KR101758512B1

KR101758512B1 - 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101758512B1
Application number: KR1020150184294A
Authority: KR
Inventors: 채재용; 강상덕
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2015-12-22
Filing date: 2015-12-22
Publication date: 2017-07-17
Also published as: KR20170075135A

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.1~0.5% Cr: 0.01~0.1%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, Ca: 0.006% 이하를 포함하는 강도가 우수한 압력용기용 후판에 관한 것이다.

Description

강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법{STEEL PLATE FOR PRESSURE VESSEL HAVING HIGH STRENGTH AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 노멀라이징과 장시간 응력완화 열처리를 포함한 복합열처리 실시 후에도 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

압력용기용 후판은 목표로 하는 강도, 충격인성 등의 품질을 확보하기 위하여 통상 노멀라이징, ??칭/템퍼링 등의 열처리를 실시하여 제작된다. 그 중 판재 제작시 실시되는 노멀라이징 열처리는 균일한 페라이트 및 펄라이트를 형성시키는 것이 주요 목적이며, 그로 인해 열간가공 중 조대화된 결정립을 미세화 시키고 미세한 구상화 탄화물을 형성하여 기계적 특성을 향상 시키는 효과를 기대할 수 있다. 노멀라이징 열처리는 통상적으로 오스테나이트 단상 영역에서 일정시간을 유지한 후 공냉하는 방법으로 실시된다.

제작된 강재는 압력용기 형태로 가공할 때 필수적으로 용접 과정을 거치게 되고 용접시 발생한 내부 잔류응력이 이후에 크랙 등의 문제를 발생시키는 것을 방지하기 위하여 용접 완료 후 열처리 과정을 거치는 경우가 일반적이다. 이러한 용접 후 열처리 과정(Post Weld Heat Treatment, PWHT)는 용접 후 용접부 또는 용접이 완료된 용접구조물 전체를 대상으로 하는 모든 열처리를 지칭하며, 응력완화(Stress Relief) 열처리라고도 불린다. 이러한 열처리의 목적은 용접 잔류응력의 완화만으로 한정되지 않으며, 용접부 혹은 그 근방을 재료의 변태점 이하의 적정한 온도까지 가열, 유지, 균일한 냉각의 과정을 통해 경화된 열영향부를 연화시켜 경도피크를 제거하고 용접금속의 연성, 파괴인성, 크리프 특성 등을 향상 시켜 용접부 성능개선에 효과가 있다. 또한 용접부의 수소확산을 증대로 인한 수소취화 방지 효과나, 부식 저항성 증대, 가공 경화 효과 감소로 인한 형상 및 치수 안정성 확보에도 긍정적인 기여를 한다고 보고 되고 있다.

다만, 용접구조물에 응력완화 열처리를 행할 경우, 용접관련 부위에서는 위와 같은 긍정적인 개선효과를 기대할 수 있으나, 용접부 및 용접 열영향부를 제외한 모재에서는 의도치 않은 성능의 저하가 발생할 수 있다.

통상 응력완화 열처리는 장시간 동안 (ASME 규격기준, 두께 25.4mm당 1시간) 실시되며, 용접 직후 및 추가 보수가 필요한 경우 등에 따라 3~4회가 실시되는 경우가 있다. 따라서, 강재 제작사에서는 소형 시험편을 활용한 모사 실험을 통해 예상되는 최장시간의 응력완화 열처리 과정을 적용한 후의 성능을 파악하여 보증하는 경우가 많다. 이러한 장시간 열처리 환경에서 모재는 Fe₃C, M₂₃C₆ 등 탄화물들의 조대화와 전체 석출물 밀도 감소에 의해 강도나 인성 등이 급감할 수 있다.

따라서, 노멀라이징과 장시간 응력완화 열처리를 포함한 복합열처리 실시 후에도 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

본 발명의 일 측면은 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다. 보다 상세하게는 노멀라이징과 장시간 응력완화 열처리를 포함한 복합열처리 실시 후에도 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.1~0.5% Cr: 0.01~0.1%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, Ca: 0.006% 이하를 포함하는 강 슬라브를 1000~1200℃의 온도범위로 가열하는 단계;

상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는 단계;

상기 후판을 냉각하는 1차 냉각 단계;

상기 1차 냉각된 후판을 870~930℃의 온도범위로 가열하고, (t*2.5 + 30)분 동안 유지하는 노말라이징 열처리 단계;

상기 노말라이징 열처리된 후판을 냉각하는 2차 냉각 단계; 및

상기 2차 냉각된 후판을 600~680℃의 온도범위로 가열하고, 350~1800분 동안 유지한 후 공냉하는 응력완화 열처리 단계;를 포함하는 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법 에 관한 것이다.

(단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.)

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 있다.

본 발명에 의하면, 노멀라이징과 장시간 응력완화 열처리를 포함한 복합열처리 실시 후에도 강도가 우수한 압력용기용 후판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 발명강1을 제조방법 1-E 로 제조하였을 때의 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2은 발명강 1을 제조방법 1-A로 제조하였을 때의 미세조직을 촬영한 사진이다.

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.

압력용기용 후판 강재는 목표로 하는 강도, 충격인성 등의 품질을 확보하기 위하여 통상 노멀라이징, ??칭/템퍼링 등의 열처리를 실시하여 제작된다. 이러한 강재는 압력용기 형태로 가공할 때 용접 과정을 거치게 되고 용접시 발생한 응력이 이후에 크랙 등의 문제를 발생시키는 것을 방지하기 위하여 용접 완료 후 장시간의 응력완화 열처리 과정을 거치는 경우가 일반적이다.

본 발명자들은 상술한 바와 같이, 압력용기용 강재는 노멀라이징과 응력완화로 이어지는 복합 열처리 과정을 거치며 장시간의 열에 노출되고 이 과정에서 미세조직의 종류나 형태, 내부 탄화물의 크기 등의 변화로 인해 강도가 열화 되는 문제점이 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 합금조성 및 제조방법의 제어를 통하여 기존보다 인장강도를 향상시킬 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 강도가 우수한 압력용기용 후판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 강도가 우수한 압력용기용 후판은 중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.1~0.5% Cr: 0.01~0.1%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, Ca: 0.006% 이하를 포함한다.

먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 강도가 우수한 압력용기용 후판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.

C: 0.1~0.2%

C는 강도와 최종 미세조직의 분율을 결정하는 가장 중요한 원소이므로 적절한 범위내에서 강중에 함유될 필요가 있다.

C 함량이 0.2%를 초과하게 되면 강재의 강도 증가에 따라 저온인성을 저하시키며 요구되는 강도에 비해 과도한 분율의 펄라이트가 생성되거나 다량의 탄화물이 생성되어 오히려 강도저하를 초래할수 있다. 반면에, C 함량이 0.1% 미만이 되면 충분한 기지조직의 강도 및 펄라이트 상분율을 확보하지 못해 강도의 하락을 초래한다. 따라서, 본 발명에서 C 함량은 0.1~0.2%인 것이 바람직하다.

Si: 0.1~0.5%

Si는 탈산제로 사용되며 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다.

Si 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Si 함량이 0.5% 초과인 경우에는 저온인성을 저하시키며 동시에 용접성도 악화시킨다. 따라서, 본 발명에서 Si 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.

Mn: 1.0~1.5%

Mn은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 유용한 원소이다.

Mn 함량이 1.0% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Mn 함량이 1.5%를 초과하는 경우에는 과도한 경화능의 증가로 인해 용접부의 인성을 크게 저하시키고, 중심부에 편석대를 조장할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn 함량은 1.0~1.5%인 것이 바람직하다.

Al: 0.01~0.1%

Al은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소이므로 0.01%이상 첨가하는 것이 바람직하나, 0.1% 이상의 첨가는 연속주조시 노즐막힘을 야기할 수 있다. 따라서, 본 발명에서 Al 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.1%

Nb는 NbC 또는 NbCN 의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킨다. 또한, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb는 오스테나이트의 재결정을 억제하고 또한, 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직이 미세화시키는 효과가 있다. 하지만 열처리를 실시할 경우 이러한 강화효과는 잘 나타나지 않으며 Nb는 합금원가가 비싼 단점이 있다. 또한, 과다하게 투입될 경우에는 강재의 모서리에 취성크랙을 야기할 가능성이 증대된다. 따라서, 본 발명에서 Nb 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.

Cu: 0.05~0.3%

Cu는 강도와 인성향상에 효과적인 원소로 내식성, 내수소유기균열성에도 효과가 있는 원소이다. 하지만 과량 투입시 모재 및 용접열영향부의 인성을 저해하고 강재의 표면 크랙을 야기하기도 하여 Ni과 적정비율로 함유하는 것이 일반적이다. 따라서, 본 발명에서 Cu 함량은 0.05~0.3%인 것이 바람직하다.

Ni: 0.1~0.5%

Ni 은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬수 있는 거의 유일한 원소이며 특히 충격천이온도를 낮추는 효과가 있어서 저온충격인성을 향상시키기에 유리하지만 Ni은 경제성에 악영향을 끼치며, 과도한 첨가는 입계 석출물을 조장하여 크랙 발생의 시발점이 된다. 따라서, 본 발명에서 Ni 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.

Cr: 0.01~0.1%

Cr은 경화능을 증가시켜 강도의 증가에 큰 효과가 있으나, 과다한 첨가는 용접성을 크게 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서 Cr 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~0.1%

Mo는 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 고온에서 생성되는 페라이트의 생성을 억제하는 효과가 있어서 강도를 크게 향상시킬 수 있으나, 과도한 첨가는 용접부의 경도를 과도하게 증가시키고 인성을 저해한다. 따라서, 본 발명에서 Mo 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.

P: 0.01% 이하

P는 강도향상 및 내식성에 유리한 원소이지만, 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 첨가되는 것이 유리하므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 바람직하다.

S: 0.005% 이하

S는 MnS 등을 형성하여 충격인성을 크게 저해하는 원소이므로 가능한 낮게 첨가되는 것이 유리하므로 그 상한을 0.005%로 하는 것이 바람직하다.

N: 0.006% 이하

N은 강도를 증가시키는 원소이지만, 인성을 크게 감소시키기 때문에 그 상한을 0.006% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

Ca: 0.006% 이하

Ca는 CaS형성으로 MnS를 억제하여 충격인성을 향상시키는 효과가 있으나, 과도한 투입시 크랙의 시발점으로 작용할 수 있으므로 본 발명에서 Ca 함량은 0.006% 이하인 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.

이때, 상술한 합금조성에 중량%로, W: 0.001~0.003% 및 Co: 0.01~0.03% 중 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.

W: 0.001~0.003%

W는 C와 결합하여 WC를 형성함으로써 장시간 열처리시 세멘타이트(Cementite) 분율을 감소시켜서 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이다. W 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 W 함량이 0.003% 초과인 경우에는 고온에서 오스테나이트의 입도를 조대화 하여 충격인성을 감소시키는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 W 함량은 0.001~0.003%인 것이 바람직하다.

Co: 0.01~0.03%

Co 첨가시 고용강화 효과, 전위 밀도 증가 및 회복을 억제 시키는 효과가 있다. Co 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Co 함량이 0.03% 초과인 경우에는 경화능을 지나치게 증가시켜 느린 냉각속도에서도 저온 미세조직이 형성되어 취성을 야기할 수 있으며, 합금 원가를 증가 시키는 경제적 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 Co 함량은 0.01~0.03% 인 것이 바람직하다.

한편, 본 발명의 후판의 미세조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함할 수 있다. 노멀라이징 열처리시 오스테나이트 상태였던 조직은 공냉시 페라이트와 펄라이트로 상변태 되게 된다. 이와 같은 페라이트 및 펄라이트 조직은 베이나이트나 마르텐사이트 같은 저온 조직에 비해 응력완화 열처리시 내부 전이 밀도의 변화량이나 탄화물 성장 속도가 상대적으로 낮아서 강도의 저하폭이 낮아서 장시간 열처리에 적합한 미세조직이다.

또한, 상기 펄라이트는 밴드 구조 형태로 형성될 수 있다. 밴드 구조 형태는 인장강도를 향상시키는 역할을 하기 때문이다. 특히 밴드간의 간격이 좁을수록 인장강도의 향상치는 높아진다. 외부하중이 적용될 때 상대적으로 페라이트 기지에 비해 강도가 높은 펄라이트 밴드가 1차적으로 외부하중을 지탱하게 되고, 페라이트 기지에 작용하는 유효 응력이 줄어들게 된다. 이때 이웃한 펄라이트 밴드 간격이 좁으면 지탱하게 되는 하중의 양이 분산되어 작용하게 되므로 더 큰 하중을 버틸 수 있게 되고 거시적으로는 인장강도의 향상으로 보여지게 된다.

이때, 본 발명의 후판은 노멀라이징과 장시간 응력완화 열처리를 포함한 복합열처리 실시 후에도 인장강도를 500MPa 이상으로 확보할 수 있어, 압력용기용 후판 등에 바람직하게 적용할 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1200℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는 단계; 상기 후판을 냉각하는 1차 냉각 단계; 상기 1차 냉각된 후판을 870~930℃의 온도범위로 가열하고, (t*2.5 + 30)분 동안 유지하는 노말라이징 열처리 단계; 상기 노말라이징 열처리된 후판을 냉각하는 2차 냉각 단계; 및 상기 2차 냉각된 후판을 600~680℃의 온도범위로 가열하고, 350~1800분 동안 유지한 후 공냉하는 응력완화 열처리 단계;를 포함한다.

강 슬라브 가열 단계

상술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1000~1200℃ 로 가열한다. 주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 고용시키기 위함이다.

주조중에 형성된 Ti 및/또는 Nb의 탄질화물을 충분히 고용시키기 위해서는 강 슬라브의 가열온도는 1000℃ 이상인 것이 바람직하다. 다만, 과다하게 높은 온도로 가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 강 슬라브의 가열온도는 1200℃ 이하인 것이 바람직하다.

압연 및 1차 냉각 단계

상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻은 후 냉각한다. 형상의 조정 및 주조중에 형성된 덴드라이트 등의 주조조직을 파괴시키기 위함이다.

이때, 압연 온도 범위는 전체 오스테나이트 영역 시작 온도인 A₃ 이상이면 무관하나, 통상적인 에너지 강재의 요구 조건에 맞추어 슬라브대 최종 제품의 두께비를 3:1 이상되도록 압연을 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 충분한 압연이 가해지지 않을 경우 강재의 두께 중심부에 미압착된 거대 편석이나 공극 등이 잔존하여 품질 저하를 야기할 수 있으므로 상기 압하비는 3:1 이상이 적합하다.

노말라이징 열처리 단계

상기 1차 냉각된 후판을 870~930℃의 온도범위로 가열하고, (t*2.5 + 30)분 동안 유지하여 노말라이징 열처리 한다. 가공시 발생한 내부 응력을 완화해 주며 오스테나이트 조직 생성을 조장하여 이후 공냉과정에서 페라이트 및 펄라이트 미세조직이 생성되도록 하기 위함이다.

가열 온도에 따라서 오스테나이트의 입도가 결정되는데 낮은 온도로 가열할 경우 미세한 오스테나이트를 확보하여 강도 및 인성 증가 측면에서 유리하지만, 경화능을 떨어뜨려 목표로 하는 최종 미세조직을 얻지 못할 수 있다. 반대로 지나치게 높은 온도로 가열할 경우 오스테나이트가 조대화되어 충격인성 및 강도가 동시에 저하될 우려가 있으므로, 가열 온도는 870~930℃로 하는 것이 바람직하다.

또한, 후판 강재는 그 두께로 인해 중심부가 목표 온도에 도달하는데 상당시간이 소요된다. 따라서 강재의 두께가 증가할수록 열처리 시간을 증대시키는 것이 바람직한데 본 발명에서는 강재 두께 1mm당 2.5분의 가열시간 및 강재가 오스테나이트 영역에서 충분히 숙열될 수 있도록 추가 30분의 열처리를 실시하도록 한다.

이때, 상기 가열은 90℃/시간 이상의 승온속도로 행하는 것이 바람직하다. 이는 펄라이트가 밴드 구조 형태로 형성되도록 함으로써, 강도를 향상시키기 위함이다.

노멀라이징 가열의 승온 속도에 따라서 미세조직은 동일 상분율 범위 안에서 그 형태가 달라질 수 있다. 상대적으로 느린 속도로 승온시에는 오스테나이트 생성 온도 이상의 고온 영역에서 유지되는 시간이 증가함에 따라 Mn 등의 치환형 원소의 확산 이동 기회 및 확산 이동 거리가 증가함으로써 도 1의 미세조직과 같이 펄라이트의 밴드 구조 형태가 와해된 형태의 미세조직이 생성된다. 반면에, 상대적으로 빠른 승온속도에서는 펄라이트 밴드 구조 형태가 뚜렷한 도 2와 같은 형태의 미세조직이 생성된다. 따라서, 상기 노말라이징 열처리 단계의 가열은 90℃/시간 이상의 승온속도로 행하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 100℃/시간 이상의 승온속도로 행할 수 있다.

한편, 상기 승온속도의 상한은 특별히 한정할 필요는 없으나, 설비상의 제약에 따라 400℃/시간 이하일 수 있다.

2차 냉각 단계

상기 노말라이징 열처리된 후판을 냉각한다. 노말라이징 열처리 후에 충분한 냉각이 이루어지지 않은 상태에서 응력 완화 열처리가 실시될 경우 조대 탄화물의 성장 기회 증대로 강도와 인성이 동시에 감소할 수 있기 때문이다. 보다 바람직하게는 상기 노말라이징 열처리된 후판을 상온까지 냉각할 수 있다.

응력완화 열처리 단계

상기 2차 냉각된 후판을 600~680℃의 온도범위로 가열하고, 350~1800분 동안 유지한 후 공냉하여 응력완화 열처리를 행한다.

이때, 상기 응력완하 열처리 단계 전에, 상기 2차 냉각된 후판을 용접 및 가공하여 압력용기 형태로 만드는 가공 단계를 추가로 포함할 수 있다. 응력완화 열처리는 용접시 발생하는 내부응력을 완화시켜 용접부 혹은 용접열영향부에서 발생할 수 있는 크랙 등을 미연에 방지하기 위한 열처리이기 때문이다.

응력완화 열처리는 통상적으로 강재의 오스테나이트 변태가 시작되는 온도 이하에서 실시되며 강재의 두께에 따라 열처리 시간이 결정된다. 본 발명에서는 응력완화 열처리 온도를 600~680℃ 로 하며, 그 시간은 최소 360분에서 최대 1800분으로 제한한다. 필요에 따라 응력완화 열처리는 여러 회에 걸쳐 시행될 수 있으나 목표 온도에서의 총 유지시간은 상기 조건에 따르는 것이 바람직하다. 열처리 후에는 공냉을 실시하여 미세조직이나 입도의 의도치 않은 변화가 발생하는 것을 방지할 수 있다.

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 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 하기 표 2에 기재된 제조 공정을 통하여 후판을 제조한 뒤 인장강도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

강번호	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Cu	Ni	Cr	Mo	N	Ca	W	Co
발명강1	0.1856	0.334	1.137	0.0094	0.0009	0.023	0.014	0.064	0.18	0.07	0.08	0.0023	0.0018	0.0012	0.015
발명강2	0.1474	0.335	1.473	0.0106	0.0011	0.03	0.034	0.193	0.14	0.09	0.02	0.0025	0.0016	0.0020	0.012
비교강3	0.1529	0.245	1.145	0.008	0.0011	0.025	0.014	0.012	0.01	0.02	0	0.003	0.0018	0	0.021
비교강4	0.166	0.181	1.414	0.011	0.0011	0.022	0.014	0.014	0.01	0.02	0	0.0077	0.0019	0.0004	0.005

강번호	제조방법	구분	슬라브 가열온도	압하비	노멀라이징 열처리			응력완화 열처리		인장강도
			슬라브 가열온도	압하비	온도	시간	승온속도	온도	시간	인장강도
			℃	슬라브:후판	℃	분	℃/시간	℃	분	Mpa
발명강1	1-A	발명예	1083	12:1	910	95	100	620	360	507
	1-B	비교예	1154	7:1	910	140	160	700	360	497
	1-C	비교예	1092	6:1	910	120	80	610	360	477
	1-D	발명예	1140	4:1	910	235	100	620	360	533
	1-E	비교예	1140	4:1	910	235	40	620	360	495
발명강2	2-A	발명예	1100	15:1	910	80	100	620	360	507
	2-B	비교예	1100	15:1	910	80	40	620	360	497
	2-C	발명예	1087	9:1	910	118	100	620	360	502
	2-D	비교예	1087	9:1	910	118	40	620	360	491
비교강3	3-A	비교예	1145	5:1	890	168	160	630	375	498
	3-B	비교예	1145	5:1	890	168	100	630	375	480
	3-C	비교예	1145	5:1	890	168	80	630	375	472
비교강4	4-A	비교예	1085	4:1	900	218	180	660	360	488
	4-B	비교예	1105	4:1	900	218	180	660	360	481
	4-C	비교예	1130	4:1	900	218	180	660	360	483

본 발명의 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명예인 1-A, 1-D, 2-A 및 2-C는 인장강도가 500MPa 이상으로 우수한 것을 확인할 수 있다.

반면에, 본 발명의 합금조성 또는 제조방법을 만족하지 못하는 경우에는 인장강도이 열위한 것을 확인할 수 있다.

특히, 다른 조건은 모두 동일하나, 노말라이징 열처리 단계의 승온속도만 상이한 1-D와 1-E, 2-A와 2-B, 2-C와 2-D를 비교하여 보면 승온속도에 따른 인장강도의 향상의 효과가 명확한 것을 확인할 수 있다.

또한, 도 2는 발명강 1을 제조방법 1-A로 제조하였을 때의 미세조직을 관찰한 사진으로, 동일 발명강 1을 제조방법 1-E로 제조하였을 때의 미세조직을 관찰한 사진인 도 1과 비교해 보면, 펄라이트가 밴드 구조 형태로 형성되어 있는 것을 확인할 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

중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.1~0.5% Cr: 0.01~0.1%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, Ca: 0.006% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트 및 펄라이트를 포함하고, 상기 펄라이트는 밴드 구조 형태로 형성되어 있는 강도가 우수한 압력용기용 후판.
제1항에 있어서,
상기 후판은 중량%로, W: 0.001~0.003% 및 Co: 0.01~0.03% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도가 우수한 압력용기용 후판.
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제1항에 있어서,
상기 후판의 인장강도는 500MPa 이상인 것을 특징으로 하는 강도가 우수한 압력용기용 후판.
중량%로, C: 0.1~0.2%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, Nb: 0.01~0.1%, Cu: 0.05~0.3%, Ni: 0.1~0.5% Cr: 0.01~0.1%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하, S: 0.005% 이하, N: 0.006% 이하, Ca: 0.006% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1200℃의 온도범위로 가열하는 단계;
상기 강 슬라브를 3:1 이상의 압하비로 압연하여 후판을 얻는 단계;
상기 후판을 냉각하는 1차 냉각 단계;
상기 1차 냉각된 후판을 870~930℃의 온도범위로 가열하고, (t*2.5 + 30)분 동안 유지하는 노말라이징 열처리 단계;
상기 노말라이징 열처리된 후판을 냉각하는 2차 냉각 단계; 및
상기 2차 냉각된 후판을 600~680℃의 온도범위로 가열하고, 350~1800분 동안 유지한 후 공냉하는 응력완화 열처리 단계;를 포함하는 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법.
(단, 상기 t는 후판의 두께를 mm단위로 나타낸 값이다.)
제6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, W: 0.001~0.003% 및 Co: 0.01~0.03% 중 1 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 노말라이징 열처리 단계의 가열은 90℃/시간 이상의 승온속도로 행하는 것을 특징으로 하는 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 2차 냉각 단계는 상온까지 냉각을 행하는 것을 특징으로 하는 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법.
제6항에 있어서,
상기 응력완화 열처리 단계 전에, 상기 2차 냉각단계에서 냉각된 후판을 용접 및 가공하여 압력용기 형태로 만드는 가공 단계;를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 강도가 우수한 압력용기용 후판의 제조방법.