으로써 현출시킨다. 부식 처리한 L면의 판 두께 중심부의 확대 사진을, 주사형 전자 현미경(SEM)으로 1000배 또는 2000배의 배율로, 5시야 이상 촬영한다. 이들 SEM 사진에 포함되는, 적어도 20개의 원상당 입경(직경) 2.0㎛ 이상의 구 오스테나이트 입자의 원상당 입경(직경)을 화상 처리에 의해 구하고, 이들의 평균값을 산출함으로써, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 얻는다. 입경이 2.0㎛ 미만인 구 오스테나이트 입자가 포함되는 경우, 이것을 제외하고 상술한 측정을 실시한다.
또한, 상술한 SEM 사진에 포함되는, 적어도 20개의 원상당 입경(직경) 2.0㎛ 이상의 구 오스테나이트 입자의, 압연 방향의 길이와 두께 방향의 두께의 비(애스펙트비)를 측정한다. 측정하여 얻어진 애스펙트비의 평균값을 산출함으로써, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트의 평균 애스펙트비를 얻는다.
(판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서의 오스테나이트 상의 체적 분율: 2.0 내지 20.0체적％)
본 실시 형태에 관한 Ni강은, 극저온에 있어서의 인성을 높이기 위해, 실온의 Ni강의 판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서, 오스테나이트 상을 2.0체적％ 이상 함유한다. 본 실시 형태에 있어서, 특별히 정함이 없는 한, 오스테나이트 상의 체적 분율이란, 판 두께 중심부에서 측정되는 것을 나타낸다. 또한, 이 오스테나이트 상은 구 오스테나이트와는 달리, 템퍼링 후의 Ni강에 존재하는 오스테나이트 상이다. 오스테나이트 상의 체적 분율은, X선 회절법으로 측정한다.
실온에서 2.0 내지 20.0체적％의 오스테나이트 상이 Ni강의 판 두께 중심부에 포함되는 경우, 그 Ni강에는, 극저온까지 냉각되어도, 극저온에서의 인성의 확보에 필요한 양의 안정된 오스테나이트 상이 존재한다고 생각된다. 극저온에서도 안정된 오스테나이트 상이 존재하는 경우, 부하되는 응력이나 변형이 오스테나이트의 소성 변형에 의해 완화되므로, Ni강의 인성이 향상된다고 생각된다. 또한, 오스테나이트 상은, 구 오스테나이트 입계 및 템퍼링 마르텐사이트의 블록 경계, 그리고 라스 경계 등에, 비교적 균일하고 미세하게 생성된다. 즉, 취성 파괴의 발생의 기점이 될 가능성이 높은 상인, 경질 상의 근방에 오스테나이트 상이 존재함으로써, 경질 상의 주위로의 응력 및 변형 등의 집중을 완화하여, 취성 파괴의 발생의 억제에 기여한다고 생각된다.
2.0체적％ 이상의 오스테나이트 상을 판 두께 중심부에 생성시킨 결과, 취성 파괴의 발생 기점이 되는 조대한 시멘타이트를 대폭 감소시킬 수 있다고 생각된다. 그 때문에, 판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서의 오스테나이트 상의 체적 분율의 하한을 2.0체적％로 한다. 판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서의 오스테나이트 상의 체적 분율의 하한을 3.0체적％, 또는 4.0체적％로 해도 된다.
한편, 오스테나이트 상의 체적 분율이 20.0체적％를 초과하면, 오스테나이트 상으로의 C 등의 농화가 불충분해져, 극저온에서는 오스테나이트 상이 마르텐사이트로 변태될 가능성이 높아진다. 극저온에서 마르텐사이트로 변태되는 불안정한 오스테나이트 상은, Ni강의 극저온 인성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에, 판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서의 오스테나이트 상의 체적 분율의 상한을 20.0체적％로 한다. 판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서의 오스테나이트 상의 체적 분율의 상한을 15.0체적％, 12.0체적％, 10.0체적％, 또는 6.0체적％로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, 오스테나이트 상의 체적 분율: 바람직하게는 6.0체적％ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, 오스테나이트 상의 체적 분율을 6.0체적％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 필요에 따라서, 오스테나이트 상의 체적 분율의 상한을 5.0체적％, 4.5체적％, 또는 4.0체적％로 해도 된다.
본 실시 형태에 관한 Ni강의 금속 조직의 잔부는, 주로 템퍼링 마르텐사이트이다. 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 평균 애스펙트비가 상술한 범위 내인 Ni강을 제조하기 위해서는, 열간 압연 후에 수랭, 중간 열처리, 및 템퍼링을 실시할 필요가 있다. 이러한 제조 방법을 상술한 화학 조성을 갖는 강에 적용한 경우, 얻어지는 금속 조직의 잔부(즉, 모상)는 필연적으로 템퍼링 마르텐사이트가 된다. 또한, 본 실시 형태에 관한 Ni강은, 금속 조직의 잔부가 오스테나이트 및 템퍼링 마르텐사이트 중 어느 것으로도 분류되지 않는 상(예를 들어, 조대 개재물 등)을 함유하는 경우가 있다. 판 두께 중심부의 금속 조직에 있어서의 오스테나이트 상 및 템퍼링 마르텐사이트 상의 합계 체적 분율이 99％ 이상인 경우, 이들 이외의 상의 함유는 허용된다. 또한, 템퍼링 마르텐사이트 상의 체적 분율을 측정하는 경우, 부식액으로서 나이탈을 사용한 조직 관찰에 의해 측정한 면적 분율을, (면적 분율은 기본적으로 체적 분율과 동일하므로) 그대로 체적 분율로 한다.
판 두께 중심부에 있어서의 오스테나이트 상의 체적 분율은, Ni강의 판 두께 중심부로부터 Ni강의 판면에 평행한 면을 갖는 샘플을 채취하고, 이 샘플에 X선 회절법을 적용함으로써 측정한다. 오스테나이트 상의 체적 분율은, X선 피크의 오스테나이트(면심입방 구조)와 템퍼링 마르텐사이트(체심입방 구조)의 적분 강도의 비로부터 구한다. 구체적으로는, 채취한 시료의 X선 회절을 행하고, BCC 구조 α상의 (111)면, (200)면 및 (211)면의 적분 강도와, FCC 구조의 오스테나이트 상의 (111)면, (200)면 및 (220)면의 적분 강도의 비로부터, 오스테나이트 상의 체적 분율을 측정하면 된다.
또한, 본 실시 형태에 있어서는, 오스테나이트 상의 체적 분율의 측정 전에, 시험편을 극저온으로 냉각하는 처리(이른바, 심랭 처리)는 불필요하다. 그러나 심랭 처리 후의 시험편밖에 없는 등의 경우, 심랭 처리 후의 시험편으로 오스테나이트 상의 체적 분율을 측정해도 된다.
(판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경: 바람직하게는 2.0 내지 7.0㎛)
판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경(이하 「평균 유효 결정 입경」이라고 약기함)은, 2.0 내지 7.0㎛로 하는 것이 바람직하다. 본 실시 형태에 있어서, 유효 결정 입경은, 15° 이상의 방위차를 갖는 금속 조직의 경계로 둘러싸인 영역(유효 결정립)의 원상당 직경이라고 정의한다. 본 실시 형태에 있어서, 특별히 정함이 없는 한, 평균 유효 결정 입경이란, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 것을 나타낸다.
유효 결정립을 미세화하면, 파괴 균열의 전파의 저항이 커져, Ni강의 인성이 향상된다. 단, 평균 유효 결정 입경을 2.0㎛ 미만으로 미세화하기 위해서는, 열처리의 횟수를 증가시키는 등, 제조 비용의 상승을 수반하는 수단이 필요해지므로, 평균 유효 결정 입경의 하한을 2.0㎛로 하는 것이 바람직하다. 평균 유효 결정 입경의 하한을 3.0㎛, 4.0㎛, 또는 5.0㎛로 해도 된다. 한편, 평균 유효 결정 입경이 7.0㎛를 초과하면, 취성 파괴의 발생의 기점이 되는 경질 상인 구 오스테나이트 입계, 템퍼링 마르텐사이트 중의 조대한 시멘타이트, 그리고 조대한 AlN, MnS 및 알루미나 등의 개재물에 작용하는 응력이 높아져, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 따라서, 평균 유효 결정 입경의 상한을 7.0㎛로 하는 것이 바람직하다. 평균 유효 결정 입경의 상한을 6.0㎛, 5.0㎛, 또는 4.0㎛로 해도 된다.
(Ni 함유량이 적은 경우, 평균 유효 결정 입경: 바람직하게는 4.0㎛ 이하)
Ni 함유량이 적은 경우, 평균 유효 결정 입경의 상한을 4.0㎛로 하는 것이 바람직하다. Ni 함유량이 적은 경우, 평균 유효 결정 입경의 하한, 및 바람직한 하한은, Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강의 것과 동일하다고 하면 된다.
평균 유효 결정 입경은, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면(L면)을 관찰면으로 하여, 주사형 전자 현미경에 부속된 전자 후방 산란 전자선 회절(Electron Back Scatter Diffraction: EBSD) 해석 장치를 사용하여 측정한다. 배율 2000배의 5시야 이상의 관찰을 행하여, 15° 이상의 방위차를 갖는 금속 조직의 경계를 입계로 간주한다. 이 입계로 둘러싸인 결정립을 유효 결정립으로 간주하고, 유효 결정립의 원상당 입경(직경)을 화상 처리에 의해 구한다. 이 원상당 입경의 평균값을 산출함으로써, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경을 얻는다.
(판 두께: 4.5 내지 20㎜)
본 실시 형태에 관한 Ni강은 주로 Ni 강판이며, 그 판 두께는, 4.5 내지 20㎜로 한다. 판 두께가 4.5㎜ 미만인 Ni강은, 예를 들어 액체 수소 탱크와 같은 거대 구조물의 재료로서 사용될 일은 거의 없으므로, 4.5㎜를 판 두께의 하한으로 하였다. 판 두께가 20㎜ 초과인 경우, 재가열 ?칭 시의 냉각 속도가 매우 느려지므로, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 성분 범위(특히, Ni양)에서는 저온 인성의 확보가 매우 어려워진다. 필요에 따라서, 판 두께의 하한을 6㎜, 8㎜, 10㎜, 또는 12㎜로 해도 되고, 판 두께의 상한을 16㎜, 12㎜, 또는 11㎜로 해도 된다.
(실온에서의 항복 응력: 590 내지 710㎫)
(실온에서의 인장 강도: 690 내지 810㎫)
본 실시 형태에 관한 Ni강의 실온에서의 항복 응력은 590 내지 710㎫이다. 또한, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 실온에서의 인장 강도는 690 내지 810㎫로 한다. 실온에서의 항복 응력의 하한값을 600㎫, 620㎫, 또는 640㎫로 해도 된다. 실온에서의 항복 응력의 상한값을 690㎫, 670㎫, 또는 650㎫로 해도 된다. 실온에서의 인장 강도의 하한값을 700㎫, 720㎫, 또는 740㎫로 해도 된다. 실온에서의 인장 강도의 상한값을 780㎫, 760㎫, 또는 750㎫로 해도 된다. 또한, 본 실시 형태에 있어서 실온이란, 20℃이다.
다음으로, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 제조 방법에 대해 설명한다. 본 실시 형태에 관한 Ni강은, 제조 방법에 구애되지 않고, 상술한 구성을 갖고 있으면, 그 효과가 얻어진다. 그러나 예를 들어 이하와 같은 제조 방법에 의하면, 본 실시 형태에 관한 Ni강이 안정적으로 얻어진다.
본 실시 형태에 관한 Ni강의 제조 방법은,
용강 온도를 1650℃ 이하로 하여, 용강 O 농도를 0.01％ 이하, 용강 S 농도를 0.02％ 이하로 한 상태에서, 원소의 함유량의 조정을 행한 후, 연속 주조에 의해 강편을 제조하는 공정과,
얻어진 강편을 950 내지 1160℃로 가열하고, 20 내지 180분 유지하는 공정과,
강편을, 열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 90 내지 95％이고, 종료 온도가 680 내지 850℃인 조건에서 열간 압연하여, 열연 강판을 얻는 공정과,
열연 강판을, 냉각 개시 온도를 580 내지 850℃로 하고 실온까지 수랭하는 공정과,
열연 강판을, 중간 열처리 온도를 610 내지 650℃로 하고, 유지 시간을 20 내지 180분으로 하여 중간 열처리하는 공정과,
열연 강판을, 템퍼링 온도를 530 내지 570℃로 하고, 유지 시간을 20 내지 180분으로 하여 템퍼링 하는 공정을 구비한다. 이들 제조 조건은, Ni 함유량 등에 따라서, 더 한정하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 그 제조 조건의 상세에 대해 설명한다.
(가열 온도: 950 내지 1160℃)
(가열의 유지 시간: 20 내지 180분)
열간 압연 시의 재결정에 의한 구 오스테나이트 입자의 균질한 세립화는, 본 실시 형태에 관한 Ni강의 극저온 인성을 확보하는 데 있어서 특히 중요하다. 그 때문에, 열간 압연에 있어서의 온도 및 압하율을 엄격하게 규제하는 것이 바람직하다. 열간 압연 시의 강편의 가열 온도는, 950 내지 1160℃이다. 가열 온도가 950℃를 하회하면, 소정의 열간 압연의 종료 온도를 하회하는 경우가 있다. 가열 온도가 1160℃를 상회하면, 강편의 가열 시에 오스테나이트 입경이 조대해져, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 가열의 유지 시간은 20 내지 180분이다. 가열의 유지 시간이 20분 미만이면, 강 중의 오스테나이트 변태가 충분히 진전되지 않는 경우가 있다. 한편, 가열의 유지 시간이 180분을 초과하면, 강 중의 오스테나이트 입자가 조대화되는 경우가 있다.
Ni 함유량이 적은 경우, 가열 온도를 950 내지 1100℃로 한다. Ni 함유량이 적은 경우, 가열의 유지 시간은 20 내지 180분으로 한다.
(열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율: 90 내지 95％)
열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 90％를 하회하면, 압연 중의 강편에 있어서 오스테나이트의 재결정에 의한 오스테나이트 입자의 세립화가 불충분해지고, 압연 후의 오스테나이트 입자의 일부가 조대화되어, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율의 하한은 90％이다.
열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 95％를 상회하면, 압연 시간이 장시간이 되어, 생산성이 떨어질 가능성이 있다. 그 때문에, 열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율의 상한은 95％이다.
Ni 함유량이 적은 경우도, 열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율은 90 내지 95％로 한다.
(열간 압연의 종료 온도: 680 내지 850℃)
열간 압연의 종료 온도가 680℃를 하회하면, 수랭 개시 온도가 580℃를 하회하여, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 또한, 열간 압연의 종료 온도가 680℃를 하회하면, 수랭 개시 온도가 580℃를 하회하여, Ni강의 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도가 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연의 종료 온도의 하한을 680℃로 한다.
열간 압연의 종료 온도가 850℃를 상회하면, 압연에 의해 도입된 전위가 회복에 의해 감소하여 Ni강의 극저온 인성이 부족한 경우가 있다. 또한, 열간 압연의 종료 온도가 850℃를 상회하면, Ni강의 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도가 부족한 경우가 있다. 그 때문에, 열간 압연의 종료 온도의 상한은 850℃로 한다.
Ni 함유량이 적은 경우, 열간 압연의 종료 온도를 680 내지 770℃로 한다.
(수랭 개시 온도: 580 내지 850℃)
열간 압연 후의 냉각은, 수랭에 의해 행한다. 수랭 종료 온도는, 200℃ 이하로 한다.
수랭 개시 온도는, 580 내지 850℃로 한다. 수랭 개시 온도가 580℃를 하회하면, 실온에서의 항복 응력 또는 인장 강도가 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 수랭 개시 온도의 하한을 580℃로 한다. 수랭 개시 온도의 상한은 특별히 규제할 필요는 없고, 열간 압연의 종료 후, 즉시 수랭을 개시한다. 열간 압연의 종료 온도의 상한이 850℃이므로, 이것을 수랭 개시 온도의 상한으로 한다. 수랭 시의 평균 냉각 속도는, 10℃/초 이상으로 한다.
Ni 함유량이 적은 경우, 열간 압연의 종료 온도의 상한이 770℃이므로, 이것을 수랭 개시 온도의 상한으로 한다. 따라서, Ni 함유량이 적은 경우, 수랭 개시 온도를 580 내지 770℃로 한다. 또한, Ni 함유량이 적은 경우도, 200℃ 이하까지 수랭한다. 수랭 시의 평균 냉각 속도는, 10℃/초 이상으로 한다.
(중간 열처리 온도: 610 내지 650℃)
(중간 열처리의 유지 시간: 20 내지 180분)
중간 열처리는, 수냉 후의 열연 강판을 중간 열처리 온도까지 가열하고, 중간 열처리 온도에서 유지하고, 이어서 냉각하는 열처리이다. 중간 열처리는, 극저온 인성의 향상에 기여하는 유효 결정 입경의 세립화 및 오스테나이트 상의 확보에 유효하다.
중간 열처리 온도는 610 내지 650℃로 한다. 중간 열처리 온도가 610℃를 하회하면, 오스테나이트 변태가 불충분해지는 경우가 있다. 또한, 중간 열처리 온도가 610℃를 하회하면, 과도하게 템퍼링된 템퍼링 마르텐사이트의 분율이 증가하여, 모재 강도가 저하되는 경우가 있다. 또한, 중간 열처리 온도가 610℃를 하회하면, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 중간 열처리 온도의 하한은 610℃로 한다.
중간 열처리 온도가 650℃를 상회하면, 열연 강판에 있어서 과잉으로 오스테나이트 변태가 진전된다. 그 결과, 오스테나이트를 안정된 상태로 유지하는 것이 곤란해져, 체적 분율로 2.0％ 이상의 오스테나이트 상을 확보하는 것이 곤란해지는 경우가 있다. 또한, 중간 열처리 온도가 650℃를 상회하면, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 중간 열처리 온도의 상한은 650℃로 한다.
중간 열처리의 유지 시간은 20 내지 180분으로 한다. 중간 열처리의 유지 시간이 20분 미만이면, 오스테나이트 변태가 충분히 진전되지 않는 경우가 있다. 한편, 중간 열처리의 유지 시간이 180분을 초과하면, 탄화물이 석출되는 경우가 있다. 중간 열처리 시의 냉각 방법은, 템퍼링 취화를 피하기 위해 수랭으로 하고, 200℃ 이하까지 수랭한다. 수랭 시의 평균 냉각 속도는, 8℃/초 이상으로 한다.
(템퍼링 온도: 530 내지 570℃)
(템퍼링의 유지 시간: 20 내지 180분)
템퍼링은, 중간 열처리 후의 열연 강판을 템퍼링 온도까지 가열하고, 템퍼링 온도에서 유지하고, 이어서 냉각하는 열처리이다. 템퍼링은, 오스테나이트 상의 확보에 유효하다. 템퍼링 온도는 530 내지 570℃로 한다.
템퍼링 온도가 530℃를 하회하면, 체적 분율로 2.0％ 이상의 오스테나이트 상을 확보하는 것이 곤란해져, Ni강의 극저온 인성이 불충분해지는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼링 온도의 하한은 530℃로 한다. 템퍼링 온도가 570℃를 상회하면, Ni강의 실온에서의 오스테나이트 상이 20.0체적％를 초과해 버린다. 이러한 Ni강을 극저온까지 냉각하면, 일부의 오스테나이트가 고C 마르텐사이트로 변태되어, Ni강의 극저온 인성이 저하되는 경우가 있다. 그 때문에, 템퍼링 온도의 상한은 570℃로 한다.
템퍼링의 유지 시간은, 20 내지 180분으로 한다. 템퍼링의 유지 시간이 20분 미만이면, 오스테나이트의 안정성이 충분히 확보되지 않는 경우가 있다. 한편, 템퍼링의 유지 시간이 180분을 초과하면, Ni강의 인성에 악영향을 미치는 탄화물이 석출되는 경우, 및 Ni강의 인장 강도가 현저하게 저하되는 경우가 있다. 템퍼링 시의 냉각 방법은, 템퍼링 취화를 피하기 위해 수랭으로 하고, 200℃ 이하까지 냉각한다. 수랭 시의 평균 냉각 속도는, 5℃/초 이상으로 한다.
실시예
이하에 본 발명의 실시예를 나타내는데, 이하에 나타내는 실시예는 본 발명의 일례이며, 본 발명은 이하에 설명하는 실시예에 제한되는 것은 아니다.
(실시예 1: Ni 함유량이 11.5％ 이상인 Ni강)
전로에 의해 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 100 내지 360㎜인 슬래브를 제조하였다. 표 1, 표 2에 강종 A1 내지 A25의 화학 성분을 나타낸다. 이들 슬래브를 가열하고, 제어 압연을 행하여, 그대로 수랭하고, 중간 열처리, 템퍼링의 열처리를 실시하여 강판을 제조하였다. 열간 압연 시의 가열의 유지 시간은 30 내지 120분으로 하였다. 중간 열처리 및 템퍼링의 열처리의 유지 시간은 20 내지 60분으로 하였다. 열간 압연 후의 수랭은, 200℃ 이하까지 행하였다. 중간 열처리 및 템퍼링의 열처리에 있어서의 냉각 수단은 수랭으로 하고, 수랭은 각 열처리에 있어서의 처리 온도로부터 200℃ 이하까지 행하였다. 강판으로부터 샘플을 채취하여, 금속 조직, 인장 특성, 인성을 평가하였다.
Figure pct00001
Figure pct00002
판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 입경(이하, 구 오스테나이트의 평균 입경이라고 기재하는 경우가 있음)은, 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면(L면)을 관찰면으로 하여 측정하였다. 구 오스테나이트의 입경은, JIS G 0551에 준거하여 측정하였다. 먼저, 시료의 관찰면을 피크르산 포화 수용액으로 부식시킴으로써, 구 오스테나이트 입계를 현출시켰다. 부식 처리한 L면의 확대 사진을, 주사형 전자 현미경(SEM)으로 1000배 혹은 2000배의 배율로 5시야 이상 촬영하였다. 이들 SEM 사진에 포함되는, 적어도 20개의 원상당 입경(직경) 2.0㎛ 이상의 구 오스테나이트 입자의 원상당 입경(직경)을 화상 처리에 의해 구하였다. 이들 원상당 직경의 평균값을 산출함으로써, 구 오스테나이트의 평균 입경을 구하였다.
또한, 본 발명강에서는, 구 오스테나이트의 입계가 파괴되기 어렵도록, 구 오스테나이트 입자의 세립화 및 P 함유량의 억제 등을 실시하므로, L면을 부식 처리해도, 구 오스테나이트 입계를 동정하기 어려운 경우가 있다. 이러한 경우, 샘플을 450 내지 490℃로 가열한 후, 1시간 이상 유지하는 열처리를 실시하고 나서, 상술한 방법으로 구 오스테나이트의 평균 입경을 측정하였다.
450 내지 490℃에서의 열처리를 행하여도 구 오스테나이트 입계의 동정이 어려운 경우는, 열처리 후의 샘플로부터 샤르피 시험편을 채취하고, 이 시험편을 사용하여 -196℃에서 충격 시험을 행하여, 구 오스테나이트 입계에서 파괴를 발생시킨 샘플을, 오스테나이트의 평균 입경의 측정에 사용하였다. 이 경우는, 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면(L면)으로 파면의 단면을 제작하고, 부식 처리를 행하였다. 그 후, 판 두께 중심부의 파면의 단면의 구 오스테나이트 입계를 주사형 전자 현미경으로 동정하여, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경을 측정하였다. 상술한 열처리에 의해 구 오스테나이트 입계를 취화시키면, 샤르피 시험 시의 충격하중에 의해 구 오스테나이트 입계에 미소한 크랙이 발생하기 때문에, 구 오스테나이트 입계를 동정하기 쉬워진다.
판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비(이하, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비라고 기재하는 경우가 있음)는, 상술한 SEM 사진에 포함되는, 적어도 20개의 원상당 입경(직경) 2.0㎛ 이상의 구 오스테나이트 입자의, 압연 방향의 길이와 두께 방향의 길이의 비(애스펙트비)를 측정하고, 그들의 평균값을 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비로 하였다.
판 두께 중심부의 금속 조직에 포함되는 오스테나이트 상의 체적 분율(이하, 오스테나이트 상의 체적 분율이라고 기재하는 경우가 있음)은, Ni강의 판 두께 중심부로부터 판면에 평행한 면을 갖는 샘플을 채취하여, 이 샘플에 X선 회절법을 적용함으로써 측정하였다. 오스테나이트 상의 체적 분율은, X선 피크의 오스테나이트(면심입방 구조)와 템퍼링 마르텐사이트(체심입방 구조)의 적분 강도의 비로부터 구하였다.
판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정립(이하, 평균 유효 결정 입경이라고 기재하는 경우가 있음)은, Ni강의 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면(L면)을 관찰면으로 하고, 주사형 전자 현미경에 부속된 EBSD 해석 장치를 사용하여 측정하였다. 배율 2000배로 5시야 이상의 관찰을 행하고, 15° 이상의 방위차를 갖는 금속 조직의 경계를 입계로 간주하였다. 이 입계로 둘러싸인 결정립을 유효 결정립으로 간주하고, 그들의 면적으로부터 원상당 입경(직경)을 화상 처리에 의해 구하였다. 이들 원상당 입경의 평균값을 산출함으로써, 평균 유효 결정 입경을 구하였다.
실온에서의 강도(항복 응력 및 인장 강도)는, 압연 방향에 평행한 방향(L 방향)을 길이 방향으로 하는 JIS Z 2241에 규정된 1A호 전체 두께 인장 시험편을 채취하고, JIS Z 2241에 규정된 방법으로 실온에서 평가하였다. 항복 응력의 목표값은 590 내지 710㎫이고, 인장 강도의 목표값은 690 내지 810㎫이다. 항복 응력은 하항복 응력으로 하였지만, 명료한 하항복 응력이 보이지 않는 경우도 많으며, 그 경우는 0.2％ 내력을 항복 응력으로 하였다.
극저온 인성은, 샘플의 표리면을 각 0.5㎜씩 연마한 전체 두께의 CT 시험편을 압연 방향으로 직각인 방향(C 방향)으로 채취하고, 액체 수소 중(-253℃)에서, ASTM 규격 E1820-13에 규정된 제하 컴플라이언스법에 따라서 J-R 커브를 제작하여, J값을 KIC값으로 환산하였다. 극저온 인성의 목표값은 150㎫·√ｍ 이상이다.
표 3, 표 4에 강종 A1 내지 A25의 화학 성분을 갖는 슬래브를 사용하여 제조한 강판(강재 No.a1 내지 a36)의 판 두께, 제조 방법, 모재 특성, 금속 조직을 나타낸다.
Figure pct00003
Figure pct00004
표 3, 표 4로부터 명백한 바와 같이 제조 No.a1 내지 a14는 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도, 그리고 극저온 인성이, 목표값을 충족하였다.
이에 비해, 비교예인 제조 No.a15는 C 함유량이 적고, 오스테나이트 상의 체적 분율이 낮았기 때문에, 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도, 그리고 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a18은 Mn 함유량이 적고, 오스테나이트 상의 체적 분율이 낮았기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.a16, a17, a19 내지 a22, a24는, 각각, C 함유량, Si 함유량, Mn 함유량, P 함유량, S 함유량, Cr 함유량, Al 함유량이 많았기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a23은 Mo 함유량이 적었기 때문에, 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도가 저하되고, 또한 극저온 인성도 저하되었다.
제조 No.a25는, Nb 함유량 및 B 함유량이 많고, 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비가 컸기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a26은, Ti 함유량 및 N 함유량이 많았기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.a27 내지 a36은, 바람직한 범위로부터 벗어나는 제조 조건을 채용한 예이다. 제조 No.a27은, 가열 온도가 높았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a28은, 열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 커지고, 또한 평균 유효 결정 입경도 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.a29는, 압연 종료 온도가 높았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 커지고, 또한 평균 유효 결정 입경도 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a30은, 가열 온도와 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비가 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.a31은, 가열 온도가 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a32는, 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 애스펙트비가 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.a33은, 중간 열처리 온도가 높았기 때문에, 오스테나이트 상의 체적 분율이 작아져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a34는, 중간 열처리 온도가 낮았기 때문에, 오스테나이트 상의 체적 분율이 작아져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.a35는, 템퍼링 온도가 높았기 때문에, 항복 응력이 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.a36은, 템퍼링 온도가 낮았기 때문에, 오스테나이트 상의 체적 분율이 작아지고, 또한 항복 응력이 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
(실시예 2: Ni 함유량이 11.5％ 미만인 Ni강)
전로에 의해 강을 용제하고, 연속 주조에 의해 두께가 100 내지 300㎜인 슬래브를 제조하였다. 표 5, 표 6에 강종 B1 내지 B25의 화학 성분을 나타낸다. 이들 슬래브를 가열하고, 제어 압연을 행하여, 그대로 수랭하고, 중간 열처리, 템퍼링의 열처리를 실시하여 강판을 제조하였다. 열간 압연 시의 강편 가열의 유지 시간은 30 내지 120분으로 하였다. 중간 열처리 및 템퍼링의 열처리의 유지 시간은 20 내지 60분으로 하였다. 열간 압연 후의 수랭은, 200℃ 이하까지 행하였다. 중간 열처리 및 템퍼링의 열처리에 있어서의 냉각 수단은 수랭으로 하고, 수랭은 각 열처리에 있어서의 처리 온도로부터 200℃ 이하까지 행하였다. 강판으로부터 샘플을 채취하여, 금속 조직, 인장 특성, 인성을 평가하였다.
Figure pct00005
Figure pct00006
실시예 2에 있어서의 샘플의 금속 조직의 동정 방법, 기계 특성의 평가 방법, 및 기계 특성의 합격 여부 기준은, 표 1 내지 표 4에 개시된 샘플의 것과 동일하게 하였다. 표 7, 표 8에 강종 B1 내지 B25의 화학 성분을 갖는 슬래브를 사용하여 제조한 강재(제조 No.b1 내지 b36)의 판 두께, 제조 방법, 모재 특성, 금속 조직을 나타낸다.
Figure pct00007
Figure pct00008
표 7, 표 8로부터 명백한 바와 같이 제조 No.b1 내지 b14는 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도, 그리고 극저온 인성이, 목표값을 충족하였다.
이에 비해, 비교예인 제조 No.b15는 C 함유량이 적고, 오스테나이트 상의 체적 분율이 적었기 때문에, 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도, 그리고 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b18은 Mn 함유량이 적고, 오스테나이트 상의 체적 분율이 적었기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.b16, b17, b19 내지 b22 및 b24는, 각각, C 함유량, Si 함유량, Mn 함유량, P 함유량, S 함유량, Cr 함유량, Al 함유량이 많았기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b23은 Mo 함유량이 적었기 때문에, 실온에서의 항복 응력 및 인장 강도, 그리고 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b25는, Nb 함유량 및 B 함유량이 많아, 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 컸기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b26은, Ti 함유량 및 N 함유량이 많았기 때문에, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.b27 내지 b36은, 바람직한 범위로부터 벗어나는 제조 조건을 채용한 예이다. 제조 No.b27은, 가열 온도가 높았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 평균 유효 결정 입경이 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b28은, 열간 압연 시의 950℃ 이하에서의 누적 압하율이 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.b29는, 압연 종료 온도가 높았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 유효 결정 입경이 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b30은, 가열 온도 및 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 평균 애스펙트비가 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.b31은, 가열 온도가 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경 및 평균 애스펙트비가 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b32는, 압연 종료 온도가 낮았기 때문에, 구 오스테나이트 입자의 평균 입경, 평균 애스펙트비 및 평균 유효 결정 입경이 커져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.b33은, 중간 열처리 온도가 높았기 때문에, 오스테나이트 상의 체적 분율이 작아져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b34는, 중간 열처리 온도가 낮았기 때문에, 오스테나이트 상의 체적 분율이 작아져, 극저온 인성이 저하되었다.
제조 No.b35는, 템퍼링 온도가 높았기 때문에, 항복 응력 및 인장 강도가 커져, 극저온 인성이 저하되었다. 제조 No.b36은, 템퍼링 온도가 낮았기 때문에, 항복 응력이 커져, 극저온 인성이 저하되었다.

Claims (5)

  1. 화학 조성이, 질량％로,
    C: 0.040 내지 0.080％,
    Si: 0.03 내지 0.30％,
    Mn: 0.20 내지 0.80％,
    Ni: 10.5 내지 12.4％,
    Mo: 0.10 내지 0.50％,
    Al: 0.010 내지 0.060％,
    N: 0.0015 내지 0.0060％,
    O: 0.0007 내지 0.0030％,
    Cu: 0 내지 0.50％,
    Cr: 0 내지 0.50％,
    Nb: 0 내지 0.020％,
    V: 0 내지 0.080％,
    Ti: 0 내지 0.020％,
    B: 0 내지 0.0020％,
    Ca: 0 내지 0.0040％,
    REM: 0 내지 0.0050％,
    P: 0.0070％ 이하,
    S: 0.0040％ 이하, 및
    잔부: Fe 및 불순물이고,
    판 두께 중심부의 금속 조직이, 2.0 내지 20.0체적％의 오스테나이트 상을 함유하고,
    상기 판 두께 중심부의 압연 방향 및 판 두께 방향에 평행한 면에 있어서 측정되는 구 오스테나이트 입자의 평균 입경이 3.0 내지 12.0㎛이고,
    상기 판 두께 중심부의 상기 압연 방향 및 상기 판 두께 방향에 평행한 상기 면에 있어서 측정되는 상기 구 오스테나이트 입자의 평균 애스펙트비가 2.6 내지 10.0이고,
    판 두께가, 4.5 내지 20㎜이고,
    실온에서의 항복 응력이, 590 내지 710㎫이고,
    상기 실온에서의 인장 강도가, 690 내지 810㎫이고,
    상기 판 두께가 16㎜ 초과인 경우, Ni: 11.5％ 이상이고,
    상기 판 두께가 16㎜ 이하이면서 Ni: 11.5％ 미만인 경우, C: 0.070％ 이하, Si: 0.19％ 이하, Mn: 0.40％ 이하, Al: 0.050％ 이하, N: 0.0050％ 이하, Cr: 0.35％ 이하, Nb: 0.015％ 이하, V: 0.060％ 이하, Ti: 0.015％ 이하, P: 0.0050％ 이하, 및 S: 0.0030％ 이하이고, 또한 상기 구 오스테나이트 입자의 상기 평균 입경이 6.0㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 저온용 니켈 함유 강.
  2. 제1항에 있어서,
    Ni: 11.5％ 이상이고,
    Mn: 0.50％ 이하인
    것을 특징으로 하는 저온용 니켈 함유 강.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    Ni: 11.5％ 이상이고,
    상기 구 오스테나이트 입자의 상기 평균 입경이 9.0㎛ 이하인
    것을 특징으로 하는 저온용 니켈 함유 강.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 판 두께 중심부의 상기 압연 방향 및 상기 판 두께 방향에 평행한 상기 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경이 2.0 내지 7.0㎛인
    것을 특징으로 하는 저온용 니켈 함유 강.
  5. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 판 두께 중심부의 상기 압연 방향 및 상기 판 두께 방향에 평행한 상기 면에 있어서 측정되는 평균 유효 결정 입경이 2.0 내지 4.0㎛인
    것을 특징으로 하는 저온용 니켈 함유 강.
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