KR20220131996A - 강재 및 그의 제조 방법, 그리고 탱크 - Google Patents

강재 및 그의 제조 방법, 그리고 탱크 Download PDF

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Abstract

강재 및 그의 제조 방법, 그리고 탱크를 제공한다. 본 발명의 강재는, 마이크로 조직은, 면적률로 95％ 이상이 FCC이고, 판두께 1/2 위치의 (110)[001] 집합 조직 강도가 10.0 미만이고, 판두께 1/2 위치의 경도가 300HV 미만이고, 판두께 1/2 위치에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상이다.

Description

강재 및 그의 제조 방법, 그리고 탱크
본 발명은, 예를 들면 액화 가스 저조(storage)용 탱크 등의, 매우 저온의 환경에서 사용되는 구조용 강에 제공하기 적합한, 강재 및 그의 제조 방법에 관한 것이다. 또한, 본 발명은, 이 강재를 이용한 탱크에 관한 것이다.
액화 가스 저조용 구조물의 소재로서 열간 압연 강판을 이용하기 위해서는, 사용 환경이 매우 저온이 되는 점에서, 강판은 고강도인 것에 더하여, 저온에서의 인성이 우수한 것도 요구된다. 예를 들면, 액화 천연 가스의 저조에 열간 압연 강판을 사용하는 경우는, 액화 천연 가스의 비점: －164℃ 이하에서 우수한 인성이 확보되어 있을 필요가 있다. 강재의 저온 인성이 뒤떨어지면, 극저온 저조용 구조물로서의 안전성을 유지할 수 없게 될 가능성이 있기 때문에, 적용되는 강재에 대한 저온 인성 향상의 요구는 강하다. 또한, 이후의 설명에 있어서, －164℃ 이하의 극저온역을 포함하여 「저온」이라고 총칭한다.
이 요구에 대하여, 종래, 저온에서 취성을 나타내지 않는 오스테나이트를 강판의 조직으로 하는 오스테나이트계 스테인리스강이나 9％ Ni강, 혹은 5000계 알루미늄 합금이 사용되어 왔다. 그러나, 합금 비용이나 제조 비용이 비싼 점에서, 염가이고 저온 인성이 우수한 강재에 대한 요망이 있다.
그래서, 종래의 저온용 강을 대신하여 새로운 강재로서, 비교적 염가인 오스테나이트 안정화 원소인 Mn을 다량으로 첨가한 고Mn강을 저온 환경의 구조용 강으로서 사용하는 것이, 예를 들면 특허문헌 1에 제안되어 있다.
특허문헌 1에는, 탄화물의 면적 분율을 5％ 이하로 하는 등에 따라, 용접 열 영향부에 있어서 저온 인성을 확보하는 기술이 제안되어 있다.
일본공표특허공보 2015-508452호
특허문헌 1에 기재된 오스테나이트계 강재는, 탄화물 억제의 관점에서 용접 열 영향부의 냉각 속도가 10℃/s 이상으로 한정되어 있다. 판두께 10㎜ 미만의 강판을 10℃/s 이상으로 냉각한 경우, 강판에 휨이나 왜곡이 발생하기 쉽고, 형상 교정 등의 여분의 공정이 필요해져 생산성이 저해된다. 일반적으로, 압연 폭 방향(C 방향)의 저온 인성은, 압연 방향(L 방향)의 저온 인성에 비해 뒤떨어지는 경향이 있지만, 이 C 방향의 저온 인성에 대해서 특허문헌 1에서는 하등 검증되어 있지 않다.
또한, 액화 가스 저조용 구조물(예를 들면, 액화 가스 저조용 탱크)은, 강재를 용접하여 제조된다. 액화 가스 저조용 탱크(이하, 탱크라고 칭하는 경우도 있음)의 내벽에는 액화 천연 가스로부터의 내압이 가해지기 때문에, 탱크를 구성하는 강재에는 압연 방향(L 방향) 및 판폭 방향(C 방향)뿐만 아니라, 탱크를 구성하는 모든 강재에 대하여 평행한 방향(이하, 「모든 방향」이라고 칭하는 경우도 있음)에도 인장 응력이 발생한다. 또한 탱크의 용접부에도 L 방향 및 C 방향의 인장 응력이 발생한다. 그 때문에, 강재를 탱크의 소재에 이용하는 경우, 모재(모재부) 및 용접부가, 모든 방향, 그 중에서도 L 방향 및 C 방향의 인장 응력에 의한 부하에 견딜 수 있는 특성을 갖는 것이 필요하다. 또한 전술한 바와 같이, 본 발명에서는, 상기 「모든 방향」이란, 압연 방향에 대하여 수직인 방향, 평행한 방향을 포함하는, 모든 방향을 가리키는 것으로 한다.
그리고, 전술한 바와 같은 용도로 이용되는 강재는, 소재 단계뿐만 아니라, 가공이나 뜻하지 않은 사고 등에 의해 소성 변형을 받은 경우에, 왜곡 시효 취화(strain aging embrittlement)라고 불리우는 인성이 열화하는 것이 알려져 있다.
본 발명은, 상기 과제를 감안하여 이루어진 것으로서, 저온 인성이 우수한 강재 및 그의 제조 방법, 그리고 탱크를 제공하는 것을 목적으로 한다.
여기에서, 상기 「용접 열 영향부」란, 일반적인 강에 있어서 인성이 저하하는 부분인 용접 열 영향부 조립역(coarse grain heat affected zone)(CGHAZ)을 가리킨다.
또한, 상기 「저온 인성이 우수했다」란, 강재에 있어서, 판두께 1/2 위치에 있어서의 모든 방향에서의 －196℃의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지(vE－196)가 41J 이상인 것을 가리킨다. 통상, L 방향 및 Z 방향(판두께 방향)과 비교하여, C 방향에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 가장 낮은 값을 나타낸다. 그 때문에, 본 발명에서는, C 방향의 흡수 에너지(vE－196)가 41J이면 「저온 인성이 우수했다」라고 칭한다. 또한, 상기 「41J」은, IACS(국제 선급 협회 연합)가 2019년 현재 작성되어 있는 고Mn강의 L 방향의 －196℃의 스펙안(案)으로, C 방향의 흡수 에너지로서 27J이 제안되어 있다. 본 발명에 의하면, C 방향의 샤르피 충격 시험에 있어서도 L 방향의 스펙을 만족할 수 있다.
본 발명자들은, 상기 과제를 달성하기 위해, 오스테나이트 강재(예를 들면 고Mn 강재)를 대상으로, 강재(강판)의 성분 조성, 마이크로 조직 및, 제조 방법, 그리고 이 강재를 용접한 용접부의 특성을 결정하는 각종 요인에 관하여 예의 연구를 행했다. 그 결과, 이하의 a∼d의 인식을 얻었다.
a. －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지를 향상시키기 위해서는, 면심 입방 구조(FCC)에 있어서 표면 원자 밀도가 가장 작은 (110)[001]의 집합 조직의 발달을 억제하여, 경도를 300HV 미만으로 하는 것이 중요하다. 적절한 조건으로 열간 압연을 실시하여, (110)[001] 집합 조직 강도를 10.0 미만으로 제어하는 것이, 흡수 에너지의 향상에 유효하다. 바람직하게는, (110)[001] 집합 조직 강도는 9.0 미만이다.
b. 고Mn의 오스테나이트강은, Mn을 다량으로 함유하는 점에서, 황화물계 개재물이 탄소강에 비해 많이 존재한다. 또한, 황화물계 개재물은 압연 방향으로 신장하기 때문에, 일반적으로 샤르피 충격 시험의 C 방향 파면은 L 방향 파면에 비해, 황화물계 개재물의 면적률이 높다. 황화물계 개재물은 파괴의 기점의 일 요인이기 때문에, 열간 압연 후, 황화물계 개재물의 청정도가 1.0％ 이상인 경우, 저온 인성의 열화를 초래한다. 이러한 점에서 고Mn강의 저온 인성 향상에는, 황화물계 개재물의 청정도를 낮게 하는 것이 유효하다.
c. 열간 압연에 있어서, 적절한 조건으로 크로스 압연을 행하면, C 방향에 있어서도 상기 b를 실현할 수 있다.
d. 고Mn강은 탄소강과 달리, 용접 시에 변태하는 일이 없기 때문에, 용접 후에도 용접 전의 마이크로 조직을 계승한다.
본 발명은, 이상의 인식에 추가로 검토를 더하여 이루어진 것으로서, 그 요지는 다음과 같다.
[1] 마이크로 조직은, 면적률로 95％ 이상이 FCC이고,
판두께 1/2 위치의 (110)[001] 집합 조직 강도가 10.0 미만이고,
판두께 1/2 위치의 경도가 300HV 미만이고,
판두께 1/2 위치에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, 강재.
[2] 왜곡 시효 후에 있어서의 판두께 1/2 위치의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, [1]에 기재된 강재.
[3] 용접 열 영향부 조립역에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, [1] 또는 [2]에 기재된 강재.
[4] 질량％로,
C: 0.100％ 이상 0.700％ 이하,
Si: 0.05％ 이상 1.00％ 이하,
Mn: 20.0％ 이상 40.0％ 이하,
P: 0.030％ 이하,
S: 0.0050％ 이하,
Al: 5.00％ 이하,
Cr: 7.0％ 이하,
N: 0.0500％ 이하,
O: 0.0050％ 이하,
Ti: 0.005％ 미만,
Nb: 0.005％ 미만을 함유하고,
Ca: 0.0100％ 이하, Mg: 0.0100％ 이하, REM: 0.0200％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
상기 마이크로 조직은, 황화물계 개재물의 청정도가 1.0％ 미만인, [1]∼[3]의 어느 하나에 기재된 강재.
[5] 상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
Cu: 1.0％ 이하,
Ni: 1.0％ 이하,
Mo: 2.0％ 이하,
V: 2.0％ 이하,
W: 2.0％ 이하
로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, [4]에 기재된 강재.
[6] 상기 황화물계 개재물은 MnS인, [4] 또는 [5]에 기재된 강재.
[7] [1]∼[6]의 어느 하나에 기재된 강재의 제조 방법으로서,
강 소재를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, (1)식으로 산출되는 크로스 압연비가 20 이하, 마무리 압연 최종 패스의 압하율이 30％ 이하 및, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상이 되는 조건으로 열간 압연을 행한 후, 냉각을 행하는, 강재의 제조 방법.
크로스 압연비＝압연 방향 압연비/압연 직각 방향 압연비…(1)
[8] [1]∼[6]의 어느 하나에 기재된 강재를 용접한 탱크로서,
용접 열 영향부 조립역에 있어서의, C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, 탱크.
본 발명에 의하면, 저온 인성이 우수한 강재 및 그의 제조 방법을 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 강재는, 저온 환경에서 사용되는 강 구조물(액화 가스 저조용 탱크 등)의 소재로서 적합하게 이용되고, 이에 따라 용접 후의 모재 및 용접 열 영향부가 함께 우수한 저온 인성을 갖는 탱크를 제공할 수 있다. 따라서, 상기 강 구조물의 안전성이나 수명의 향상에 크게 기여할 수 있어, 산업상 각별한 효과를 가져온다. 또한, 본 발명의 제조 방법은, 생산성의 저하 및 제조 비용의 증대를 일으키는 일이 없기 때문에, 경제성에도 우수한 제조 방법을 제공할 수 있다.
(발명을 실시하기 위한 형태)
이하, 본 발명에 대해서 상세하게 설명한다. 또한, 본 발명은 이하의 실시 형태에 한정되지 않는다.
우선, 본 발명의 기술 사상에 대해서 상세하게 설명한다.
전술한 바와 같이, 염가이고 저온 인성이 우수한 강재로서 오스테나이트 강재(예를 들면 고Mn 강재)가 있다. 이 고Mn 강재를 저온 환경에서 사용되는 강 구조물(예를 들면 탱크)의 소재로서 이용하기 위해서는, 탱크의 내벽 및 용접부는 저조하는 가스의 내압에 견딜 수 있는 특성, 특히 L 방향 및 C 방향뿐만 아니라 모든 방향에서의 인장 응력에 의한 부하에 견딜 수 있는 특성을 갖는 것이 요구되고 있다.
고Mn 강재(여기에서는, Mn 함유량이 20.0∼40.0질량％의 강판을 가리킴)는 오스테나이트 강재이기 때문에, 취성 파괴는 기본적으로 일어나지 않고, 대부분이 연성 파괴이다. 이에 대하여, 보통강(여기에서는, 상온에서의 결정 구조가 BCC인 저탄소 강판을 가리킴)에서는, 연성 파괴는 집합 조직과는 관계 없고, 또한, 보통강의 셸프 에너지(shelf energy)(최대 흡수 에너지)는 200J 이상, 조건에 따라서는 300J을 초과하는 경우도 있다. 즉, 보통강의 흡수 에너지는 충분히 크기 때문에, 보통강의 경우에는, 취성 파면이 형성되지 않으면 흡수 에너지를 문제시할 필요가 없었다.
본 발명자들의 연구의 결과, 고Mn 강재는, －196℃의 초저온에서 샤르피 충격 시험을 행한 경우, 연성 파괴이기는 하지만, L 방향의 흡수 에너지가 100J 정도가 되고, C 방향의 흡수 에너지가 41J을 하회하는 경우가 있는 것을 알 수 있었다. 이러한 점은, 고Mn 강재를 용접하여 제조된 탱크의 모재 및 용접부에 있어서, 압연 방향에 대하여 수직인 방향으로 인장의 충격 응력이 작용한 경우에, 파괴하기 쉬운 것을 의미한다.
즉, 탱크의 내벽 및 용접부에 가해지는 액화 천연 가스의 내압은, L 방향, C 방향 및, 탱크를 구성하는 모든 강재의 내측의 면(내벽)에 평행한 방향으로 발생하기 때문에, 모든 방향에 대하여 충분한 인성값을 갖는 것이 필요하다. 압연재는, 압연 방향에 대하여 C 방향의 샤르피 충격 시험편을 채취한 경우에 가장 인성이 낮아지는 것이 알려져 있다. 따라서, C 방향의 샤르피 충격 시험의 인성값을 향상시키는 것이 중요하다.
또한, 「C 방향」이란 압연 방향(L 방향)에 대하여 수직인 방향을 가리킨다. 「C 방향의 샤르피 충격 시험」이란 샤르피 충격 시험편의 길이 방향이 C 방향에 평행하고, 노치가 압연 방향을 향하고 있는 것을 가리킨다. 본원의 「압연 방향」이란, 압연재를 여러 가지의 방향으로 압연한 것 중에서, 가장 전체 압하량이 큰 압연 방향을 가리킨다.
그래서, 본 발명자들은 이 원인을 더욱 예의 조사한 결과, 압연 집합 조직(압연에 의한 집합 조직)이 이러한 흡수 에너지의 차이에 기인하고 있는 것, 즉 연성 파괴와 집합 조직의 관계를 새롭게 발견했다. 이하에, 연성 파괴와 집합 조직의 관계에 대해서 설명한다.
본 발명에서는, 샤르피 충격 시험에 있어서의 샤르피 시험편을 가격하는 방향에 착안했다. 샤르피 시험편의 길이 방향을 강판의 압연 방향이 되도록 채취하는 L 방향 샤르피 시험편(단, 노치는 C 방향을 향하고 있음)과, 샤르피 시험편의 길이 방향이 강판의 압연 방향에 수직인 방향이 되도록 채취하는 C 방향 샤르피 시험편(단, 노치는 L 방향을 향하고 있음)을, 가격하는 방향에 대해서 생각했다.
전술한 바와 같이, (110)의 집합 조직이 높아지면, 더욱 인성이 낮아지는 경향이 있다. 집합 조직으로부터 흡수 에너지를 예측할 수 없기 때문에, 그 이유는 분명하지 않지만, 후술하는 바와 같이 아마도 (110)[001] 집합 조직이 영향을 주고 있다고 생각된다. 이 집합 조직은, C 방향으로는 (100)면이, L 방향으로는 (110)면이, 각각 배향한다. 그 때문에, C 방향으로 노치를 갖는 L 방향 샤르피 충격 시험에서는 좋은 값이 얻어지지만, L 방향으로 노치를 갖는 C 방향 샤르피 충격 시험에서는 나쁜 값이 된다. JIS 규격에서는, C 방향 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지값은 27J 이상으로 규정되어 있고, 낮은 값이어도 좋은 것으로 되어 있다. 그러나, 탱크를 형성한 경우에는, 전술한 바와 같이, 응력은 전체 방향에 걸리기 때문에 L 방향과 동(同)정도의 흡수 에너지를 C 방향에서도 갖는 것이 바람직하다.
모재는, 오스테나이트 강재의 경우에는 승온해도 변태가 없기 때문에, 오스테나이트 강재를 용접하여 얻어지는 용접부의 집합 조직은 모재와 거의 동일한 상태, 즉 변화하지 않는다. 따라서, 모재가 되는 오스테나이트 강재의 제조 시에 집합 조직을 만들어 두는 것이 중요해진다.
그래서, 본 발명에서는 후술하는 열간 압연의 공정에 있어서, 통상의 압연 시에 형성되기 쉬운 (110)[001] 집합 조직과, 90도 회전하여 압연하는 크로스 압연으로 다른 방위를 발달시킨 집합 조직을 가능한 한 동(同)정도로 섞음으로써, (110)[001] 집합 조직의 강도를 떨어뜨린다(즉, (110)[001] 집합 조직을 발달시키지 않음). 여기에서, 면심 입방 구조(FCC)에서는, (110)면에 있어서의 표면 원자 밀도가 가장 작고, 또한 표면 원자 밀도가 작은 면이 가장 취약한 면이다. 연성 파괴에 있어서, 이러한 취약한 면은 깨지기 쉬워, 흡수 에너지가 낮아진다고 생각된다. 따라서, (110)[001] 집합 조직을 발달시키지 않음으로써, L 방향 및 C 방향의 샤르피 흡수 에너지를 균등화할 수 있다고 생각하고 있다.
또한, 본 발명자들의 연구의 결과, 고Mn 강재는, 경도가 300HV 이상인 경우에, 왜곡 시효 후에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 미만이 되는 것을 인식했다. 상세한 메커니즘은 불분명하지만, 고경도인 쪽이, 전위 밀도가 높기 때문에, 고Mn강에 있어서 다량으로 함유되어 있는 C가 보다 많은 전위를 고착했다고 생각된다.
다음으로, 본 발명의 강재에 대해서 설명한다.
본 발명의 강재는, 상압에 있어서의 마이크로 조직은, 면적률로 95％ 이상이 FCC 구조이고, 판두께 1/2 위치의 (110)[001] 집합 조직 강도가 10.0 미만이고, 판두께 1/2 위치의 경도가 300HV 미만이고, 판두께 1/2 위치에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상이다.
또한, 본 발명의 강재는, 왜곡 시효 후 및 용접한 용접 열 영향부 조립역에 있어서의 －196℃에서의 C 방향의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지를 41J 이상으로 할 수 있다.
또한, 마이크로 조직은, 황화물계 개재물의 청정도가 1.0％ 미만으로 할 수 있다.
이하에, 본 발명에 있어서 마이크로 조직을 상기와 같이 한정한 이유를 설명한다.
[강재의 마이크로 조직]
상압에 있어서의 마이크로 조직: 면적률로 95％ 이상이 FCC 구조
본 발명에 있어서 「상압에 있어서의 마이크로 조직」이란, 압력 1atm 하에서 1300℃ 이하의 온도에서 －273℃까지의 온도역에 있어서의 마이크로 조직을 가리킨다. 고Mn 강재의 경우, 1300℃ 이하의 온도역(예를 들면, 1250℃)에 있어서의 마이크로 조직은, 면적률로 95％ 이상이 FCC이다.
전술한 바와 같이, 강재의 결정 구조가 체심 입방 구조(BCC)인 경우, 당해 강재는 저온 환경하에서 취성 파괴를 일으킬 가능성이 있기 때문에, 저온 환경하에서의 사용에는 적합하지 않다. 따라서, 저온 환경하에서의 사용을 상정했을 때, 강재의 기지상(base phase)은, 결정 구조가 면심 입방 구조(FCC)인 것이 필요시 된다. 또한, 본 발명에 있어서 「오스테나이트를 기지상으로 한다」란, 오스테나이트상이 마이크로 조직 전체에 대하여 면적률로 95％ 이상인 것을 의미한다. 오스테나이트상은, 바람직하게는 97％ 이상이다. 오스테나이트상 이외의 잔부는, 페라이트상 및/또는 마르텐사이트상이다. 오스테나이트상 이외의 잔부는, 각 상의 합계 면적률이 5％ 이하인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는, 오스테나이트상 등의 면적 분율은, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
(110)[001] 집합 조직 강도: 10.0 미만
본 발명에서는, 전술한 바와 같이, 강재(모재) 및 용접 열 영향부의 저온 인성을 향상시키기 위해, 적정한 조건으로 열간 압연을 행하는 것이 중요하다. 이에 따라 마이크로 조직, 특히 (110)[001] 집합 조직의 강도를 저하시켜, C 방향과 L 방향의 샤르피 흡수 에너지를 균등화할 수 있다.
판두께 1/2 위치의 마이크로 조직에 있어서의, (110)[001] 집합 조직 강도가 10.0 이상에서는, 균열이 전파되기 쉬워진다. 그 결과, 흡수 에너지가 저하한다. 이 때문에, 상기의 (110)[001] 집합 조직 강도는 10.0 미만으로 한다. 바람직하게는 9.0 이하로 한다. 보다 바람직하게는 6.0 이하로 한다. L 방향의 흡수 에너지가 저하하는 점에서, 판두께 1/2 위치의 마이크로 조직에 있어서의 (110)[001] 집합 조직 강도는, 1.0 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 4.0 이상으로 한다.
경도: 300HV 미만
판두께 1/2 위치의 경도가 300HV 이상에서는, 연성이 저하하고, 흡수 에너지가 저하한다. 이 때문에, 상기의 경도는 300HV 미만으로 한다. 바람직하게는, 280HV 이하로 한다. 보다 바람직하게는 260HV 이하로 한다. 강재의 강도가 저하하는 점에서, 판두께 1/2 위치의 경도는, 200HV 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 220HV 이상으로 한다.
황화물계 개재물의 청정도: 1.0％ 미만(적합 조건)
판두께 1/2 위치의 마이크로 조직에 있어서의, 황화물계 개재물의 청정도가 1.0％ 이상에서는, 파괴의 기점이 된다. 그 결과, 흡수 에너지가 저하할 우려가 있다. 이 때문에, 상기의 황화물계 개재물의 청정도는 1.0％ 미만으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.8％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.6％ 이하로 한다. 상기의 청정도의 하한은 특별히 규정하지 않지만, 제조 비용의 관점에서는, 0.1％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.
또한, 상기한 청정도란, 이하의 (2)식으로 산출된다.
d＝(n/p×f)×100…(2)
여기에서, 상기 (2)식에 있어서의, p: 시야 내의 총 격자점 수, f: 시야수, n: f개의 시야에 있어서의 개재물에 의해 점유되는 격자점 중심의 수로 한다.
따라서, 청정도는, 강재의 판두께 1/2 위치에 있어서의, 황화물계 개재물이 차지하는 면적 백분율을 산출한 값으로서, C 방향의 황화물계 개재물을 나타낸다. 황화물계 개재물로서, 예를 들면 MnS를 들 수 있다.
상기한 (110)[001] 집합 조직 강도: 10.0 미만과, 경도: 300HV 미만과, 황화물계 개재물의 청정도: 1.0％ 미만은, 후술하는 조건에 따른 열간 압연을 행함으로써, 실현할 수 있다.
또한, 본 발명에서는, 상기한 집합 조직 강도, 경도 및, 황화물계 개재물의 청정도는, 후술하는 실시예에 기재된 방법으로 측정할 수 있다.
이상의 마이크로 조직을 갖는 본 발명의 강재는, 저온 인성이 우수하다.
여기에서, 상기한 마이크로 조직을 갖는 강재(모재)에 더하여 왜곡 시효 후 및 용접 열 영향부의 －196℃에 있어서의, 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지를 측정했다.
강재의 판두께 1/2 위치에 있어서의 마이크로 조직은, (110)[001] 집합 조직 강도를 10.0 미만, 또한 경도 300HV 미만으로 하면, 강재의 판두께 1/2 위치에 있어서, C 방향 및 L 방향을 포함하는 모든 방향에서, 흡수 에너지(vE－196): 41J 이상을 실현할 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 강재를 용접한 용접부에서도, 용접 열 영향부 조립역의 C 방향의 흡수 에너지(vE－196): 41J 이상을 실현할 수 있다. 또한, 본 발명의 강재에 소정의 조건(예를 들면, 후술의 실시예에 기재된 조건)으로 예비 왜곡을 주어 시효 처리를 실시한, 왜곡 시효 후에 있어서의 C 방향의 흡수 에너지(vE－196): 41J 이상을 실현할 수 있다.
또한, 바람직한 열량 등의 용접 조건은, 후술하는 탱크의 적합한 용접 조건과 마찬가지이기 때문에, 여기에서는 생략한다.
또한, 상기의 집합 조직 강도 및 경도에 더하여, 강재의 판두께 1/2 위치에 있어서의 황화물계 개재물의 청정도를 1.0％ 미만으로 하면, 낮은 값을 나타내는 C 방향에 있어서도, 한층 더 효과적으로 흡수 에너지(vE－196): 41J 이상을 얻을 수 있다.
다음으로, 본 발명의 강재(오스테나이트 강재)에 있어서의 성분 조성의 바람직한 범위에 대해서 설명한다. 또한, 본 발명의 오스테나이트 강재(예를 들면, 고Mn 강재)를 소재로서 이용하여, 이 강재를 용접하여 얻어진 구조체(예를 들면 탱크)는, 모재 및 용접부도 마찬가지의 성분 조성 및 마이크로 조직이 된다(단, 용접부의 오스테나이트 입경은 커짐).
[성분 조성]
본 발명에서는, 오스테나이트 강재 및 그의 제조에 이용되는 강 소재가, 상기한 성분 조성을 갖는다. 본 발명의 오스테나이트 강재의 성분 조성과 그의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 성분 조성에 관한 「％」의 표시는, 특별히 언급하지 않는 한 「질량％」를 의미한다.
C: 0.100％ 이상 0.700％ 이하
C는, 염가인 오스테나이트 안정화 원소로서, 오스테나이트를 얻기 위해 중요한 원소이다. 이 효과를 얻기 위해, C는 0.100％ 이상의 함유를 하는 것이 바람직하다. 한편, C는 0.700％를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물이 과도하게 생성되어, 저온 인성이 저하할 우려가 있다. 이 때문에, C는 0.100％ 이상 0.700％ 이하로 하는 것이 바람직하다. C는, 보다 바람직하게는 0.200％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.600％ 이하로 한다. C는, 더욱 바람직하게는 0.250％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.550％ 이하로 한다.
Si: 0.05％ 이상 1.00％ 이하
Si는, 탈산재로서 작용하여, 제강상 필요할뿐만 아니라, 강에 고용되어 고용 강화에 의해 강판을 고강도화하는 효과를 갖는다. 이러한 효과를 얻기 위해, Si는 0.05％ 이상의 함유를 하는 것이 바람직하다. 한편, Si는 1.00％를 초과하여 함유하면, 비(非)열적 응력이 과도하게 상승하기 때문에, 저온 인성이 열화할 우려가 있다. 이 때문에, Si는 0.05％ 이상 1.00％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Si는, 보다 바람직하게는 0.07％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.80％ 이하로 한다. Si는, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.60％ 이하로 한다.
Mn: 20.0％ 이상 40.0％ 이하
Mn은, 비교적 염가인 오스테나이트 안정화 원소이다. 본 발명에서는, 강도와 저온 인성을 양립하기 위해 중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해, Mn은 20.0％ 이상의 함유를 하는 것이 바람직하다. 한편, Mn은 40.0％를 초과하여 함유한 경우, 저온 인성이 열화할 우려가 있다. 또한, 용접성, 절단성이 열화할 우려가 있다. 또한, 편석을 조장하고, 응력 부식 균열의 발생을 조장한다. 이 때문에, Mn은 20.0％ 이상 40.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Mn은, 보다 바람직하게는 23.0％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 24.0％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 35.0％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 30.0％ 이하로 한다.
P: 0.030％ 이하
P는, 0.030％를 초과하여 함유하면, 과도하게 입계(grain boundaries)에 편석하기 때문에, 저온 인성이 저하한다. 이 때문에, 0.030％를 상한으로 하여, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, P는 0.030％ 이하로 한다. 또한, 과도한 P 저감은 정련 비용을 급등시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, 0.002％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. P는, 보다 바람직하게는 0.005％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.010％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는 0.028％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.024％ 이하로 한다.
S: 0.0050％ 이하
S는, 모재의 저온 인성이나 연성을 열화시키기 때문에, 0.0050％를 상한으로 하여, 가능한 한 저감하는 것이 바람직하다. 따라서, S는 0.0050％ 이하로 한다. 보다 바람직하게는 0.0045％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.0040％ 이하로 한다. 또한, 과도한 S의 저감은 정련 비용을 급등시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, S는 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0012％ 이상으로 한다.
Al: 5.00％ 이하
Al은, 탈산제로서 작용하여, 강판의 용강 탈산 프로세스에 있어서, 가장 범용적으로 사용된다. 또한, 인장 시험 시의 항복 강도 및 국부 신장이 향상한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Al은 0.01％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Al은 5.00％를 초과하여 함유하면, 개재물이 다량으로 존재하여, 저온 인성을 열화시키기 때문에, 5.00％ 이하로 한다. Al은, 보다 바람직하게는 0.01％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.02％ 이상으로 한다. Al은, 보다 바람직하게는 4.00％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 3.50％ 이하로 한다.
Cr: 7.0％ 이하
Cr은, 입계 강도를 향상시키기 때문에, 저온 인성의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cr은 0.5％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cr은 7.0％를 초과하여 함유하면, Cr 탄화물의 생성에 의해, 저온 인성 및 내(耐)응력 부식 균열성이 저하할 우려가 있다. 이 때문에, Cr은 7.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. Cr은, 바람직하게는 0.5％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 1.2％ 이상으로 한다. Cr은, 보다 바람직하게는 6.7％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 6.5％ 이하로 한다. 또한, 내응력 부식 균열을 추가로 향상시키기 위해서는, Cr을 2.0％ 이상 6.0％ 이하로 하는 것이 더 한층 바람직하다.
N: 0.0500％ 이하
N은, 오스테나이트 안정화 원소로서, 저온 인성의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, N은 0.0050％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, N은 0.0500％를 초과하여 함유하면, 질화물 또는 탄질화물이 조대화하여, 인성이 저하할 우려가 있다. 이 때문에, N은 0.0500％ 이하로 하는 것이 바람직하다. N은, 바람직하게는 0.0050％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.0060％ 이상으로 하고, 더욱 바람직하게는 0.0070％ 이상으로 한다. N은, 보다 바람직하게는 0.0400％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.0300％ 이하로 한다.
O: 0.0050％ 이하
O는, 산화물의 형성에 의해 저온 인성을 열화시킨다. 이 때문에, O는 0.0050％ 이하의 범위로 한다. 바람직하게는 0.0045％ 이하로 하고, 보다 바람직하게는 0.0040％ 이하로 하고, 더욱 바람직하게는 0.0035％ 이하로 한다. 또한, 과도한 O의 저감은 정련 비용을 급등시켜 경제적으로 불리해지기 때문에, O는 0.0010％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.0012％ 이상으로 한다.
Ti: 0.005％ 미만, Nb: 0.005％ 미만
Ti 및 Nb는, 강 중에서 고융점의 탄질화물을 형성하기 때문에, 저온 인성이 저하한다. Ti 및 Nb는, 원재료 등으로부터 불가피적으로 혼입하는 성분이기 때문에, Ti: 0.005％ 이상 0.010％ 이하 및 Nb: 0.005％ 이상 0.010％ 이하의 범위에서 혼입하는 것이 통례이다. 그래서, 후술하는 용제의 수법에 따라, Ti 및 Nb의 불가피 혼입을 회피하고, Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제할 필요가 있다. Ti 및 Nb의 함유량을 각각 0.005％ 미만으로 억제함으로써, 상기한 탄질화물의 악영향을 배제하여, 우수한 저온 인성 그리고 연성을 확보할 수 있다. 바람직하게는, Ti 및 Nb의 함유량을 0.003％ 이하로 한다. 물론, Ti 및 Nb의 함유량은 0％라도 좋다. 보다 바람직하게는 0.001％ 이상으로 한다.
Ca: 0.0100％ 이하, Mg: 0.0100％ 이하, REM: 0.0200％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Ca, Mg 및 REM(희토류 금속)은, 개재물의 형태 제어에 유용한 원소이다. 개재물의 형태 제어란, 전신한(elongated) 황화물계 개재물을 입자 형상의 개재물로 하는 것을 말한다. 이 개재물의 형태 제어를 통하여, 연성, 인성 및 내황화물 응력 부식 균열성을 향상시킨다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Ca 및 Mg는 0.0005％ 이상, REM은 0.0010％ 이상 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 어느 원소도 많이 함유시키면, 비금속 개재물량이 증가하여, 오히려 연성, 인성, 내황화물 응력 부식 균열성이 저하한다. 또한, 경제적으로 불리해진다.
이 때문에, Ca 및 Mg를 함유하는 경우에는, 각각 0.0100％ 이하, REM을 함유하는 경우에는, 0.0200％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 바람직하게는, Ca는 0.0005％ 이상, Mg는 0.0005％ 이상, REM은 0.0010％ 이상으로 한다. 보다 바람직하게는, Ca는 0.0010％ 이상 0.0080％ 이하, Mg는 0.0010％ 이상 0.0080％ 이하, REM은 0.0020％ 이상 0.0150％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는, Ca는 0.0050％ 이하, Mg는 0.0050％ 이하로 한다.
본 발명의 오스테나이트 강재는, 상기한 성분 이외의 잔부가 철(Fe) 및 불가피적 불순물이다. 여기에서의 불가피적 불순물로서는, H, B 등을 들 수 있고, 각 원소의 합계로 0.01％ 이하이면 허용할 수 있다.
상기의 원소를 기본의 성분 조성으로 하는 것이 바람직하다. 이 기본의 성분 조성에 의해 본 발명에서 목적으로 하는 특성은 얻어진다. 본 발명에서는, 강도 및 저온 인성을 추가로 향상시키는 것을 목적으로 하여, 상기의 원소에 더하여, 필요에 따라서 하기의 원소를 함유할 수 있다.
Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하, Mo: 2.0％ 이하, V: 2.0％ 이하, W: 2.0％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상
Cu: 1.0％ 이하, Ni: 1.0％ 이하
Cu 및 Ni는, 고용 강화에 의해 강판을 고강도화할뿐만 아니라, 전위의 이동도(易動度: mobility)를 향상시키고, 저온 인성도 향상하는 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Cu 및 Ni는 0.01％ 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Cu 및 Ni는 1.0％를 초과하여 함유하면, 압연 시에 표면 성상이 열화하는 것 외에, 제조 비용을 압박한다. 이 때문에, 이들 합금 원소를 함유하는 경우는, 그의 함유량은 각각 1.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.03％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 0.7％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 0.5％ 이하로 한다.
Mo: 2.0％ 이하, V: 2.0％ 이하, W: 2.0％ 이하
Mo, V 및 W는, 오스테나이트의 안정화에 기여함과 함께 모재 강도의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는, Mo, V 및 W는, 각각 0.001％ 이상을 함유하는 것이 바람직하다. 한편, Mo, V 및 W는, 각각 2.0％를 초과하여 함유하면, 조대한 탄질화물이 생성되어, 파괴의 기점이 되는 경우가 있는 것 외에, 제조 비용을 압박한다. 이 때문에, 이들 합금 원소를 함유하는 경우는, 그의 함유량은 각각 2.0％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003％ 이상으로 하고, 보다 바람직하게는 1.7％ 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 1.5％ 이하로 한다.
또한, 본 발명에 있어서, 「강재(오스테나이트 강재)」는 판두께 6㎜ 이상의 강판을 가리키는 것으로 한다. 매우 저온의 환경에서 사용되는 구조용 강의 소재로서 적합하게 이용하는 관점에서는, 판두께는 9㎜ 초과로 하는 것이 바람직하고, 12㎜ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 판두께의 상한은 특별히 한정되지 않고, 임의의 두께로 할 수 있지만, 40㎜ 이하로 하는 것이 바람직하다.
[강재의 제조 방법]
다음으로, 본 발명의 일 실시 형태에 있어서의 강재의 제조 방법에 대해서 설명한다.
본 발명의 강재(오스테나이트 강재)는, 상기한 성분 조성을 갖는 용강을, 전로(converter), 전기로 등, 공지의 용제 방법으로 용제할 수 있다. 또한, 진공 탈가스로에서 2차 정련을 행해도 좋다.
그 때, 조직 제어의 방해가 되는 Ti 및 Nb를 전술한 수치 범위로 제한하기 위해, 원료 등으로부터 불가피적으로 Ti 및 Nb가 혼입하는 것을 회피하고, 이들 함유량을 저감하는 조치를 취할 필요가 있다. 예를 들면, 정련 단계에 있어서의 슬래그의 염기도를 내림으로써, 이들 합금을 슬래그로 농화시켜 배출하고, 최종적인 슬래브 제품에 있어서의 Ti 및 Nb의 농도를 저감한다. 혹은, 산소를 취입하여 산화시키고, 환류(refluxing) 시에 Ti 및 Nb의 합금을 부상 분리시키는 등의 방법이라도 좋다.
그 후, 연속 주조법, 조괴-분괴 압연법(ingot making and slabbing method) 등, 공지의 주조 방법에 의해, 소정 치수의 슬래브 등의 강 소재로 하는 것이 바람직하다.
이하에, 상기 강 소재를 저온 인성이 우수한 강재(오스테나이트 강재)로 조성하기 위한 제조 조건에 대해서, 상세하게 설명한다.
상기한 구성의 오스테나이트 강재를 얻기 위해서는, 강 소재를 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, 소정의 크로스 압연을 실시하고, 또한, 마무리 압연 최종 패스의 압하율이 30％ 이하, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상이 되는 조건의 열간 압연을 행하는 것이 중요하다. 여기에서의 온도 제어는, 강 소재의 표면 온도를 기준으로 한다.
또한, 이하의 제조 방법의 설명에서는, 온도에 관한 「℃」 표시는, 특별히 언급하지 않는 한, 각각 강 소재 또는 강판의 표면 온도이다. 표면 온도는, 예를 들면 방사 온도계 등으로 측정할 수 있다. 또한, 슬래브나 강판의 판두께 중심 위치의 온도는, 예를 들면, 강판의 판두께 중심에 열전대를 붙여 측정하는 것이나, 강판 단면 내의 온도 분포를 전열 해석에 의해 계산하고, 그 결과를 강판의 표면 온도에 의해 보정함으로써 구할 수 있다.
강 소재의 가열 온도: 1100℃ 이상 1300℃ 이하
열간 압연에서 Mn을 확산시키기 위해, 열간 압연 전의 강 소재의 가열 온도는 1100℃ 이상으로 한다. Mn을 확산시킴으로써, Mn 부(負)편석부에 있어서도 오스테나이트의 안정도를 확보할 수 있다. 이에 따라, 용접했을 때에 얻어지는 용접 열 영향부 조립 영역에 있어서도 오스테나이트의 안정도를 확보할 수 있어, 취성 파괴를 막을 수 있다. 한편, 가열 온도가 1300℃를 초과하면 강의 용해가 시작되어 버릴 우려가 있기 때문에, 가열 온도의 상한은 1300℃로 한다. 바람직하게는, 1130℃ 이상 1270℃ 이하이다.
(1)식으로 산출되는 크로스 압연비: 20 이하
크로스 압연비＝압연 방향 압연비/압연 직각 방향 압연비…(1)
여기에서, 「압연 방향 압연비」란, 총 압연에 대한 압연 방향의 압연비를 가리킨다. 「압연 직각 방향 압연비」란, 총 압연에 대한 압연 직각 방향의 압연비를 가리킨다. 따라서, 「압연 방향 압연비/압연 직각 방향 압연비」는, 압연 직각 방향 압연에 대한 압연 방향의 압연비를 나타낸다.
전술한 바와 같이, 오스테나이트강의 압연에서는 (110)[001] 집합 조직이 발달하기 쉽다. 그 때문에, 다른 방향의 압연을 넣음으로써 (110)[001] 집합 조직의 비율이 작아져, (110)[001] 집합 조직의 강도를 저하시킬 수 있다. (110)[001] 집합 조직 강도를 10.0 미만으로 하기 위해서는, (1)식으로 산출되는 크로스 압연비는 20 이하로 한다.
또한, 열간 압연 시에 C 방향으로 압연을 행하는 크로스 압연을 실시하고, 크로스 압연비를 20 이하로 함으로써, C 방향의 황화물계 개재물의 면적 분율을 저감하는 것도 유효하다. 크로스 압연비는, 바람직하게는 18 이하이고, 더욱 바람직하게는 15 이하이다.
또한, 동일 방향으로 압연을 반복함으로써, (110)[001] 집합 조직이 발달하기 때문에, 압연 방향의 압연과 압연 직각 방향의 압연을 번갈아 반복하는 것이, 집합 조직의 균일화를 위해 바람직하다. 바람직하게는, 2회 이상 반복하는 것이 바람직하다. 바람직하게는 3회 이하로 한다.
마무리 압연 최종 패스의 압하율: 30％ 이하, 마무리 압연 종료 온도: 750℃ 이상
마무리 압연 최종 패스의 압하율이 30％를 초과하면, 과도하게 전위 밀도가 높아져, 저온 인성이 열화한다. 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 미만이 되면 (110)[001] 집합 조직이 과도하게 발달되어, 저온 인성이 열화한다. 이 때문에, 마무리 압연 최종 패스의 압하율은 30％ 이하로 한다. 당해 압하율은, 25％ 미만으로 하는 것이 바람직하고, 20％ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도는 750℃ 이상으로 한다. 마무리 압연 종료 온도는, 780℃ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 800℃ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다. 마무리 압연 종료 온도는, 그 상한을 특별히 규정하지 않지만, 강도 확보의 관점에서는, 950℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 920℃ 이하로 하는 것이 더욱 바람직하다. 마무리 압연 최종 패스의 압하율은, 그 하한을 특별히 규정하지 않지만, 강도 확보의 관점에서는, 5％ 이상이 바람직하고, 10％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.
또한, 본 발명에서는, 강도 및 인성의 더 한층의 향상을 목적으로 하여, 크로스 압연에 있어서 추가로 이하의 조건으로 제어하는 것이 바람직하다.
압연 개시 온도(적합 조건)
압연 개시 온도는, 1100∼1250℃가 바람직하다. 1100℃ 미만에서는, 압연 온도가 780℃ 미만이 되어, 집합 조직이 과도하게 발달할 우려가 있다. 1250℃ 초과에서는, 집합 조직이 변화하지 않을 우려가 있다.
압연 온도(적합 조건)
압연 온도(압연 중의 온도)는, 780∼1250℃가 바람직하다. 780℃ 미만에서는, 집합 조직이 과도하게 발달할 우려가 있다. 1250℃ 초과에서는, 집합 조직이 변화하지 않을 우려가 있다.
압하량(적합 조건)
780∼1250℃의 온도역에 있어서의 압하량은, 60∼98％가 바람직하다. 당해 압하량이 60％ 미만에서는, 집합 조직이 변화하지 않을 우려가 있다. 당해 압하량이 98％ 초과에서는, 집합 조직이 과도하게 발달할 우려가 있다. 상기 압하량이란, 780∼1250℃의 온도역에 있어서의 총 압하율을 나타낸다.
냉각
열간 압연이 종료한 후, 냉각을 행한다. 냉각 조건은 특별히 규정하지 않는다. (열간 압연 종료 시의 온도－100℃) 이상의 온도에서, 1.0℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 600℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이에 따라, 탄화물 생성 및 P의 입계 편석을 억제하여, 강재의 특성이 보다 높아진다. 또한, 상기의 「열간 압연 종료 시의 온도」란 마무리 압연 종료 온도를 가리킨다.
다음으로, 본 발명의 탱크에 대해서 설명한다.
본 발명의 탱크는, 상기한 강재를 용접하여 제조된 탱크이다. 상기 인식 d에 기재된 바와 같이, 본 발명의 강재는 용접 후에도 용접 전의 마이크로 조직을 계승한다. 이 때문에, 본 발명의 탱크의 모재에 있어서의 성분 조성 및 마이크로 조직은, 상기한 강재(오스테나이트 강재)와 마찬가지이다. 모재(강재)의 성분 조성 및 마이크로 조직을 상기와 같이 규정함으로써, 모재의 판두께 1/2 위치에 있어서의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인 탱크가 얻어진다. 또한, 탱크의 용접 열 영향부 조립역에 있어서의, －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지를 41J 이상으로 할 수 있다. 또한, 왜곡 시효 후에 있어서의, －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지를 41J 이상으로 할 수 있다.
본 발명의 탱크는, 상기 특성을 갖기 때문에, 예를 들면 액화 가스 저조용 탱크 등의 매우 저온의 환경에서 사용할 수 있다.
이어서, 상기 탱크의 제조 방법의 적합한 일 예에 대해서 설명한다.
본 발명의 탱크는, 상기의 강재를 용접하여 제조된다. 또한, 소재인 강재(오스테나이트 강재)의 제조 방법에 대해서는 이미 설명되어 있기 때문에 생략한다. 여기에서는, 적합한 용접 조건에 대해서 설명한다.
[적합한 용접 조건]
용접의 종류는, 가스 메탈 아크 용접이 바람직하다.
입열(heat input) 범위는, 3.0kJ/㎜ 이하가 바람직하다. 또한, 바람직하게는 0.5kJ/㎜ 이상이다. 이 입열 범위를 충족함으로써, 상기의 특성을 만족할 수 있다.
500∼800℃의 온도 범위에서의 평균 냉각 속도는, 10℃/s 이상으로 하는 것이 바람직하다. 이 온도 범위에서의 평균 냉각 속도가 10℃/s 미만에서는, 탄화물이 생성되어, 흡수 에너지가 저하한다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면, 강재의 모든 방향, 그 중에서도 L 방향 및 C 방향의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지를 균등화가 가능하기 때문에, 강재(모재) 및 용접부의 충격 특성의 방위 의존성을 작게 할 수 있다. 이에 따라 재료(소재)의 신뢰성이 향상했다.
실시예
이하, 본 발명을 실시예에 기초하여, 더욱 상세하게 설명한다. 또한, 이하의 실시예는 본 발명의 적합한 일 예를 나타내는 것으로서, 본 발명은 이 실시예에 한정되지 않는다.
전로-레이들 정련-연속 주조법에 의해, 표 1에 나타내는 성분 조성의 강 슬래브를 제작했다. 또한, 표 1에 나타내는 「-」은, 의도적으로 첨가하지 않는 것을 나타내고 있고, 함유하지 않는(0％) 경우뿐만 아니라, 불가피적으로 함유하는 경우도 포함하는 것을 의미한다. 이어서, 얻어진 강 슬래브를 표 2에 나타내는 조건으로 열간 압연을 행하고, 그 후 냉각을 행하여, 판두께가 6∼40㎜의 강재(강판)를 제작했다.
또한, 크로스 압연에서는, 압연 중의 온도: 780∼1250℃, 780∼1250℃의 압하량: 60∼98％, 압연 종료 후의 냉각 조건: 1.0℃/s 이상이 되도록, 적절히 제어하여 행했다. 상기 「압연 종료 후의 냉각 조건」이란, (열간 압연 종료 시의 온도－100℃) 이상의 온도에서 600℃ 이하의 온도까지의 평균 냉각 속도를 가리킨다.
또한, 얻어진 강판으로부터 조인트용 시험판(크기: 250㎜×500㎜)을 채취하고, 그들의 L 방향끼리 및 C 방향끼리를 용접함으로써, 용접 조인트를 제작했다. 여기에서는, 개선(groove)의 형상: ㄴ형, 뒷받침재: 세라믹스, 실드 가스: Ar－30％CO2, 토치 후퇴각(torch drag angle): 5∼10°의 용접 조건으로 용접했다.
얻어진 강판과 용접 조인트를 이용하여, 강판에 대해서는 인장 시험 특성, 저온 인성 및, 마이크로 조직의 평가를, 용접 조인트의 용접 열 영향부 조립역에 대해서는 저온 인성의 평가를, 각각 하기의 요령으로 실시했다.
(1) 인장 시험 특성
얻어진 강판을 이용하여, 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의, 판두께 1/2 위치로부터 다음에 나타내는 인장 시험편을 채취했다. 판두께 15㎜를 초과하는 강판에서는 JIS4호 인장 시험편을 채취하고, 판두께 15㎜ 이하의 강판에서는 둥근 막대 인장 시험편을 채취했다. 각 인장 시험편을 이용하여, JIS Z2241(2011년)의 규정에 준거한 인장 시험을 행하여, 인장 강도(TS), 항복 응력(YS)을 평가했다. 본 실시예에서는, 항복 응력이 400㎫ 이상의 특성을 갖는 것을 「모재 강도가 우수하다」라고 판정했다.
(2) 저온 인성
강판의 저온 인성의 평가는, 이하와 같이 행했다.
얻어진 강판을 이용하여, 강판의 표면으로부터 판두께의 1/2 위치에 있어서, 압연 방향에 수직인 방향으로부터, C 방향의 샤르피 V 노치 시험편을 채취했다. 또한, 얻어진 강판의 강판 표면으로부터 판두께의 1/2 위치에 있어서, 압연 방향에 평행한 방향으로부터, L 방향의 샤르피 V 노치 시험편을 채취했다. 또한, 얻어진 강판의 강판 표면으로부터 판두께의 1/2 위치에 있어서, 표점 간 거리 200㎜의 인장 시험편을 L 방향 및 C 방향으로부터 각각 채취하여, 5％의 인장 예비 왜곡 후, 250℃에서 1시간의 시효 처리를 행한 인장 시험편으로부터, L 방향 및 C 방향의 샤르피 V 노치 시험편을 채취했다.
이어서, JIS Z 2242(2005년)의 규정에 준거하여, 각 강판에 대해서 3개의 샤르피 충격 시험을 실시하고, －196℃에서의 흡수 에너지를 구하여, 강재(모재) 인성을 평가했다. 전술한 바와 같이 강판 C 방향이 인성이 낮은 값을 나타낸다. 그 때문에, 본 실시예에서는, 3개의 흡수 에너지(vE－196)의 평균값이, C 방향: 41J 이상을 「모재 인성이 우수하다」라고 판정했다.
또한, 판두께 10㎜ 이하의 강판에 대해서는, 서브 사이즈(5㎜)의 샤르피 V 노치 시험편을 C 방향에서 제작하고, 각 시험편에 대해서 3개의 샤르피 충격 시험을 －196℃에서 실시했다. 표 3 중, 서브 사이즈의 샤르피 V 노치 시험편을 이용하여 실시한 샘플에는, 흡수 에너지의 항목에 「*1」을 나타낸다. 서브 사이즈인 경우, 3개의 흡수 에너지(vE－196)의 평균값이, C 방향: 27J 이상을 「모재 인성이 우수하다」라고 판정했다.
용접 조인트의 저온 인성의 평가는, 이하와 같이 행했다.
판두께가 10㎜를 초과하는 각 용접 조인트로부터, JIS Z 2242(2005년)의 규정에 준거하여 샤르피 V 노치 시험편을 채취하고, 각 용접 조인트에 대해서 3개의 샤르피 충격 시험을 －196℃에서 실시했다. 본 실시예에서는, 3개의 흡수 에너지의 평균값이 41J 이상을 「용접부의 인성이 우수하다」라고 판정했다.
또한, 판두께가 10㎜ 미만의 각 용접 조인트에 대해서는, JIS Z 2242(2005년)의 규정에 준거하여 5㎜ 서브 사이즈의 샤르피 V 노치 시험편을 채취하고, 각 용접 조인트에 대해서 3개의 샤르피 충격 시험을 －196℃에서 실시했다. 표 3 중, 서브 사이즈의 샤르피 V 노치 시험편을 이용하여 실시한 샘플에는, 흡수 에너지의 항목에 「*1」을 나타낸다. 서브 사이즈인 경우, 3개의 흡수 에너지의 평균값이 27J 이상을 「용접부의 인성이 우수하다」라고 판정했다.
여기에서는, 상기와 마찬가지로, 가장 낮은 값을 나타내는 강판 C 방향에서의 측정값을 이용하여 평가를 행했다.
(3) 조직 평가
[마이크로 조직의 관찰]
마이크로 조직의 각 상의 면적률은, EBSD 해석의 Phase map으로부터 구했다.
얻어진 강판의 판두께 1/2 위치에서, 압연 방향에 평행한 단면으로부터, EBSD 해석용 시험편을 채취하고, 500㎛×200㎛의 시야에 있어서, 측정 스텝 0.3㎛로 EBSD 해석을 행하여, Phase map에 기재된 값을 오스테나이트상, 페라이트상, 마르텐사이트상의 면적률로 했다.
또한, 표 3 중, 「그 외의 상」에는, 오스테나이트상 이외의 잔부, 즉, 페라이트상 및/또는 마르텐사이트상의 합계 면적률을 나타낸다.
[집합 조직 강도]
얻어진 강판을 이용하여, 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의, 판두께 1/2 위치로부터, 측정용 시험편을 채취했다. 각 측정용 시험편을 이용하여, ND면의 집합 조직 강도를 X선 회절로 측정했다. 얻어진 ODF(Orientation Determination Function: 3차원 결정 방위 분포 함수)로부터 집합 조직 강도의 최대값을 구했다. 또한, ODF는, 화학 연마로 강판 표면의 잔류 응력을 제거한 후, X선 회절(내부 규격화)에 의해 측정한 극점도((110)[001], (100)[011], (100)[010], (110)[112], (112)[111])로부터 얻을 수 있다.
[경도]
얻어진 강판을 이용하여, 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의, 판두께 1/2 위치에 있어서, HV 10㎏으로 100점 측정했다. 그의 최대값을 최고 경도값으로서 이용했다.
[황화물계 개재물의 청정도]
얻어진 강판을 이용하여, 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 중앙 위치에 있어서의, 판두께 1/2 위치로부터, 압연 방향 단면의 광학 현미경 샘플을 잘라내어, JIS G 0555 부속서 1의 「점산법(point counting method)에 의한 비금속 개재물의 현미경 시험 방법」에 의해 산출했다. 여기에서는, C 방향의 황화물계 개재물의 청정도를 산출했다. 현미경의 배율×400으로 60시야 측정하고, 이하의 식을 이용하여 청정도(％)를 산출했다.
d＝(n/p×f)×100…(2)
여기에서, 상기 (2)식에 있어서의, p: 시야 내의 총 격자점 수, f: 시야수, n: f개의 시야에 있어서의 개재물에 의해 점유되는 격자점 중심의 수로 한다.
또한, 황화물계 개재물로서 MnS의 청정도를 산출했다.
이상에 의해 얻어진 결과를, 표 3에 나타낸다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
표 3에 나타내는 바와 같이, 본 발명의 오스테나이트 강재에서는, 전술의 목표 성능((110)[001] 집합 조직 강도: 10.0 미만, 경도: 300HV 미만, 강재의 판두께 1/2 위치의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지(vE－196)가 41J 이상)을 만족하는 것이 확인되었다. 또한, 본 발명의 오스테나이트 강재를 용접하여 얻어지는 용접 조인트에서는, 전술의 목표 성능(용접 열 영향부 조립역의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지(vE－196)가 41J 이상)을 만족하는 것이 확인되었다. 또한, 왜곡 시효 처리 후에 있어서도, 전술의 성능(왜곡 시효 후에 있어서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지(vE－196)가 41J 이상)을 만족하는 것이 확인되었다.
이에 대하여, 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예에서는, 오스테나이트 강재가 상기 목표 성능을 만족할 수 없었다. 또한, 얻어지는 용접 조인트에서는, 흡수 에너지가 전술의 목표 성능을 만족할 수 없었다. 또한, 왜곡 시효 처리 후에 있어서 전술의 목표 성능을 만족하는 것이 확인되었다.

Claims (8)

  1. 마이크로 조직은, 면적률로 95％ 이상이 FCC이고,
    판두께 1/2 위치의 (110)[001] 집합 조직 강도가 10.0 미만이고,
    판두께 1/2 위치의 경도가 300HV 미만이고,
    판두께 1/2 위치에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    왜곡 시효 후에 있어서의 판두께 1/2 위치의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, 강재.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    용접 열 영향부 조립역에 있어서의 C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, 강재.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
    질량％로,
    C: 0.100％ 이상 0.700％ 이하,
    Si: 0.05％ 이상 1.00％ 이하,
    Mn: 20.0％ 이상 40.0％ 이하,
    P: 0.030％ 이하,
    S: 0.0050％ 이하,
    Al: 5.00％ 이하,
    Cr: 7.0％ 이하,
    N: 0.0500％ 이하,
    O: 0.0050％ 이하,
    Ti: 0.005％ 미만,
    Nb: 0.005％ 미만을 함유하고,
    Ca: 0.0100％ 이하, Mg: 0.0100％ 이하, REM: 0.0200％ 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하고,
    잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분 조성과,
    상기 마이크로 조직은, 황화물계 개재물의 청정도가 1.0％ 미만인, 강재.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 성분 조성은, 추가로, 질량％로,
    Cu: 1.0％ 이하,
    Ni: 1.0％ 이하,
    Mo: 2.0％ 이하,
    V: 2.0％ 이하,
    W: 2.0％ 이하
    로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 함유하는, 강재.
  6. 제4항 또는 제5항에 있어서,
    상기 황화물계 개재물은 MnS인, 강재.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강재의 제조 방법으로서,
    강 소재를, 1100℃ 이상 1300℃ 이하의 온도역으로 가열하고, (1)식으로 산출되는 크로스 압연비가 20 이하, 마무리 압연 최종 패스의 압하율이 30％ 이하 및, 마무리 압연 종료 온도가 750℃ 이상이 되는 조건으로 열간 압연을 행한 후, 냉각을 행하는, 강재의 제조 방법.
    크로스 압연비＝압연 방향 압연비/압연 직각 방향 압연비…(1)
  8. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 강재를 용접한 탱크로서,
    용접 열 영향부 조립역에 있어서의, C 방향의 －196℃에서의 샤르피 충격 시험의 흡수 에너지가 41J 이상인, 탱크.

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