KR101417231B1 - 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 이루어져 있다.
본 발명의 다른 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al:0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 950~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 패스당 7.5~15%의 변형량의 조건으로 폭단조하는 단계, 상기 폭단조된 슬라브를 패스당 5~20%의 변형량의 조건으로 두께단조하는 단계, 상기 두께단조된 슬라브를 공냉한 후, 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정역 온도(Tnr)이상의 온도에서 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃에서, 1.3*t+(10~30분)[단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미]의 50시간 이하 동안 유지하는 열처리 단계 및 상기 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.

Description

저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판 및 그 제조 방법{ULTRA HEAVY STEEL PLATE FOR PRESSURE VESSEL WITH EXCELLENT LOW-TEMPERATURE TOUGHNESS AND TENSILE PROPERTY AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}
본 발명은 석유화학 제조설비, 저장탱크, 열 교환기, 반응로 및 응축기 등과 같은 압력이 작용하는 압력용기에 사용되는 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
압력용기의 경우 용기가 사용되는 온도 및 용기 내 저장될 물질의 특성에 따라 요구 물성이 결정된다. 사용온도가 낮을 경우 저온인성이 필요하고 저장물질의 종류에 따라 부식에 의한 강재의 열화가 달라지므로 저장물질의 종류에 따른 특수한 물성이 요구된다. 최근 들어 H2S함유량이 높은 원유의 채굴이 증가함에 따른 원유정제 설비에 필요한 강재들도 H2S에 의한 재료의 열화에 저항성이 높은 강재들의 요구가 증가되고 있다.
최근 석유의 품귀 현상 및 고유가 시대를 맞이하여 열악한 환경의 유전이 활발하게 개발되는 추세에 따라 원유의 정제 및 저장용 강판에 대하여 극후물화가 이루어지고 있다.
상기와 같은 강재의 극후물화 이외에도 강재를 용접한 경우에 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접 시 발생된 응력을 제거하기 위하여, 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)를 행하게 된다. 그러나 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 인장강도가 저하되는 문제가 있다.
상기와 같은 통상적인 연속주조 작업에 의해 주조된 강판은 슬라브 두께: 최종 강판의 압하비가 3:1이하로 제약을 받고 있어 극후물 강재의 제조에 한계점을 가지고 있다.
특허문헌 1과 같이 제안된 제어압연에 의한 방법으로는 연주로 제작된 슬라브 두께의 1/3두께까지의 제품 생산 및 요구하는 물성의 보증이 가능하고, 그 이상의 극후물재의 제조가 불가능한 문제가 있다.
따라서, 강재의 극후물화 및 제조두께 가혹화에 동반되어, 장시간의 PWHT 후에도 저온인성 및 인장특성이 저하되지 않는 강판이 요구되고 있다.
한국 특허공보 2009-0132129호
본 발명은 강판의 성분 및 제조조건을 최적화하여 장시간의 PWHT 후에도 저온인성 및 인장특성이 저하되지 않는 우수한 압력용기용 극후강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 이루어져 있다.
본 발명의 다른 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al:0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 950~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 패스당 7.5~15%의 변형량의 조건으로 폭단조하는 단계, 상기 폭단조된 슬라브를 패스당 5~20%의 변형량의 조건으로 두께단조하는 단계, 상기 두께단조된 슬라브를 공냉한 후, 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정역 온도(Tnr)이상의 온도에서 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃에서, 1.3*t+(10~30분)[단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미]의 시간동안 유지하는 열처리 단계 및 상기 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 의하면, 강판 중심부 결정립 평균크기가 5~50㎛인 페라이트와 펄라이트의 미세조직을 가지며, 밴딩 인덱스가 0.25이하인 강판을 제공할 수 있다. 이와 같은 조직강의 제조를 통해, 500MPa이상의 인장강도를 가지면서, 두께방향 단면수축율이 25%이상인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판을 제공할 수 있다.
본 발명자들은 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판을 도축해내기 위하여 연구를 행한 결과, 강판의 성분계와 제조조건을 적절히 제어하여, 강판의 미세조직을 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 제어함으로써, 강판의 후물화 및 장시간의 PWHT 후에도 두께방향 인장특성인 단면수축율 및 저온 충격인성이 우수한 강재를 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al: 0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 그 조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 이루어져 있다.
탄소(C): 0.1~0.3중량%
탄소는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 다량 첨가되는 경우 용접성 및 저온인성을 저하시키는 원소이다. C의 함량이 0.1중량%미만인 경우에는 기지 상의 자체적인 강도가 저하된다. 반면에, C의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 저온인성이 열화 되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 탄소는 0.1~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.15~0.5 중량%
실리콘은 탈산제로 사용되고, 고용강화에 의한 강도 향상 및 충격 천이 온도 상승효과를 위하여 첨가되는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여, 0.15중량%이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 실리콘의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하되고, 강판 표면에 산화 피막이 심하게 형성되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 실리콘은 0.15~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.6~1.2 중량%
망간은 강을 고용강화 시키는데 효과적인 원소이다. 황(S)과 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 1.2중량%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 그러나, 본 발명의 특성상 Mn이 0.6중량%미만인 경우에는 적절한 강도를 확보하기 어려운 문제점이 있다. 따라서, 상기 망간은 0.6~1.2중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.001~0.05중량%,
알루미늄은 제강 시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 탈산 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 탈산 효과가 포화되고, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 알루미늄은 0.001~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.01~0.35중량%
크롬은 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 크롬이 0.35중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 크롬은 0.01~0.35중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.2중량%
몰리브덴은 Cr과 마찬가지로, 소재의 강도를 강화시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 몰리브덴이 0.2중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 몰리브덴은 0.005~0.2중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.005~0.06중량%
바나듐은 Cr 및 Mo과 같이 강도의 증대에 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 고가의 원소인 바나듐이 0.06중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 바나듐은 0.005~0.06중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.001~0.05중량%
니오븀은 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는데 아주 효과적이며 동시에 기지(Matrix)와 정합을 이루는 탄질화물(Nb(C,N))로 석출됨으로써, 강도를 증가시키는 중요한 원소이다. 본 발명에서 의도하고자 하는 효과를 나타내기 위하여 0.001중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 니오븀은 함량이 증대할수록 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 인성저하를 가져올 수 있으므로, 그 상한은 0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니오븀은 0.001~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.001~0.05중량%
티타늄은 Nb과 같이 탄질화물(Ti(C,N))을 형성하여 슬라브의 가열 및 열간압연 과정에서 오스케나이트 결정립 성장을 억제하여 최종 조직 입도를 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 큰 역할을 하는 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위하여, 0.001중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 그러나, 티타늄의 함량이 증대할수록 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 인성저하를 가져올 수 있으므로, 그 상한은 0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 티타늄은 0.001~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.005중량%
칼슘은 산화물, 황화물을 생성하는 원소이다. 개재물의 형태를 제어하고, 가공성을 높이기 위하여, 0.0005중량%이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 칼슘의 함량이 0.005중량%를 초과하는 경우에는 강중에 함유된 산소와 반응하여 비금속개재물인 CaO와 같은 산화물을 생성시키고, 이와 같은 산화물은 내화물에 부착이나, 노즐 막힘등의 제강상의 문제를 발생시킨다.
본 발명의 강재는 압력용기용 강재로 사용할 수 있으므로 이를 고려할 경우 하기 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb 등의 원소들의 함량은 다음의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
Cu + Ni + Cr + Mo: 1.5중량% 이하
Cr + Mo: 0.4중량% 이하
V + Nb: 0.1중량% 이하
Ca/S: 1.0 이상
즉, Cu + Ni + Cr + Mo, Cr + Mo 및 V + Nb의 관계는 압력용기용 강재의 기본 규격(ASTM A20)에서 각각 제한하고 있는 수치로서, 이에 따라 Cu + Ni + Cr + Mo함량은 1.5중량% 이하로, Cr + Mo함량은 0.4중량% 이하로, 그리고 V +Nb함량은 0.1중량% 이하로 제한한다. 다만, 본 발명의 실시태양에 따라 포함되지 않은 합금 원소는 0으로 계산할 수 있다.
또한, Ca/S 비는 MnS 개재물을 구상화시켜 수소유기균열 저항성을 향상시키는 필수 구성비로서 1.0 미만인 경우에는 그 효과를 기대하기 어려우므로 그 비율을 1.0 이상이 되도록 조절한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 성분계를 만족함으로써, 저온인성 및 인장특성이 매우 우수한 압력용기용 극후강판을 제공할 수 있다. 한편, 본 발명의 효과를 더욱 향상시키기 위하여, Ni, Cu, Co 및 W으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
니켈(Ni): 0.05~0.5중량%
니켈은 강도와 인성을 동시에 향상시키는 원소로서, 본 발명에서도 후물재의 강도 확보 및 취성파괴 정지 특성을 향상시키는데 중요한 역할을 할 수 있다. 이러한 효과를 나타내기 위하여, 0.05중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 니켈은 첨가량이 증대할수록 강도와 인성이 향상되나, 고가이며 첨가량 증대에 따라 강도와 인성이 비례적으로 증가하지는 않으므로 그 상한은 0.5중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니켈은 0.05~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.05~0.5중량%
구리는 고용강화 원소로 작용하여 강도상승에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.05중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 구리가 0.5중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 구리는 0.05~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
코발트(Co): 0.005~0.2중량%
코발트는 기지조직의 연화를 방지하는 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 고가의 원소인 코발트가 0.2중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 코발트는 0.005~0.2중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
텅스텐(W): 0.005~0.2중량%
텅스텐은 기지조직의 연화를 방지하고, 강 중에서 탄화물로서 석출되는 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 고가의 원소인 텅스텐이 0.2중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 텅스텐은 0.005~0.2중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
인(P): 0.035중량% 이하
상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써,
주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하하기 때문에 후물재의 중심부 저온충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.035중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.02중량% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써,
Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 저온충격인성에 크게 손상시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다.
이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량의 상한은 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 성분계를 만족함으로서, 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 강판을 제공할 수 있다. 상기 강판의 미세조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합조직을 포함할 수 있다.
또한, 상기 페라이트의 평균 결정립크기는 5~50㎛로 제어할 수 있다. 상기 페라이트 결정립의 크기가 과대할 경우에는 강도와 인성이 저하할 우려가 있기 때문이다. 본 발명에서 대상으로하는 강재에서는 대체로 5㎛ 미만의 결정립은 얻기 곤란하므로 결정립의 크기는 5㎛ 이상으로 포함한다.
또한, 수소유기균열 저항성을 확보하기 위해서는 수소유기균열에 취약한 밴드 조직이 얼마나 형성되었는가를 나타내는 밴딩 인덱스(Banding Index)(ASTM E-1268에 따라 측정됨)가 0.25 이하인 것이 바람직하다. 상기 밴딩 인덱스(Banding Index)값이 0.25를 초과하게 되면 그 미세 조직에서는 수소유기균열 저항성이 급격히 저하된다.
상기 강판은 50시간 이하 동안 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)시, 인장강도가 500MPa 이상이고, 두께방향 단면수축율이 25%이상인 것이 바람직하다.
본 발명의 다른 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일측면인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al:0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 950~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 패스당 7.5~15%의 변형량의 조건으로 폭단조하는 단계, 상기 폭단조된 슬라브를 패스당 5~20%의 변형량의 조건으로 두께단조하는 단계, 상기 두께단조된 슬라브를 공냉한 후, 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정역 온도(Tnr)이상의 온도에서 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃에서, 1.3*t+(10~30분)[단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미]의 시간동안 유지하는 열처리 단계 및 상기 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
가열단계
상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 950~1250℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 950℃미만인 경우에는 과대한 하중이 소요되어 단조기의 대형화가 필요하다. 반면에, 1250℃를 초과하는 경우에는 단조 후 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강판의 성질을 해친다. 따라서, 슬라브의 가열온도는 950~1250℃로 한정하는 것이 바람직하다.
단조단계
상기 가열된 슬라브를 패스당 7.5~15%의 변형량으로 폭단조를 행한다. 보다 바람직하게는 패스당 7.5~15%의 변형량으로 폭단조를 행하면서, 총 15~30%의 변형량의 조건으로 폭단조를 행한다. 폭단조 시 패스당 변형율이 패스당 7.5% 미만의 변형을 가하게 되면 슬라브 중심부 변형량이 적어 후물재의 물성개선에 효과가 없다. 반면에, 패스당 15%를 초과하는 경우에는 패스당 변형량은 너무 과도한 대형 설비가 소요되어 제조비용이 크게 증대됨은 물론 좌굴변형이 우려되는 문제가 있다.
상기 폭단조된 슬라브를 패스당 5~20%의 변형량으로 두께단조를 행한다. 보다 바람직하게는 패스당 5~20%의 변형량으로 두께단조를 행하면서, 총 10~40%의 변형량의 조건으로 두께단조를 행한다. 두께단조 시 변형율이 패스당 5% 미만의 변형량을 가하게 되면 중심부 물성개선 효과가 적다. 반면에, 20%를 초과하는 경우에는 과도한 대형화가 초래되어 경제성을 상실하게 된다.
상기와 같이 단조단계를 거친 강판은 공냉 시킬수 있다. 이때, 공냉방법은 특별히 한정되는 것은 아니며, 당업계에서 사용되는 조건으로 실시하면 충분하다.
재가열 단계
공냉된 강판을 1050~1250℃에서 재가열하는 것이 바람직하다. 본 발명에 의하면, 재가열시 확산에 의하여 슬라브상에 존재하는 Mn과 P 편석부가 완화되는데, 재가열 온도가 낮을 경우 확산이 충분히 일어나지 않으므로 Mn, P 등의 편석이 남아있게 되므로 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 해치게 된다. 또한 Nb가 첨가된 강의 경우 강중에 첨가된 Nb 는 재가열시 충분히 고용되어 압연이나 열처리중 미세석출함으로써 강도 및 저온인성을 향상시킨다. 따라서 슬라브내 편석의 완화 및 Nb를 고용시키기 위해 재가열 온도의 하한을 1050℃ 로 제한하는 것이 바람직하다. 가열온도가 높으면 편석부의 완화나 Nb의 고용은 용이하나 동시에 오스테나이트의 결정립 크기로 증가하므로 저온인성이 나빠진다. 그러므로 우수한 저온인성을 얻기 위해서는 상한을 1250℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열간압연단계
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연을 실시할 수 있다. 이때, 압연은 미재결정 압연이고, Tnr이상의 온도로 제한하는 것이 바람직하다. Tnr미만인 경우에는 부분 재결정 발생으로 인하여 조대한 오스테나이트가 발생하고 이는 냉각 후 조대한 저온변태 조직의 형성으로 이어지고, 이러한 조직은 저항성 열화의 원인이 된다.
따라서, 미재결정 온도역 Tnr(오스테나이트 미재결정역과 재결정역의 경계온도)이상에서 압연을 실시하면 오스테나이트가 미세한 페라이트 결정립의 핵생성 장소를 제공해 주며, 이와 같은 결정립 미세화는 강도와 인성의 증가를 동시에 부여할 수 있다.
상기 미재결정 온도인 Tnr은 하기식으로부터 계산이 가능하다.
Tnr(℃) = 887+464×C+890×Ti+363×Al-357×Si+(6445×Nb-644×Nb1/2) + (732×V-230×V1 /2)
밴딩 인덱스(Banding Index)(ASTM E-1268에 따라 측정)값이 0.25이하로 나오기 위해서는 재결정 제어 압연이 가장 중요한 변수이며, 재결정 제어 압연은 Tnr~Tnr+100℃의 온도 범위 구간에서 각 압연 패스당 10% 이상의 압하율을 가하여, 누적압하량 30% 이상을 부여하는 것이 바람직하다. 상기 만일 누적 압하량이 30% 미만인 경우에는 밴딩 인덱스(Banding Index) 0.25이하를 기대할 수 없기 때문이다.
또한, 재결정 제어압연의 온도를 한정하는 이유 역시 밴딩 인덱스를 제어하기 위한 것으로서 결정립이 조대화되지 않은 상태에서 밴드조직을 억제하기 위한 것이다.
보다 상세하게는 온도가 재결정역 기준 온도(Tnr) 보다 낮을 경우에는 오스테나이트가 팬 케익화되어 밴딩 인덱스가 높아지게 되어 바람직하지 않고, 반대로 온도가 과다하게 높을 경우에는 결정립의 크기가 과대하게 되어 바람직하지 않다.
열처리
상기 열간압연된 강판을 850~950℃에서 1.3*t+(10~30분)(t, 강판의 두께, ㎜)동안 열처리 하는 것이 바람직하다. 상기 열처리의 온도가 850℃ 미만에서는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 950℃를 초과하게 되면 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해치게 된다.
상기 열처리 유지시간의 제약을 두는 이유는 상기 유지시간이 1.3×t + 10분보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, 1.3×t + 30분을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다.
냉각단계
상기와 같이 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 0.1℃/sec미만인 경우에는 냉각 중 페라이트 결정립 조대화가 발생될 수 있다. 반면에, 10℃/sec를 초과하는 경우에는 과대한 제 2상(베이나이트 분율 10% 이상)이 발생할 가능성이 높기 때문이다.
용접 후 열처리 단계
상기와 같이 냉각된 강판은 압력용기의 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리가 필요하다. 일반적으로 장시간 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 상기 본 발명에 의해 제조된 강판은 통상적인 PWHT 온도 조건인 590 ~ 640℃에서 장시간(~50시간 이하 동안) 실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점을 가지고 있다. 특히, 본 발명의 강판은 50시간의 PWHT 후에도 550MPa 이상의 인장강도를 갖고, -60℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 50J 이상을 만족한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표1에는 발명강과 비교강의 조성을 각각 나타낸 것이다. 표1과 같은 조성을 갖는 발명재의 강 슬라브를 적정한 온도범위에서 가열하고 폭방향 단조 및 두께방향 단조의 공정을 거쳐 재결정역에서 재결정 제어 압연을 30~80% 실시하여 Banding Index를 0.25 이하로 제어하는 압연을 실시한다. 그리고 상기 전술한 조건의 슬라브 폭 및 두께 단조, 압연, 열처리 및 PWHT 등을 하기 표2와 같은 조건으로 실시한 후 강판 두께방향 인장시험(Z인장) 후의 단면수축율(Z-R.A.), 강판의 압연 수직방향으로 채취된 인장 시험편에서 측정된 인장강도 및 항복강도, 저온 인성 및 크랙 길이비(Crack Length Ratio, %)를 조사하여 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
단, 저온 인성은 -50℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지값으로 평가한 것이고, 하기 표2에서 크랙 길이비(Crack Length Ratio, %)는 NACE TM0277 규격에 따라 측정된 것이다.
Figure 112011104688687-pat00001
구분 슬라브두께(mm) 폭단조누적변형량
(%)		 폭단조누적변형량
(%)		 강판 두께(mm) 슬라브 가열 온도(℃) 재결정제어압연누적압하량(%) 열처리온도/시간
(℃, 분)		 열처리후 냉각속도(℃/sec) PWHT 온도
(℃)		 PWHT시간
(hr)


발
명재
 A1A2
A3
A4
A5		 250 20 20 125 1150 40 890/185 2.0 620 25
300 23 25 150 1100 45 890/215 1.5 620 25
400 25 28 200 1080 55 890/280 1.0 620 50
300 - - 150 1100 45 890/215 1.5 620 25
400 - - 200 1180 55 890/280 1.0 620 50
B1
B2
B3
B4
B5		 250 20 20 125 1100 40 890/185 2.0 610 25
300 23 25 150 1150 45 890/215 1.5 610 25
400 25 28 200 1200 55 890/280 1.0 610 50
300 - - 150 1080 45 890/215 1.5 610 25
400 - - 200 1100 55 890/280 1.0 610 25
C1
C2
C3
C4		 300 23 25 100 1100 45 890/215 1.5 610 25
300 - - 150 1150 45 890/215 1.0 610 25
400 25 28 200 1200 55 890/280 1.5 620 50
400 - - 200 1080 55 890/280 1.0 620 50
비교재 D1
D2		 250 - - 125 1080 - 890/185 공냉 610 25
300 - - 150 1150 - 890/215 공냉 610 25
E1
E2		 300 - - 150 1100 - 890/215 공냉 610 25
400 - - 200 1100 - 890/280 공냉 610 25
구분 중심부 페라이트 평균입도 (㎛) Banding
Index		 두께방향
단면수축율, Z-R.A.(%)		 YS (Mpa) TS
(Mpa)		 -50℃
충격
인성(J)		 CLR
(%)

발
명재
 A1
A2
A3
A4
A5		 30 0.18 81.3 361 537 153 0.01
32 0.12 76.2 357 528 147 0.00
34 0.15 74.8 353 518 133 0.00
43 0.14 30.1 346 505 39 0.00
48 0.16 29.5 339 509 28 0.05
B1
B2
B3
B4
B5		 29 0.12 79.7 355 532 163 0.00
31 0.13 73.2 354 526 149 0.00
36 0.11 70.8 350 529 150 0.00
46 0.14 28.3 338 503 31 0.00
45 0.13 26.1 335 501 35 0.00
C1
C2
C3
C4		 28 0.16 73.7 351 529 162 0.01
42 0.07 25.6 338 507 40 0.00
32 0.13 80.5 347 523 165 0.00
48 0.09 29.2 329 502 27 0.00
비교재 D1
D2		 58 0.26 12.3 309 495 12 21
63 0.31 15.7 315 501 17 33
E1
E2		 59 0.29 13.2 313 492 15 27
69 0.27 16.3 316 487 19 25
상기 표 3에 나타난 바와 같이 성분은 충족하나 미세조직이 상이하고, 폭단조 및 두께단조를 실시하지 않고 제조된 극후물 강재는 비교재 저온충격인성과 두께방향 인장특성인 단면수축율의 값이 25%에 이르지 못하며 -50℃ 충격인성 값도 요구물성 기준값인 25J을 넘지 못하고 있음을 보여주고 있다.
H2S(sour gas)가스 분위기 하에서의 저항성을 나타내는 CLR(Crack Length Ratio, %)은 발명재가 월등히 우수함을 알 수 있다. 이와 같이, 발명재가 CLR에 있어서 우수한 이유는 페라이트 + 펄라이트로 구성되는 미세 조직의 균질화 정도를 나타내는 Banded Index가 0.25 이하로 낮게 제어됨에 기인한 것임을 알 수 있다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al:0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로 Ni: 0.05~0.5%, Cu: 0.05~0.5%, Co: 0.005~0.2% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 포함하며, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0의 조건을 만족하고, 그 조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합조직으로 이루어져 있으며, 50시간 이하 동안 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 500MPa 이상이고, 두께방향 단면수축율이 25%이상인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판.
  2. 삭제
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 페라이트 결정립 평균크기가 강판 중심부에서 5~50㎛인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 밴딩 인덱스(Banded Index)가 0.25 이하인 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판.
  5. 삭제
  6. 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 0.6~1.2%, Al:0.001~0.05%, Cr: 0.01~0.35%, Mo: 0.005~0.2%, V: 0.005~0.05%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, Ca: 0.0005~0.005%, P: 0.035% 이하, S: 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로 Ni: 0.05~0.5%, Cu: 0.05~0.5%, Co: 0.005~0.2% 및 W: 0.005~0.2%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 포함하며, Cu + Ni + Cr + Mo ≤1.5%, Cr + Mo ≤0.4%, V + Nb ≤0.1%, Ca / S ≥ 1.0의 조건을 만족하는 강 슬라브를 950~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 패스당 7.5~15%의 변형량의 조건으로 폭단조하는 단계;
    상기 폭단조된 슬라브를 패스당 5~20%의 변형량의 조건으로 두께단조하는 단계;
    상기 두께단조된 슬라브를 공냉한 후, 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 미재결정역 온도(Tnr)이상의 온도에서 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃에서, 1.3*t+(10~30분)[단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미]의 시간동안 유지하는 열처리 단계; 및
    상기 열처리된 강판을 0.1~10℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법.
  7. 삭제
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 재가열단계의 재가열온도는 1050~1250℃인 것을 특징으로 하는 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 냉각단계는 강판의 중심부 페라이트의 평균결정립 크기가 5~50㎛가 되도록 제어하는 것을 특징으로 하는 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 단조 및 열간압연단계는 상기 극후강판의 최종두께가 상기 슬라브 두께의 2/5~3/5이 되도록 제어하는 것을 특징으로 하는 저온인성 및 인장특성이 우수한 압력용기용 극후강판의 제조방법.
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