KR101253959B1 - 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 두께를 t라고 할 때, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상이고, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 80J 이상이며, 두께방향 인장단면감소율이 30% 이상인 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공함으로써,
일반적인 제강 및 연주공정을 거치는 것이 아니라 단조기술을 거치기 때문에 극후물 강판의 두께를 더 두껍게 확보하면서도 중심부 물성까지 향상시킬 수 있고, 특히 단조기술과 압연기술을 조합함으로써 생산성도 확보된 압력용기용 극후물 강판을 얻을 수 있다.

Description

중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법{ULTRA THICK STEEL SHEET FOR PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT CENTRAL PROPERTIES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 저장탱크, 열교환기, 반응로 및 응측기 등에 사용되는 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 주괴를 단조한 후 슬라브를 압연하는 방식을 사용하여 중심부 물성을 향상시킨 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
압력용기의 경우 현재 효율성 향상을 위하여 대형화되고 있는 추세이며, 이러한 용기의 대형화를 위해서는 극후물 강판의 적용이 필수적이고, 그 중에서도 특히 100mm 이상의 매우 두꺼운 극후물 강판에 요구가 매우 증가하고 있는 상황이다.
그러나, 극후물 강판의 경우 중심부에 물성이 좋지 않은 단점이 있고, 특히 100mm 이상의 매우 두꺼운 극후물 강판의 경우에는 중심부 물성 문제가 더욱 크게 나타났기 때문에, 일반적인 제강 및 연주공정을 통해서는 100mm 이상의 매우 두꺼운 극후물 강판을 생산하기 어려운 문제가 있었다.
다시 말해, 일반적인 제강 및 연주공정을 통해서 제조할 수 있는 슬라브의 최대두께는 300mm 미만인데, 압력용기용 재료는 ASTM 규격을 지키도록 되어 있는 바, 이 규격에 의하면 압하비 3:1 이상의 규정을 지켜서 제조하여야 한다. 압하비 3:1 이상은 가공전 소재의 두께가 최종 제품두께보다 3배 이상이 되어야 한다는 의미이다. 따라서, 현재 연주 슬라브로 제조될 수 있는 극후물 강판의 최대두께는 100mm 미만이 되게 된다.
다만, 상기 규격에는 예외규정으로 특별한 조건을 만족하는 경우에는 압하비 2:1까지도 허용하고 있으나, 압하비를 2:1로 적용할 경우에는 압하량이 너무 적으므로 상기의 중심부 물성 문제가 심각해져 극후물 강판의 물성 확보가 어려운 문제가 생긴다.
물론, 종래에 사용되었던 단조기술을 사용하여 원소재의 두께를 증가시키는 방법이 있기는 하나, 이러한 단조기술은 압연기술에 비해 생산성이 너무 낮아 실용화되기 어려문 문제가 있다.
따라서, 상기 문제를 해결하고 수요자의 극후물 강판의 대형화 요구를 만족시키기 위해서는, 극후물 강판의 두께를 더 두껍게 하면서도 중심부 물성을 확보할 수 있는 실용화 가능한 기술에 대한 연구가 매우 절실한 시점이라 할 수 있다.
본 발명의 일측면은 극후물 강판의 두께를 더 두껍게 확보할 수 있고, 중심부 물성도 향상시킬 수 있으며, 생산성 확보도 가능한 중심부 물성이 우수한 극후물 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 두께를 t라고 할 때, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상이고, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 80J 이상이며, 두께방향 인장단면감소율이 30% 이상인 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공한다.
이때, 상기 강판은 Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.005~0.05%, Ca: 0.0005~0.0015% 및 N: 0.001~0.01%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판의 두께는 100~200mm인 것이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명의 또다른 일측면은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 주괴를 준비하는 단계; 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 제조된 슬라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 압연하는 단계; 및 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 포함하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법을 제공한다.
이때, 상기 주괴를 준비하는 단계는 Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.005~0.05%, Ca: 0.0005~0.0015% N: 0.001~0.01%를 더 포함하는 주괴를 준비하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상이 되도록 주괴를 단조하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 주괴를 준비하는 단계는 두께가 450mm 이상인 주괴를 준비하고, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 두께가 250~400mm이 되도록 행하고, 상기 슬라브를 압연하는 단계는 슬라브의 두께가 100~200mm이 되도록 행하는 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 일측면에 따르면, 일반적인 제강 및 연주공정을 거치는 것이 아니라 단조기술을 거치기 때문에 극후물 강판의 두께를 더 두껍게 확보하면서도 중심부 물성까지 향상시킬 수 있고, 특히 단조기술과 압연기술을 조합함으로써 생산성도 확보된 압력용기용 극후물 강판을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 강판에 대해 설명한다.
본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 두께를 t라고 할 때, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상이고, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 80J 이상이며, 두께방향 인장단면감소율이 30% 이상인 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공한다.
먼저, 상기 강판의 성분계 및 조성범위에 대해 설명한다.(중량%)
탄소(C) : 0.1~0.3%
C는 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로서, 인장강도는 강재가 두꺼워질수록 감소하는 것이 일반적이므로, 특히 100mm 두께 이상의 극후물 강판에서 400MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 C를 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 첨가량이 너무 많으면 펄라이트 분율이 증가하여 인성을 저해하게 되고 용접성도 매우 나빠지므로, 0.3%를 초과하지 않는 것이 바람직하다. 따라서, C는 0.1~0.3%의 범위로 포함되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1~1.0%
Si는 탈산제로 첨가되는 원소로서, 그 효과를 얻기 위해서는 0.1%이상 첨가되어야 하지만, 그 함량이 너무 많으면 인성 및 용접성을 저해하고, 강중 산화개재물량을 증가시키게 되어 중심부 두께방향 인장단면감소율을 감소시키는 문제점이 있으므로, 그 상한을 1.0%로 한정하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.5~2.0%
Mn은 강도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소로서, 충분한 강도를 확보하기 위해서는 0.5% 이상 첨가되어야 하지만, 그 함량이 너무 많으면 중심부 편석이 심해져 중심부에 저온변태조직 생성이 조장되므로 두께방향 인장단면감소율이 감소할 뿐만 아니라 용접성이 저하되는 문제점이 있으므로, 그 상한을 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.02% 이하
P는 제강과정에서 불가피하게 강중에 포함되는 원소로서, 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되어 인성 및 용접성 저해하게 된다. 따라서, P의 함량을 가능한 한 줄이는 것이 바람직하고, 최소한 그 상한이 0.02%를 넘지 않도록 해야 한다.
황(S): 0.005중량% 이하
S는 제강과정에서 불가피하게 강중에 포함되는 원소로서, 일반적으로 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 압연시 연신되어 수소유기균열 발생의 기점으로 작용할 뿐만 아니라 저온인성을 저해하게 된다. 따라서, S의 함량을 가능한 한 줄이는 것이 바람직하고, 그 상한이 0.005%를 넘지 않도록 제어할 필요가 있다.
알루미늄(Al): 0.005~0.1%
Al은 제강시 탈산을 위하여 필수적으로 첨가되는 원소로서, 그 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가되어야 하지만, 그 함량이 너무 많으면 Si과 마찬가지로 산소와 반응하여 산화물계 개재물을 형성하여 두께방향 인장단면감소율과 충격인성을 저해하기 때문에, 그 상한은 0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 제공하는 강판은 상기 강판의 성분계 및 조성범위를 만족하면서 강판의 두께를 t라고 할 때, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상이고, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 80J 이상이며, 두께방향 인장단면감소율이 30% 이상인 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공한다.
종래에는 극후물재는 일반강재에 비해 그 두께가 현저히 두꺼워, 통상적인 제강 및 연주공정을 통해서는 중심부까지 압하량이 충분히 전달되는 데에는 한계가 있기 때문에, 중심부에 주조조직이나 기공들이 많이 남게 되어 중심부 물성을 확보할 수 없는 문제가 있다. 즉, 기존의 통상적인 공정을 통해 제조된 강판은 중심부 물성이 좋지 않기 때문에, t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도, 충격인성이 좋지 않았고, 강판의 건전성도 우수하게 확보할 수 없었는데, 특히 강판의 대형화가 요구되는 압력용기용 극후물 강판의 경우 상기의 문제점이 더욱 심화되었다.
이에 반해, 본 발명의 일측면은 종래기술의 한계를 극복하고, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후에도 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상인 압력용기용 극후물 강판을 발명하기에 이른 것이다. 특히, 본 발명의 강판은 보다 바람직하게 500MPa 이상의 인장강도까지 얻을 수 있어 중심부에서도 매우 우수한 강도를 확보할 수 있게 되었다.
또한, 종래의 압력용기용 극후물 강판은 중심부에서 높은 인장강도를 확보하게 되면 반대로 충격인성이나 건전성이 저하되는 문제가 있었는데, 본 발명의 일측면은 상기의 높은 인장강도를 확보함과 동시에 상기 중심부에서의 샤르피 충격흡수에너지(0℃)도 80J 이상이고, 두께방향 단면감소율이 30% 이상인 강판을 얻을 수 있기 때문에, 중심부에서의 강도 뿐만 아니라 인성, 건전성까지 모두 우수하게 확보할 수 있다. 특히, 본 발명의 강판은 보다 바람직하게 중심부에서의 샤르피 충격흡수에너지(0℃)를 120J 이상으로 얻거나 두께방향 단면감소율이 32% 이상으로 얻을 수도 있어 중심부에서 매우 우수한 물성을 확보할 수 있다.
이때, 상기 강판은 Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.005~0.05%, Ca: 0.0005~0.0015% 및 N: 0.001~0.01%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
이하, 상기 추가될 수 있는 성분계 및 조성범위에 대해 설명한다.(중량%)
구리(Cu): 0.05~0.3%
Cu는 강의 강도와 인성향상 및 PWHT시 석출물을 형성하여 강도하락을 최소화하는 역할을 하는 원소로서, 이를 추가로 포함시킬 경우 상기 강판의 물성 향상에 도움을 줄 수 있다. 첨가시에는 상기 효과를 발현하기 위해 0.05% 이상 포함되는 바람직하나, 그 양이 너무 많으면 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하는 부정적인 문제가 있으므로. 그 상한은 0.3%로 한정하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.05~0.5%
Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소로서, 이를 추가적으로 첨가할 경우 강의 물성확보에 도움을 줄 수 있고, 특히 Cu 첨가시 열간압연 과정에서 발생하는 표면 균열을 감소시키는 데에도 도움을 줄 수 있다. 첨가시에는 상기 효과를 발현하기 위해 0.05% 이상 포함되는 것이 바람직하나, 경제성 차원에서 그 상한은 0.5%로 한정한다.
크롬(Cr): 0.02~0.5%
Cr은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 높이는 역할을 하는 원소로서, 이를 추가적으로 첨가할 경우 강의 물성 확보에 도움을 줄 수 있고, 첨가시에는 상기 효과의 발현을 위해 0.02% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 첨가량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 인성 및 용접성이 저해되므로, 그 상한을 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.05%
Nb는 1200℃ 부근의 온도에서 고용되었다가 열간압연시 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 강도를 증가시키고, 노멀라이징시 발생하는 재결정시 석출물이 핵생성 위치 및 페라이트 결정립 성장을 억제하므로 인성을 향상시키는 역할을 하므로, 이를 추가적으로 첨가할 경우 강의 물성 확보에 도움을 줄 수 있다. 첨가시에는 상기 효과의 발현을 위해 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 양이 너무 많을 경우에는 Nb를 포함하는 조대한 이차상들이 두께 중심부에 밀집되고, 이에 따라 두께방향 인장단면감소율을 저해하므로, 그 상한은 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.0015%
Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 하는 원소로서, 이를 추가로 첨가할 경우 MnS의 연신을 방해하므로 강의 물성 향상에 도움을 줄 수 있다. 첨가시에는 상기 구상화 효과가 나타나기 위해 0.0005%이상 첨가되는 것이 바람직하나, Ca는 휘발성이 커 수율이 낮으므로 제강공정에서 발생할 수 있는 부하를 고려하여 그 상한은 0.0015%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.01중량%
N는 추가로 첨가될 경우 Al 등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 줄 수 있으므로, 0.001% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 그 양이 너무 많으면 고용상태의 N이 존재하고, 이는 강의 인성에 부정적인 영향을 미치게 되므로, 상한은 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판의 두께는 100~200mm인 것이 보다 바람직하다. 압력용기강의 경우 그 효율성 향상을 위해 대형화를 도모하는 것이 바람직하고, 특히 두께가 100mm 이상인 압력용기용 극후물 강판은 이러한 대형화 요구에 부합하는 우수한 소재로 볼 수 있다.
특히, 상기 강판의 두께가 100mm 이상으로 두꺼워질 경우에는 강판 제조과정에서 중심부에 힘을 전달하여 공극 등을 줄이기가 힘들어 중심부 물성을 확보하는 것이 더욱 어려워지게 되는데, 본 발명의 일측면은 두께 100mm 이상의 압력용기용 강판에서도 상기의 중심부 물성을 확보할 수 있다는 점에서, 활용도나 품질의 측면에서 매우 우수한 압력용기용 강판을 얻을 수 있다. 다만, 상기 강판의 두께가 200mm를 초과할 경우에는 상기 물성 확보가 극히 어려워진다는 점에서, 100~200mm의 두께를 가진 압력용기용 극후물 강판이 가장 바람직하다.
이하, 본 발명의 강판의 제조방법에 대해 설명한다.
본 발명의 또다른 일측면은 상기와 동일한 조성을 포함하는 주괴를 준비하는 단계; 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 제조된 슬라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 압연하는 단계; 및 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 포함하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법을 제공한다.
즉, 본 발명의 또다른 일측면은 단조기술과 압연기술을 조합하고, 그 조합된 기술의 각 조건을 제어함으로써, 압력용기용 극후물재를 대형화시킬 수 있고, 그러면서도 중심부 물성을 우수하기 확보할 수 있는 압력용기용 극후물 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
만약, 압연기술만 적용할 경우에는 중심부 물성 확보를 위해 압하비를 높이면 두께가 얇아지고, 그렇다고 대형화를 위해 두꺼운 강판을 얻으려면 압하비를 낮출 수밖에 없어서 중심부 물성 확보에 한계가 있었다. 물론, 단조기술을 적용하면 처음부터 두꺼운 주괴를 사용할 수 있고, 중심부에 가해지는 압하량이 더 커지는 장점이 있기는 하나, 생산성이 매우 저하되는 문제가 있었다.
따라서, 본 발명의 제조방법은 1차적으로 단조기술을 적용한 후, 2차적으로 압연기술을 적용하는 방식을 채택함으로써, 강판의 두께 및 중심부 물성을 확보하고, 생산성 측면에서 불리하지 않은 방법을 발명하기에 이른 것이다.
먼저, 상기와 동일한 조성을 포함하는 주괴를 준비하는 단계를 거친다. 이는 먼저 단조기술을 적용하기 위한 것으로서, 원소재를 잉곳주조를 통해 만들어진 주괴로 사용할 경우 훨씬 더 두꺼운 상태로 시작할 수 있기 때문에 압력용기용 강판의 대형화에 유리할 수 있다. 특히, 두께가 450mm 이상인 주괴를 준비하는 것이 바람직하고, 이는 100mm 이상의 매우 두꺼운 압력용기용 극후물 강판을 생산함에 있어서 중심부 물성을 확보하기 위해 처음부터 원소재의 두께를 450mm 이상으로 시작하려는 것이다.
다음으로, 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계를 거친다. 이와 같이, 단조를 통해 슬라브를 제조할 경우 압연하는 것에 비해 상대적으로 강에 더 큰 압하량이 가해지기 때문에, 중심부의 공극을 최소화시키는 데에 더 바람직하다.
특히, 상기 단조는 얻어지는 슬라브의 두께가 250~400mm이 되도록 행하는 것이 보다 바람직한데, 이는 단조를 행한 후 얻어지는 슬라브의 두께가 400mm를 초과하면 단조에 의한 중심부 압하가 미미할 수 있어 실질적으로 중심부 물성 확보에 기여하는 정도가 크지 않을 수 있고, 반대로 슬라브의 두께가 250mm 미만이 될 때까지 단조를 할 경우에는 이미 중심부 압하가 충분히 이루어졌기 때문에 계속 단조를 적용하는 것은 생산성 측면에서 불리하므로, 중심부 물성및 생산성을 고려할 때 슬라브의 두께가 250~400mm일 때까지 단조를 적용하고, 그 이후에는 압연기술을 조합하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상이 되도록 주괴를 단조하는 것이 보다 바람직하다. 단조에 의해 얻어진 슬라브의 상기 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상으로 될 경우 슬라브 압연시에 슬라브의 벤딩(Bending)을 방지하여 압연이 특히 안정적으로 행해지도록 할 수 있다.
다음으로, 상기 제조된 슬라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 압연하는 단계를 거치게 된다. 먼저, 슬라브의 재가열온도는 1100~1250℃로 제어하는 것이 바람직하다. 재가열시 확산에 의하여 슬라브 상에 존재하는 Mn과 P 편석부가 완화되는데, 만약 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만일 경우 확산이 충분히 일어나지 않으므로, Mn, P 등의 편석이 남아있게 되어 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 해치게 된다. 또한, Nb가 첨가될 경우에는 강 중에 첨가된 Nb는 재가열시 충분히 고용되어 압연이나 열처리중 미세석출함으로써, 강도 및 저온인성을 향상시키게 되는데, 이러한 효과의 발현을 위해서도 재가열 온도는 1100℃ 이상인 것이 바람직하다.
또한, 가열온도가 너무 높으면 편석부의 완화나 Nb의 고용은 용이하나, 반대로 오스테나이트의 결정립 크기로 조대해지는 경향이 있기 때문에, 저온인성이 저하되는 문제가 생길 수 있다. 따라서, 재가열온도의 상한은 1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기의 온도범위로 슬라브를 재가열한 후 압연을 행하여 슬라브를 제조하게 되는데, 압연시에는 특별히 온도를 제한하지는 않는다. 즉, 가열로에서 재가열되어 나온 슬라브를 원하는 두께로 압연하게 되고, 압연 후에는 상온까지 공냉을 하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 슬라브를 압연함에 있어서는, 슬라브의 두께가 100~200mm이 되도록 행하는 것이 보다 바람직하다. 만약, 상기 압연된 슬라브의 두께가 200mm 이하가 되면 중심부에 충분한 압하량이 가해지게 되므로 중심부 물성을 더욱 우수하게 확보할 수 있게 되고, 상기 두께가 100mm 이상이 되면 상기 중심부 물성을 확보하면서도 압력용기용 강의 대형화를 달성할 수 있게 되는 것이다.
다음으로, 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 거치게 된다. 노멀라이징 처리를 하게 되면 강의 미세조직은 오스테나이트로 상변태가 일어나고, 이때 재결정에 의해 오스테나이트 결정립이 미세화되므로, 강도 및 인성이 동시에 향상될 수 있다. 따라서, 노멀라이징 처리에 의해 오스테나이트 변태가 잘 일어나도록 상기 처리온도는 Ac3점 이상으로 제어하여야 한다.
본 발명에서 제시된 조성을 고려할 때, Ac3점이 800~850℃의 범위에 있을 것으로 예측되고, 극후물재라는 것을 감안하면 중심부에도 충분히 노멀라이징이 되기 위해서는 이보다 30℃ 이상 높은 온도에서 노멀라이징 처리를 하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 처리온도의 하한은 880℃으로 정하고, 다만 그 온도가 너무 높으면 오스테나이트 변태 후 오스테나이트 결정립이 성장하여 오히려 강도 및 인성을 저하시키는 문제가 생길 수 있으므로, 상한은 950℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 노멀라이징 처리 시간은 30~180분으로 제어하는 것이 바람직한데, 노멀라이징 처리시 강재의 중심부까지 오스테나이트 변태가 충분히 일어나지 위해서는 최소한 30분의 시간이 필요하고, 다만 그 시간이 너무 길어지면 오스테나이트 결정립 성장이 일어나 강도 및 인성을 저해하므로, 180분 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명하지만, 이는 본 발명의 보다 완전한 설명을 위한 것이고, 하기 개별실시예에 의해 본 발명의 권리범위가 제한되는 것은 아니다.
( 실시예 )
먼저, 아래의 표 1에 나타난 조성을 갖는 주괴를 준비하였다.
구분
(중량%)		 C Si Mn P S Al Ni Cu Cr Nb Ca N
발명강1 0.21 0.2 0.9 0.011 0.0017 0.029 - - - - - -
발명강2 0.18 0.4 1.15 0.013 0.0021 0.031 0.15 0.1 - 0.015 0.0012 0.006
발명강3 0.24 0.4 1.2 0.01 0.0024 0.017 0.35 - 0.15 - - 0.006
발명강4 0.12 0.6 1.5 0.014 0.0018 0.046 - - 0.35 0.011 0.001 0.007
발명강5 0.16 0.4 1.4 0.016 0.0023 0.014 0.15 - - 0.025 0.0007 0.004
발명강6 0.24 0.3 1.1 0.015 0.0037 0.03 - 0.1 0.2 0.01 0.0013 0.005
비교강1 0.06 0.25 1.15 0.008 0.0031 0.021 0.2 0.4 - 0.02 - 0.005
비교강2 0.08 0.2 1.01 0.01 0.002 0.025 - 0.3 0.4 0.01 0.0007 0.005
비교강3 0.16 0.45 2.1 0.012 0.001 0.037 0.1 - - - 0.0011 0.006
비교강4 0.35 0.4 1.8 0.035 0.0037 0.012 - - - - 0.0015 0.005
그리고, 상기 주괴의 두께를 표 2에 나타난 대로 제어하고, 이를 단조하여 슬라브를 제조하였다. 그리고나서, 표 2에 나타난 조건으로 재가열한 후 압연을 행하고, 공냉시킨 후 노멀라이징 처리를 행하여 극후물 강판을 제조하였다. 다만, 단조를 행하지 않고 종래의 연주공정을 이용한 예들은 연주 슬라브의 두께만 나타내었다.
구분 적용
강종		 주괴
두께
(mm)		 단조
슬라브
두께
(mm)		 단조
슬라브
폭
(mm)		 단조
슬라브
길이
(mm)		 연주
슬라브
두께
(mm)		 재가열
온도
(℃)		 노멀
라이징
온도
(℃)		 노멀
라이징
시간
(분)
발명예1 발명강1 480 400 2000 3400 - 1140 925 60
발명예2 발명강2 480 400 2000 3400 - 1154 920 60
발명예3 발명강3 500 430 1800 3200 - 1150 924 90
발명예4 발명강4 500 430 1800 3200 - 1176 910 90
발명예5 발명강5 500 430 1800 3200 - 1156 905 45
발명예6 발명강6 450 380 2000 3600 - 1121 890 45
비교예1 비교강1 480 430 2000 3000 - 1090 930 50
비교예2 비교강2 480 430 2000 3000 - 1145 940 25
비교예3 비교강3 480 430 2000 3000 - 1150 980 60
비교예4 발명강4 450 400 2000 3200 - 1256 850 60
비교예5 비교강4 450 400 2000 3200 - 1198 860 120
비교예6 발명강1 520 450 3200 1300 - 1154 - -
비교예7 발명강1 - - - - 300 1120 930 60
비교예8 발명강3 520 450 3200 1300 - 1126 - -
비교예9 발명강3 - - - - 300 1210 910 -
비교예10 발명강6 - - - - 300 1178 900 50
상기와 같이 제조된 강판의 두께를 t라고 할 때, t/4~3t/4인 지점에서의 인장강도, 0℃에서의 샤르피 충격에너지를 측정하였고, 두께방향 인장단면감소율도 측정하였다. 측정결과는 표 3에 나타내었다.
구분 PWHT 온도
(℃)		 PWHT시간
(℃)		 인장강도
(MPa)		 단면감소율
(%)		 0℃에서의
샤르피
충격에너지(J)		 강판
최종두께
(mm)
발명예1 620 15 618 36 154 156
발명예2 620 15 592 40 151 138
발명예3 650 12 672 32 129 165
발명예4 650 12 508 44 196 150
발명예5 600 10 547 41 175 170
발명예6 600 10 654 33 125 136
비교예1 620 10 349 29 154 150
비교예2 620 10 375 29 146 150
비교예3 620 10 573 25 79 150
비교예4 650 12 611 23 58 135
비교예5 650 12 726 20 31 135
비교예6 - - - - - 압연불가
비교예7 620 15 519 21 64 156
비교예8 - - - - - 압연불가
비교예9 650 12 549 20 48 165
비교예10 600 15 520 21 50 136
먼저, 발명예 1 내지 6은 조성, 주괴의 두께, 단조된 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께 비율, 재가열온도, 노멀라이징 온도 및 시간이 모두 본 발명의 조건을 만족하였고, 강판의 최종두께도 100~200mm에 해당하여 효율성 및 품질이 매우 우수한 압력용기용 강판을 얻을 수 있었다. 그 결과를 보면, 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 거치더라도 모두 중심부 인장강도가 500MPa 이상을 만족하고, 샤르피 충격에너지는 120J 이상, 단면감소율은 32% 이상으로 나타나 특히 우수한 중심부 물성을 가짐을 확인할 수 있었다.
이에 반해, 비교예 1은 탄소의 함량이 본 발명의 범위보다 작아 강도 확보가 충분히 않았고, 재가열온도도 본 발명의 범위보다 낮았다. 실험 결과에서도 인장강도가 349MPa로 나타나 매우 좋지 않았고, 단면감소율도 30%에 미달하여 건전성도 좋지 못함을 알 수 있었다.
또한,비교예 2는 역시 탄소의 함량이 작고, 노멀라이징 처리 시간이 충분치 않아 오스테나이트로의 변태가 미미하였을 것이므로, 재결정화에 의해 강도 확보가 더욱 어려웠을 것으로 예상할 수 있다. 따라서, 결과에서도 강도가 375MPa로 매우 낮았고, 단면감소율도 30%에 미달하여 중심부 물성이 좋지 못하였다.
또한, 비교예 3은 망간의 함량이 너무 많아 중심부 편석이 심해졌을 것이고, 노멀라이징 온도가 너무 높아 오스테나이트 결정립의 성장이 일어났을 것으로 예상할 수 있다. 결과에서도, 충격에너지가 79J에 불과하고, 단면감소율도 25%로 나타나 중심부 물성이 좋지 못함을 알 수 있다.
또한, 비교예 4는 발명강을 사용하였으나, 재가열온도가 너무 높고, 노멀라이징 온도는 너무 낮아 결국 충격에너지가 58J, 단면감소율이 23%로 매우 낮게 나타나 중심부 물성이 좋지 않음을 알 수 있다.
또한, 비교예 5는 탄소의 함량이 너무 높아 강도는 우수할 수 있어도 인성을 크게 저해시킬 수밖에 없고, 노멀라이징 온도가 너무 낮아 충분히 오스테나이트로의 변태가 이루어지기 어려울 것으로 예상할 수 있고, 결과에서도 충격에너지가 31J로 매우 낮았고, 단면감소율이 20%로 건전성도 좋지 못하였다.
또한, 비교예 6 및 8은 길이/두께 비가 3에 미달하여 압연중 벤딩(bending)이 발생하여 압연을 더 이상 진행하지 못하였는 바, 실험이 불가하였다.
또한, 비교예 7, 9 및 10은 종래의 연주공정을 사용하였는데, 최초 두께가 300mm이고 이로부터 100mm 이상의 극후물재를 얻기 위해 약 2:1 내외의 압하비로 압연를 하였다. 이에 따라, 중심부에 힘에 제대로 가해지지 못해, 충격에너지와 단면감소율이 매우 낮게 나타나 중심부 물성이 좋지 못함을 확인할 수 있었다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 두께를 t라고 할 때, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상이고, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 80J 이상이며, 두께방향 인장단면감소율이 30% 이상인 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.005~0.05%, Ca: 0.0005~0.0015% 및 N: 0.001~0.01%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  3. 청구항 1 또는 2에 있어서,
    상기 강판의 두께는 100~200mm인 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  4. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 주괴를 준비하는 단계; 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 제조된 슬라브를 1100~1250℃로 재가열한 후 압연하는 단계; 및 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 포함하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 주괴를 준비하는 단계는 Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.05~0.5%, Cr: 0.05~0.5%, Nb: 0.005~0.05%, Ca: 0.0005~0.0015% N: 0.001~0.01%를 더 포함하는 주괴를 준비하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  6. 청구항 4에 있어서,
    상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상이 되도록 주괴를 단조하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  7. 청구항 4 내지 6중 어느 한 항에 있어서,
    상기 주괴를 준비하는 단계는 두께가 450mm 이상인 주괴를 준비하고, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 두께가 250~400mm이 되도록 행하고, 상기 슬라브를 압연하는 단계는 슬라브의 두께가 100~200mm이 되도록 행하는 중심부 물성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
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