KR101778398B1 - 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 장시간의 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행해도 강도 및 인성의 저하가 발생하지 않는 PWHT 저항성이 우수한 발전소의 보일러, 압력용기 등 350~600℃ 정도의 중고온 압력용기강판에 관한 것으로서, 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.50~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al:0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 중심부 미세조직이 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
Description
본 발명은 발전소의 보일러, 압력용기 등 350~600℃ 정도의 중고온 압력용기강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)에도 강도와 인성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 석유의 품귀 현상 및 고유가 시대를 맞이하여 열악한 환경의 유전이 활발하게 개발되는 추세에 따라 원유의 정제 및 저장용 강재에 대하여 후물화가 이루어지고 있다.
상기와 같은 강재의 후물화 이외에도 강재를 용접한 경우에 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 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.
즉, 장시간 PWHT 후에는 기지조직(Matrix) 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 탄화물의 조대화 등에 따라 강도 및 인성이 동시에 저하되는 현상을 초래하게 된다.
종래 제조법으로는 대한민국 공개특허 2012-0073448에서와 같이 중량%로 C:0.13~0.15%, Si:0.20~0.65%, Mn:0.4~0.6%, Cr:1.3~2.3%, Mo:0.6~1.1%, Ni:0.1~0.2%, Cu:0.1~0.2%, Sol.Al: 0.2~0.6%, P:0.008%이하, S:0.020%으로 구성된 후물 강판재를 활용하여 템퍼링 열처리 패턴을 적용, 즉 고온열처리 후 저온 열처리를 실시하여 고온 템퍼링시 전위밀도 감소에 따른 강도 감소를 저온 템퍼링에 의해 발생하는 석출강화 효과를 활용하는 방법을 사용하였으나 이러한 방법 역시 장시간 PWHT에 따른 저항성이 크게 열화되는 단점이 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 장시간의 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 강도와 인성이 저하되지 않는 용접 후 열처리(PWHT) 저항성 및 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.50~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al: 0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 중심부 미세조직이 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판에 관한 것이다.
상기 강판은 600~(Ac1-20)℃[단, Ac1(℃) = 723 + 29.1*Si- 10.7*Mn- 16.9*Ni + 16.9*Cr + 6.38*W + 290*As, 각 합금원소는 그 함량을 중량%로 나타낸 값] 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 인장강도 550MPa 이상으로 유지할 수 있다.
상기 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 -30℃에서의 샤르피 충격에너지값이 100J 이상일 수 있고, 더 바람직하게는 200J 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열하고 열간압연 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 1.3×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 1차 열처리 단계; 및
상기 열처리된 강판을 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 1.6×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법에 관한 것이다.
상기 템퍼링 열처리 단계 이후에, 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 PWHT하는 공정을 추가로 포함할 수 있다.
상기 템퍼링 열처리 단계 후, 강의 미세조직은 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있고, 더 바람직하게는 20~80 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있다.
본 발명에 의하면, 장시간 PWHT 후에도 강도 및 인성이 열화되지 않는 압력용기용 강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 발전 및 플랜트산업에서 구조용강으로 사용되고 있는 중고온용 압력용기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 제작 시 용접에 의해 발생하는 잔류응력을 최소화 시키기 위해 실시하는 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 열처리를 장시간 수행한 후에도 강도와 인성의 열화에 대한 저항성을 크게 향상시킨 중고온용 압력용기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 중고온용 압력용기강판은 장시간의 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행해도 강도 및 인성의 저하가 발생하지 않는 PWHT 저항성이 우수한 발전소의 보일러, 압력용기 등 350~600℃ 정도의 중고온 압력용기 강판 등에 보다 바람직하게는 적용될 수 있다.
먼저, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%)
탄소(C)의 함량은 0.05~0.17%로 한정하는 것이 바람직하다. C는 강도를 향상시키는 원소로서, 그 함량이 0.05% 미만에서는 기지 상의 자체적인 강도가 저하되고, 0.17%를 초과하는 경우에는 과도한 강도의 증대에 따른 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
실리콘(Si)의 함량은 0.59~1.00%로 한정하는 것이 바람직하다. Si는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도 상승을 동반하는 원소이다. 목표강도를 달성하기 위해서는 0.59% 이상 첨가되어야 하나, 1.00%를 초과하여 첨가되는 경우에는 용접성이 저하되고 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
망간(Mn)의 함량은 0.3~0.8%로 한정하는 것이 바람직하다. Mn은 S와 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 0.8% 이하로 관리하는 것이 바람직하다. 그러나 본 발명의 특성상 Mn이 0.3% 미만으로 첨가되는 경우에는 적절한 강도를 확보하기 어려우므로 그 함량은 0.3~0.8%로 한정한다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.005~0.06%로 한정하는 것이 바람직하다. Al은 상기 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제의 하나이며, 0.005% 미만에서는 상기 탈산효과가 미미하고, 0.06%를 초과하여 첨가되는 경우에는 상기 탈산효과는 포화되고 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
크롬(Cr)의 함량은 1.0~1.5%로 한정하는 것이 바람직하다. Cr은 고온강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명에서 강도 증가 효과를 위해서는 1.0% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로, 1.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조비용의 상승을 초래하므로 1.5% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.3~1.0%로 한정하는 것이 바람직하다. Mo은 Cr과 마찬가지로, 고온강도 증대에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 원소이다. 상기 효과를 위해서는 0.3%이상 첨가되어야 하나, Mo 역시 고가의 원소로 제조비용의 상승을 초래하므로, 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
구리(Cu)의 함량은 0.003~0.30%로 한정하는 것이 바람직하다. Cu는 강도의 증대에 효과적인 원소이다. 따라서, 0.003% 이상 첨가되어야 강도 증대의 효과를 도모할 수 있으나, 고가인 관계로 0.30% 이하로 첨가함이 바람직하다.
니켈(Ni)의 함량은 0.003~0.30%로 한정하는 것이 바람직하다. Ni은 저온 인성의 향상에 가장 효과적인 원소로서, 그 함량이 0.003% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 고가의 원소로 제조비용 상승을 초래하므로 0.30% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
P는 저온인성을 저하시키면서 소려취화 감수성을 증대 시키는 원소로써 그 함량을 낮게 제어해야 하나 P함량을 낮추기 위한 공정이 까다로우며 추가공정으로 인한 생산비용 증가되므로 0.015% 이하로 관리한다.
S는 P와 같이 저온인성을 감소시키는 원소이며 강중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 해치므로 함량을 낮게 관리해야 하나 제거공정이 까다로워 과다한 추가 생산비용이 소요되므로 0.020% 이하로 관리한다.
본 발명은 상기 조성에, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함한다.
니오븀(Nb)의 함량은 0.002~0.025%를 첨가하는 것이 바람직하다. Nb는 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이긴 하지만 고가이므로 0.002~0.025%의 범위 내에서 첨가함이 바람직하다.
바나듐(V)의 함량은 0.002~0.03%를 첨가하는 것이 바람직하다. V역시 Nb와 마찬가지로 미세한 탄화물 및 질화물을 쉽게 형성할 수 있는 원소이긴 고가이므로 0.002~0.03%의 범위 내에서 첨가함이 보다 바람직하다.
코발트(Co)는 기지조직의 연화를 방지하고 전위의 회복을 지연시키는 효과를 지닌 원소로 0.002~0.15%의 범위 내에서 첨가하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
상기와 같은 조성을 갖는 강을 후술하는 과정에 의해 적정한 제어압연 및 열처리를 하면 그 강판의 중심부 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 + 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며, 상기 조직내에는 템퍼드 마르텐사이트 조직의 면적분율이 최소한 20% 이상(나머지 템퍼드 베이나이트)을 함유하여야 한다. 그리고 열처리 완료된 강의 내부조직 즉, 결정립 내부에는 80nm이하의 미세한 MX[(M=Al, Nb, V, Cr, Mo), (X=N, C]] 형 탄화물을 형성하는 것을 특징으로 한다. 상기 조직을 상술한 형태로 제어하는 이유는 본 발명에서 대상으로 하는 PWHT 저항성이 우수하고 적절한 강도와 인성을 가지도록 하기 위함이다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1000℃보다 낮을 경우 용질원자의 고용이 어렵고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강판의 성질을 해치기 때문이다.
이후, 상기와 같이 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 냉각된 열연강판을 열처리한다.
상기 열간압연 시, 패스당 압하율은 특별히 한정되는 것은 아니며, 바람직하게는 5 ~ 30%일 수 있다.
상기 열처리는 850~950℃의 온도범위에서 {1.3×t + (10~30)}(분)[단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미]의 시간 동안 유지하여 실시한다.
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 유지시간을 상기와 같이 한정하는 이유는 (1.3×t + 10)분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, (1.3×t + 30)분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다
상기 온도 및 시간 조건으로 유지된 강판을 중심부 냉각속도 기준으로 2.5℃~30/sec로 냉각한다. 상기 냉각속도가 2.5℃/sec이하인 경우에는 냉각 중 조대한 페라이트 결정립이 발생될 수 있고 30℃/sec를 초과하는 경우에는 과도한 냉각설비로 경제성 측면에서 불리하게 된다.
상기 열처리 및 냉각된 강판을 600~Ac1℃의 온도범위에서 {1.6×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 거치게 된다.
상기 템퍼링 열처리의 온도가 600℃ 미만에서는 미세한 석출물의 석출이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 Ac1℃를 초과하게 되면 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 해치게 된다.
상기 열처리 유지시간을 상기와 같이 한정하는 이유는 1.6×t + 10분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, 1.6×t + 30분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다.
상기 열처리된 강판을 2.5℃~30/sec의 냉각속도로 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 {1.6×+ (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 템퍼링 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강판을 이용하여 압력용기를 제작할 시, 용접공정에 의해 부가되는 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리를 행할 수 있다.
일반적으로 장시간 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 상기 본 발명에 의해 제조된 강판은 통상적인 PWHT 온도 조건인 600 ~ (Ac1- 20)℃ 에서 장시간(~50시간)실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점을 가지고 있다.
본 발명의 바람직한 일례의 강판은 50시간의 PWHT 후에도 550MPa 이상의 인장강도를 갖고, -30℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 100J 이상을 만족하여 우수한 강도와 인성을 갖는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 다만, 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1은 발명강과 비교강의 화학성분을 각각 나타낸 것이다.
하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1140℃에서 300분 가열한 뒤, 15% 압하율로 열간압연하고, 950℃에서 열간 압연을 종료하여 하기 표 2의 두께를 갖는 열간압연 강판들을 제조하였다.
상기 열간압연된 열연강판을 930℃에서 {1.3×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하여 1차 열처리한 다음, 상기 1차 열처리된 강판을 3~20℃/sec의 냉각 속도로 냉각하고 하기 표 2의 조건으로 탬퍼링 및 PWHT처리를 수행하였다.
상기와 같이, PWHT처리된 강판들의 미세조직, 항복 강도, 인장강도 및 저온 인성을 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 저온 인성은 -30℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값으로 평가한 것이다.
C | Mn | Si | P | S | Sol.Al | Ni | Cr | Mo | Cu | Nb | V | |
발명강 A | 0.14 | 0.59 | 0.59 | 0.005 | 0.0011 | 0.028 | 0.13 | 1.35 | 0.60 | 0.10 | 0.0018 | - |
발명강 B | 0.13 | 0.55 | 0.62 | 0.006 | 0.0013 | 0.031 | 0.17 | 1.29 | 0.63 | 0.13 | - | 0.008 |
발명강 C | 0.13 | 0.60 | 0.65 | 0.008 | 0.0015 | 0.030 | 0.14 | 1.30 | 0.65 | 0.12 | 0.020 | 0.010 |
비교강 D | 0.14 | 0.56 | 0.58 | 0.008 | 0.0012 | 0.033 | 0.15 | 1.32 | 0.60 | 0.13 | - | - |
구 분 | 강판두께 (mm) |
열처리 조건 | |||||
1차 열처리 온도(℃) | 1차 열처리 시간(분) | 템퍼링 온도(℃) | 템퍼링 시간(분) | PWHT온도 (℃) |
PWHT 시간 (시간) |
||
발명강 A | 50 | 930 | 85 | 730 | 100 | 710 | 15 |
100 | 930 | 150 | 730 | 180 | 710 | 30 | |
150 | 930 | 215 | 730 | 260 | 710 | 50 | |
발명강 B | 50 | 930 | 85 | 730 | 100 | 710 | 15 |
100 | 930 | 150 | 730 | 180 | 710 | 30 | |
150 | 930 | 215 | 730 | 260 | 710 | 50 | |
발명강 C | 50 | 930 | 85 | 730 | 100 | 710 | 15 |
100 | 930 | 150 | 730 | 180 | 710 | 30 | |
150 | 930 | 215 | 730 | 260 | 710 | 50 | |
비교강 D | 50 | 930 | 85 | 730 | 100 | 710 | 15 |
100 | 930 | 150 | 730 | 180 | 710 | 30 | |
150 | 930 | 215 | 730 | 260 | 710 | 50 |
구 분 | 강판두께 (mm) |
물성 | ||||
템퍼드 마르텐사이트 면적분율(%) |
YS (MPa) |
TS (MPa) |
EL (%) |
CVN @ -30℃ (J) |
||
발명강 A | 50 | 41 | 498 | 652 | 30 | 312 |
100 | 36 | 482 | 642 | 31 | 323 | |
150 | 27 | 480 | 636 | 32 | 329 | |
발명강 B | 50 | 38 | 487 | 645 | 32 | 319 |
100 | 32 | 494 | 639 | 34 | 306 | |
150 | 26 | 507 | 627 | 33 | 318 | |
발명강 C | 50 | 45 | 596 | 634 | 32 | 318 |
100 | 37 | 582 | 628 | 33 | 326 | |
150 | 28 | 553 | 619 | 35 | 318 | |
비교강 D | 50 | 18 | 401 | 521 | 30 | 125 |
100 | 15 | 395 | 513 | 32 | 45 | |
150 | 12 | 394 | 509 | 33 | 38 |
상기 표 1, 2 및 3의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 만족하는 발명강은 PWHT 시간이 50시간에 이르게 되어도, 강도와 인성이 저하되지 않는 것에 비해, 비교강은 본 발명의 조성을 벗어나는 것으로서, 동일한 PWHT 조건에서도 발명강에 비해 강도와 인성이 현저히 열화되는 것을 확인할 수 있다.
특히, 발명강은 50시간의 PWHT후에도 저온인성 값의 저하가 없음에 비해, 비교강은 강도는 약 100MPa 정도 저하되고, 저온인성 값은 약 250J 이상의 저하가 발생한 것을 알 수 있다.
Claims (10)
- 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.59~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al: 0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 중심부 미세조직이 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며,
850~950℃의 온도범위에서 {1.3×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 1차 열처리 단계; 및 상기 열처리 후 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 {1.6×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 제조방법에 의해 제조된 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판.
- 제 1항에 있어서, 상기 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 인장강도 550MPa 이상으로 유지되는 것인 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판.
- 제 1항에 있어서, 상기 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 -30℃에서의 샤르피 충격에너지값이 100J 이상인 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판.
- 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.59~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al: 0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열하고 열간압연 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 {1.3×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 1차 열처리 단계; 및
상기 열처리된 강판을 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 {1.6×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계 이후에, 600~(Ac1-20)℃구간에서 최대 50시간 PWHT하는 공정을 추가로 포함하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계 후 강판의 미세조직은 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 것을 특징으로 하는 PWHT 저항성이 우수한 저온용 압력용기 강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 열간압연 단계에서 패스당 압하율은 5 ~ 30%인 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 냉각단계에서 냉각속도는 2.5~30℃/sec인 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계 후의 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 인장강도 550MPa 이상으로 유지하는 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계후의 강판은 600~(Ac1-20)℃구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 -30℃에서의 샤르피 충격에너지값이 100J 이상인 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
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