KR101568523B1 - 소려 취화 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 미세조직을 갖는 압력용기용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
Description
본 발명은 용접 후 열처리 저항성 및 소려 취화 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
발전 및 석유화학 공장 사업부분에 있어서 설비의 효율성을 높이기 위하여 고압·고온의 조업조건을 적용하고 있다. 이러한 조업조건의 정도는 점차적으로 확대되고 있고, 구조물 및 공장 설비들은 대형화되는 추세이다. 상기 대형 구조물 및 공장 설비는 용접에 의해서 제작되는데, 용접에 의해 발생하는 잔류응력을 최소화 시키기 위해 용접 후 열처리 (Post Weld Heat Treatment, 이하 'PWHT'라 함.)를 실시한다. 따라서, 용접 후 열처리 저항성이 우수한 강재가 일반적으로 사용되고 있다.
다만, 상기 대형 구조물 및 공장 설비를 350 ℃ 내지 600 ℃에 이르는 중고온 영역에서 장시간 사용하는 경우, 기지조직(Matrix) 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 탄화물의 조대화 등에 따라 강도 및 인성 등의 물성이 저하되고, 구조물 및 공장 설비의 파손이 유발된다. 따라서, 용접 후 열처리 저항성이 우수할 뿐만 아니라, 장기간 중고온 영역에서 사용하여도 물성이 크게 저하되지 않는 소려 취화 저항성이 우수한 강재 및 강판의 개발이 요구된다.
한편, 대한민국 공개번호 2012-0073448호(이하, 특허문헌 1)는, 장시간 PWHT 열처리에 따른 물성의 저하를 방지하기 위한 후판 강재 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 후판 강재를 개시한다. 다만, 상기 후판강재 제조방법은 압연된 강판을 약 930 ℃ 내지 970 ℃ 온도로 재가열하는 단계를 포함하므로 열처리 방법이 복잡하고, 제조비가 많이 들 뿐만 아니라, 상기 후판강재는 중고온 영역에서 장시간 사용시 문제가 되는 소려 취화 저항성이 부족하다는 문제점이 있었다.
따라서, 장시간의 PWHT 및 스텝 쿨링(Step Cooling) 후에도 강도 및 인성이 저하되지 않는, 용접 후 열처리 저항성 및 소려 취화 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조 방법에 관한 연구 및 개발이 요구되고 있는 실정이다.
본 발명은 용접 후 장시간의 열처리 후에도 강도 및 인성이 크게 저하되지 않을 뿐만 아니라, 소려 취화 저항성도 우수한 압력용기용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 구현 예는 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 미세조직을 갖는 압력용기용 강판을 제공한다.
상기 미세조직에 있어서, 템퍼드 마르텐사이트는 강판의 면적 분율로 25% 이상 포함될 수 있다.
또한, 상기 강판은 650 ℃ 내지 750 ℃의 온도에서 열처리하는 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 단계를 수행한 후, 1/4T(T: 강판의 두께)인 지점에서 인장 강도는 585MPa 이상일 수 있다.
또한, 상기 강판은 650 ℃ 내지 750 ℃의 온도에서 열처리하는 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 단계를 수행한 후, 샤르피 충격 에너지 값은 100 J 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현 예는 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050 ℃ 내지 1250 ℃의 온도로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 800 ℃ 내지 1000 ℃의 온도에서 열간마무리압연하여 열연 강판을 형성하는 단계; 상기 열연 강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 1 ℃/sec 내지 60 ℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 Ac1 ~ Ac1-100℃에서 10분 내지 30분 동안 템퍼링하는 단계를 포함하는 압력용기용 강판 제조방법을 제공한다.
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 발명의 강판은 용접 후 열처리 저항성이 우수할 뿐만 아니라, 소려 취화 저항성도 우수하므로, 장시간의 용접 후 열처리(PWHT) 및 스텝 쿨링(Step Cooling) 후에도 강도 및 인성 등의 물성이 저하되지 않을 수 있다. 또한, 본 발명은 용접 후 열처리 저항성이 우수할 뿐만 아니라, 소려 취화 저항성도 우수한 강판을 제조하는 방법을 제공한다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 용접 후 열처리 저항성이 우수한 강판을 도출해내기 위하여 연구를 행한 결과, 강판의 성분계와 제조조건을 적절히 제어하여, 강판의 미세조직이 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하도록 제어함으로써, 장시간의 PWHT 후에도, 강도와 인성이 저하되지 않는 극후강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판은 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 미세조직을 가지는 것을 특징으로 한다.
이하, 본 발명의 강판을 구성하는 각 성분원소 및 그 함량 범위에 대해 설명한다.
탄소(C): 0.10~0.15중량%
탄소는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 다량 첨가되는 경우 용접성 및 저온인성을 저하시키는 원소이다. C의 함량이 0.10중량%미만인 경우에는 기지 상의 자체적인 강도가 저하된다. 반면에, C의 함량이 0.15중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 저온인성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 탄소는 0.10~0.15중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1중량% 이하
실리콘은 탈산제로 사용되고, 고용강화에 의한 강도 향상을 가져오지만 충격 천이 온도 상승효과를 나타내어 인성을 해치므로 따라서, 상기 실리콘은 0.10중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.3~0.6 중량%
망간은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 따라서, 적절한 강도 확보를 위해서는 0.3중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 다량 첨가할 경우에는 황(S)과 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 0.6중량%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 망간은 0.3~0.6중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): Al: 0.015~0.040중량%,
알루미늄은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.015중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 탈산효과를 확보할 수 없다. 반면에, 0.040중량%를 초과하는 경우에는 탈산효과가 포화되고, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 알루미늄은 0.015~0.040중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 2.0~2.5중량%
크롬은 고온강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 2.0중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 크롬이 2.5중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 크롬은 2.0~2.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.9~1.1중량%
몰리브덴은 Cr과 마찬가지로, 소재의 고온강도를 강화시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.9중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 몰리브덴이 1.1중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 몰리브덴은 0.9~1.1중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.25~0.35중량%
바나듐은 Cr 및 Mo과 같이 고온강도의 증대에 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.25중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 고가의 원소인 바나듐이 0.35중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 바나듐은 0.25~0.35중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.070중량%
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 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 니오븀은 함량이 증대할수록 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 인성저하를 가져올 수 있으므로, 그 상한은 0.070중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니오븀은 0.005~0.070중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.001~0.030중량%
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 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 티타늄의 함량이 증대할수록 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 인성저하를 가져올 수 있으므로, 그 상한은 0.030중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 티타늄은 0.001~0.030중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.05~0.25중량%
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 포함하는 것이 바람직하다. 니켈은 첨가량이 증대할수록 강도와 인성이 향상되나, 고가이며 첨가량 증대에 따라 강도와 인성이 비례적으로 증가하지는 않으므로 그 상한은 0.25중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니켈은 0.05~0.25중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.01~0.20중량%
구리는 고용강화 원소로 작용하여 강도상승에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 구리가 0.20중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 구리는 0.01~0.20중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
Ca(칼슘): 0.0005~0.0025중량%
칼슘은 MnS와 같이 압연방향으로 길게 연신되는 개재물을 구상화시켜 압연 후 압연방향에 따른 재질 이방성을 감소시키는 역할을 한다. 그러나 그 함유량이 0.0005% 미만이면 개재물의 구상화 효과를 크게 기대할 수 없고, 반면 0.0025%를 초과하면 오히려 개재물의 증가를 초래하므로 칼슘의 함량은 0.0005~0.0025%의 범위로 제한한다.
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 중에서, 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
인(P): 0.025중량% 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 수밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.025중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.025중량% 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 수밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량의 상한은 0.025중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판의 미세조직은 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함할 수 있다. 예를 들어, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 강판의 면적 분율로 25% 이상 포함될 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트를 강판의 면적 분율로 25% 이상 포함하는 경우 안정적인 인장강도를 확보할 수 있다.
한편, 본 발명에 있어서, 소려 취화 저항성이란, 600 ℃ 이하의 온도에서부터 2.8 ℃/h 내지 27.8 ℃/h 의 냉각속도로, 약 240 시간 동안, 단계적으로, 약 300 ℃까지 냉각하는 열처리를 수행하는 경우, 강판이 물러지는 정도에 대한 저항성을 의미한다.
예를 들어, 상기 소려 취화 저항성을 평가하기 위해, ASTM A387 규격을 기준으로 스텝 쿨링(Step Cooling) 열처리를 실시한 이후에, ASTM A387에 규정된 바와 같이, vTr55 + 2.5 delta vTr55 ≤ 10℃ 를 만족하는지 여부를 판단할 수 있다. 이때, vTr55 는 최소한 PWHT 적용된 재료의 55 J 천이 온도를 의미한다. 또한, delta vTr55 는 스텝 쿨링된 재료의 55 J 천이 온도 변화를 의미하는 것으로, 스텝 쿨링된 재료의 55J 천이 온도에서 최소한 PWHT 만 적용된 재료의 55J 천이온도를 뺀 값이다. 본 발명의 강판은 상기 식 vTr55 + 2.5 delta vTr55 ≤ 10℃ 을 만족할 수 있다.
한편, ASTM A387 규격에 따른 스텝 쿨링(Step Cooling) 열처리 방법은 하기 ①~⑥의 단계에 따라 수행된다.
① 1100 ℉ (593 ℃)에서 1시간 동안 유지한 후, 10 ℉ (5.6 ℃)/h 의 냉각속도로 1000 ℉ (538 ℃) 까지 냉각함.
② 1000 ℉ (538 ℃)에서 15시간 동안 유지한 후, 10 ℉ (5.6 ℃)/h 의 냉각속도로 975 ℉ (524 ℃) 까지 냉각함.
③ 975 ℉ (524 ℃)에서 24 시간 동안 유지한 후, 10 ℉ (5.6 ℃)/h 의 냉각속도로 925 ℉ (496 ℃) 까지 냉각함.
④ 925 ℉ (496 ℃)에서 60 시간 동안 유지한 후, 5 ℉ (2.8 ℃)/h 의 냉각속도로 875 ℉ (468 ℃) 까지 냉각함.
⑤ 875 ℉ (468 ℃)에서 100 시간 동안 유지한 후, 50 ℉ (27.8 ℃)/h 의 냉각속도로 600 ℉ (315 ℃) 까지 냉각함.
⑥ 정체 공기 (Still Air)에서 냉각함.
뿐만 아니라 상기 강판은 용접 후 장시간의 열처리 후에도 강도 및 인성이 크게 저하되지 않는다. 예를 들어, 통상적인 PWHT 온도 조건인 650 ℃ 내지 750 ℃에서 25시간 이하로, 열처리를 실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점을 가진다.
또한, 예를 들어, 650 ℃ 내지 750 ℃에서, 약 25시간의 열처리 후에도 상기 강판의 1/4T(T: 강판의 두께) 지점의 인장 강도는 585 MPa 이상일 수 있다.
또한, 650 ℃ 내지 750 ℃에서 약 25시간의 열처리 후, 상기 강판의 -30 ℃에서의 샤르피 충격 에너지 값은 100 J 이상일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 용접 후 열처리 저항성 및 소려 취화 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 압력용기용 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 이용한다.
또한, 본 발명의 압력용기용 강판의 제조방법은 상기 슬라브를 1050 ℃ 내지 1250 ℃에서 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 800 ℃ 내지 1000 ℃의 온도에서 열간마무리압연하여 열연 강판을 형성하는 단계, 상기 열연 강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 1 ℃/sec 내지 60 ℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 Ac1 ~ Ac1-100℃에서 10분 내지 30분 동안 템퍼링하는 단계를 포함한다. 참고로, Ac1 값은 하기 식 1에 따라 구한다.
식 1: Ac1 = 723-10.7(%Mn)-16.9)%Ni)+29.1(%Si)+16.9(%Cr)+290(%As)+6.38(%W)
이하, 본 발명의 압력 용기용 강판의 제조 방법의 각 단계를 보다 구체적으로 설명하기로 한다.
(1)
가열단계
본 발명의 압력용기용 강판의 제조방법은 상기 슬라브를 1050 ℃ 내지 1250 ℃에서 가열하는 단계를 포함한다. 본 발명은 템퍼드 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 강판을 구현하기 위한 것이다. 가열온도가 1050 ℃미만인 경우에는 용질 원자의 고용이 어려울 수 있다. 반면, 가열온도가 1250 ℃를 초과하는 경우에는 조대 TiN 석출로 인하여 오스케나이트가 조대화되거나 혼립 오스테나이트 조직이 생성될 수 있으며, 이러한 조대 오스테나이트는 조압연시 재결정되기 어렵고, 주로 연신된 상태로 남아있게 되므로, 강판의 성질을 해칠 수 있다.
(2)
열간마무리압연단계
본 발명의 압력용기용 강판의 제조방법은 상기 가열된 슬라브를 800 ℃ 내지 1000 ℃의 온도에서 열간마무리압연하여 열연 강판을 형성하는 단계를 포함한다. 즉, 상기 가열된 슬라브를 열간압연하고, 상기 열간압연은 800 ℃ 내지 1000 ℃ 온도범위에서 종료하여 열연 강판을 형성할 수 있다. 상기 열간압연의 종료온도가 800 ℃미만인 경우에는 소입성의 부족으로 본 발명이 확보하고자 하는 강도를 확보하지 못할 수 있다. 반면, 압연 종료온도가 1000 ℃를 초과하는 경우에는 결정립의 크기가 조대하여 인성을 저하시킬 수 있다.
또한, 압하율은 패스당 5% 내지 30%로 제어하는 것이 바람직하다. 미재결정 압연은 압연방향으로 오스테나이트 조직을 연신시키면서 내부에 변형대를 형성하여 최종으로 얻어지는 미세한 템퍼드 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트 조직을 형성하기 위하여 실시한다. 이에, 본 발명이 확보하고자 하는 미세조직을 확보하기 위해서는 패스당 5% 내지 30%의 압하율로 제어하는 것이 바람직하다.
(3)
냉각단계
본 발명의 압력용기용 강판의 제조방법은 상기 열연 강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 1 ℃/sec 내지 60 ℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함한다. 상기 냉각속도가 1 ℃/sec 미만인 경우에는 냉각능이 부족하여 과다한 페라이트 조직이 형성될 수 있다. 반면에, 60 ℃/sec를 초과하는 경우에는 부가적인 설비가 필요하여 생산성이 저하될 수 있다.
또한, 상기 냉각하는 단계는 상기 열연 강판을 형성하는 단계 후에 곧바로 수행되는 직접 소입(Direct Quenching)하는 단계인 것이 바람직하다.
또한, 상기 냉각하는 단계는 상기 열연 강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 1 ℃/sec 내지 60 ℃/sec의 냉각속도로 200 ℃ 이하, 예를 들어 60 ℃ 이하의 온도범위까지 냉각할 수 있다.
(4)
템퍼링
단계
본 발명의 압력용기용 강판의 제조방법은 상기 냉각된 강판을 Ac1 ~ Ac1-100℃에서 10분 내지 30분 동안 템퍼링하는 단계를 포함한다. 또한, 상기 템퍼링을 10분 미만으로 행하는 경우에는 조직의 균질화가 어려울 수 있다. 반면, 30분을 초과하는 경우에는 생산성이 저하되는 문제가 있을 수 있다.
한편, 템퍼링시 강판을 Ac1 ℃ 초과의 온도로 가열하게 되면 냉각시 새로운 마르텐사이트의 형성으로 인성을 크게 해칠 수 있고 Ac1-100 ℃ 미만의 온도에서 템퍼링을 하면 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 이때, Ac1 값은 상기한 바와 같이, 상기 식 1에 따라 구한다.
또한, 상기 강판은 650 ℃ 내지 750 ℃에서 25시간 이하의 조건으로 용접 후 열처리를 수행할 수 있다. 상기한 바와 같이 냉각된 강판은 압력용기의 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리가 필요할 수 있기 때문이다. 또한, 본 발명의 강판은 상술한 바와 같이, 우수한 용접 후 열처리 저항성을 갖는다.
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.
발명예
1
하기 표 1의 발명예 1 성분을 갖는 강 슬라브를 1100 ℃에서 가열을 행한 후, 하기 표 2에 기재되어 있는 발명예 1의 조건으로 열간마무리압연, 냉각, 템퍼링 및 PWHT를 실시하였다.
발명예
2
강 슬라브의 성분 및 강판 제조조건을 각각 표 1 및 표 2에 기재된 발명예 2와 같이 적용하였다.
발명예
3
강 슬라브의 성분 및 강판 제조조건을 각각 표 1 및 표 2에 기재된 발명예 3과 같이 적용하였다.
비교예
1
강 슬라브의 성분 및 강판 제조조건을 각각 표 1 및 표 2에 기재된 비교예 1과 같이 적용하였다.
비교예
2
강 슬라브의 성분 및 강판 제조조건을 각각 표 1 및 표 2에 기재된 비교예 2과 같이 적용하였다.
실험방법
또한, 상기 발명예 1 내지 3 및 비교예 1 및 2의 항복강도(YS), 인장강도(TS), -30 ℃에서의 충격 인성 및 소려 취화 저항성을 평가하여 하기 표 2에 나타내었다.
이때, 항복 강도, 인장 강도 및 충격 인성은 강판의 두께방향 1/4T(T: 강판의 두께)지점에서 시편을 채취하여 평가한 것이다. 또한, 충격 인성은 V노치를 갖는 시편을 이용하여 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 -30 ℃에서의 샤르피 충격 에너지값으로 평가한 것이다.
또한, 상기 소려 취화 저항성을 평가하기 위해, ASTM A387 규격을 기준으로 스텝 쿨링(Step Cooling) 열처리를 실시한 이후에, ASTM A387에 규정된 바와 같이, vTr55 + 2.5 delta vTr55 ≤ 10℃ 를 만족하는지 여부를 판단하였다. 이때, 발명예 및 비교예의 최소 PWHT 조건으로 690℃/8시간을 적용하였다.
| 구분 | C | Mn | Si | P | S | Cu | Ni | Cr | Mo | V | Nb | Ti | Al | Ca |
| 발명예 1 | 0.13 | 0.50 | 0.05 | 0.008 | 0.0012 | 0.11 | 0.21 | 2.23 | 0.98 | 0.28 | 0.016 | 0.015 | 0.028 | 0.0012 |
| 발명예 2 | 0.14 | 0.47 | 0.07 | 0.009 | 0.0015 | 0.09 | 0.18 | 2.25 | 1.03 | 0.31 | 0.018 | 0.013 | 0.025 | 0.0010 |
| 발명예 3 | 0.13 | 0.48 | 0.06 | 0.010 | 0.0012 | 0.12 | 0.19 | 2.31 | 0.97 | 0.29 | 0.030 | 0.020 | 0.024 | 0.0014 |
| 비교예 1 | 0.13 | 0.57 | 0.56 | 0.009 | 0.0011 | 0.13 | 0.15 | 2.21 | 0.97 | - | 0.020 | 0.021 | 0.030 | 0.0013 |
| 비교예 2 | 0.14 | 0.50 | 0.45 | 0.005 | 0.0010 | 0.14 | 0.18 | 2.23 | 1.02 | - | 0.018 | 0.013 | 0.025 | 0.0011 |
| 구분 | 강판 두께 (mm) |
열간마무리압연온도(℃) | 냉각종료온도(℃) | 냉각속도(℃/초) | 템퍼링 온도(℃) | PWHT 온도(℃) | PWHT시간 (Hr) |
YS (MPa) |
TS (MPa) |
-30℃ 충격 인성(J) | 소려 취화 저항성 (vTr55+2.5 delta vTr55) |
| 발명예 1 | 50 | 820 | 75 | 7.5 | 750/650 | 690 | 25 | 565 | 649 | 233 | -100 |
| 75 | 840 | 100 | 4.8 | 750/650 | 690 | 25 | 562 | 637 | 231 | -100 | |
| 100 | 850 | 100 | 3.5 | 750/650 | 690 | 50 | 563 | 635 | 248 | -80 | |
| 발명예 2 | 50 | 820 | 75 | 7.5 | 750/650 | 690 | 25 | 592 | 645 | 229 | -100 |
| 75 | 840 | 55 | 4.8 | 750/650 | 690 | 25 | 579 | 640 | 263 | -100 | |
| 100 | 850 | 150 | 3.5 | 750/650 | 690 | 50 | 569 | 635 | 229 | -80 | |
| 발명예 3 | 50 | 820 | 75 | 8.5 | 750/650 | 690 | 25 | 569 | 659 | 242 | -100 |
| 60 | 830 | 70 | 6.5 | 750/650 | 690 | 50 | 565 | 649 | 231 | -100 | |
| 80 | 840 | 55 | 4.8 | 750/650 | 690 | 25 | 556 | 648 | 252 | -100 | |
| 100 | 850 | 180 | 3.5 | 750/650 | 690 | 50 | 553 | 645 | 232 | -80 | |
| 비교예 1 | 50 | 820 | 550 | 7.5 | 650/620 | 690 | 25 | 497 | 563 | 123 | 10 |
| 75 | 840 | 550 | 4.8 | 650/620 | 690 | 25 | 490 | 562 | 116 | 20 | |
| 100 | 850 | 550 | 3.5 | 650/620 | 690 | 50 | 487 | 548 | 102 | 20 | |
| 비교예 2 | 50 | 820 | 550 | 5.0 | 650/620 | 690 | 20 | 490 | 551 | 128 | 0 |
| 75 | 840 | 550 | 3.9 | 650/620 | 690 | 25 | 486 | 541 | 101 | 10 | |
| 100 | 850 | 550 | 3.5 | 650/620 | 690 | 50 | 479 | 537 | 98 | 10 |
(상기 표 2에서, 750/650 및 650/620은 각각 750 ℃ 내지 650 ℃ 및 650 ℃ 내지 620 ℃ 온도에서 템퍼링을 수행함을 의미함.)
상기 표 1 및 표 2의 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 제조방법에 의해 제조된 발명예 1 내지 3의 강판은 PWHT 시간이 25시간 이상 50시간에 이르게 되어도, 강도와 충격 인성이 크게 저하되지 않고 소려 취화 저항성 값은 -80 ℃ 이하이다. 반면, 비교예 1 및 2의 강판은 발명예 1 내지 3과 비교할 때, 강도와 충격 인성이 저하되었고, 소려 취화 저항성은 0 ℃ 이상의 수치만큼 현저히 열화되는 것을 확인할 수 있었다.
특히, 발명예 1 내지 발명예 3에서는 50시간의 PWHT 후에도 저온 인성 값의 저하가 크지 않음에 비해, 비교예 1 및 비교예 2에서는 저온 인성 값의 저하가 심한 것을 알 수 있다.
이상에서 본 발명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.
Claims (5)
- 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 면적 분율로 25% 이상 포함하고 잔부 템퍼드 베이나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 압력용기용 강판. - 삭제
- 제1항에 있어서,
상기 압력용기용 강판을 650 ℃ 내지 750 ℃의 온도에서 열처리하는 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 단계를 수행한 후, 1/4T(T: 강판의 두께)인 지점에서 인장 강도는 585 MPa 이상인 압력용기용 강판. - 제1항에 있어서,
상기 압력용기용 강판을 650 ℃ 내지 750 ℃의 온도에서 열처리하는 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 단계를 수행한 후, 샤르피 충격 에너지 값은 100 J 이상인 압력용기용 강판. - 중량%로, C: 0.10~0.15%, Si: 0.10% 이하, Mn: 0.3~0.6%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, Al: 0.015~0.040%, Cr: 2.0~2.5%, Mo: 0.9~1.1%, V: 0.25~0.35%, Nb: 0.005~0.070%, Ti: 0.001~0.030%, Ni: 0.05~0.25%, Cu: 0.01~0.20%, Ca: 0.0005~0.0025%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050 ℃ 내지 1250 ℃의 온도로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 800 ℃ 내지 1000 ℃의 온도에서 열간마무리압연하여 열연 강판을 형성하는 단계;
상기 열연 강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 1 ℃/sec 내지 60 ℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 Ac1 ~ Ac1-100℃에서 10분 내지 30분 동안 템퍼링하는 단계를 포함하는 압력용기용 강판 제조방법.
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