KR101797369B1

KR101797369B1 - 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법

Info

Publication number: KR101797369B1
Application number: KR1020160077469A
Authority: KR
Inventors: 강의구; 강동훈; 김민수; 윤동현; 이희웅
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2016-06-21
Filing date: 2016-06-21
Publication date: 2017-12-13

Abstract

본 발명의 일 실시 예에 따르는 압력용기용 강재는 탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

압력용기용 강재 및 이의 제조 방법{STEEL FOR PRESSURE VESSEL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접후 열처리(Post-Weld Heat Treatment) 저항성을 가지는 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.

최근 열악한 환경에 있는 유전이 개발되고 있는 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, 용접후 열처리( Post Weld Heat Treatment, 이하 PWHT)를 행하게 된다.

최근에는 제품 형상의 복잡화로 인해 용접 작업이 증가하고 있으며, 이에 따른 용접후 열처리 공정의 회수도 증가하고 있다. 이에 따라, 증가된 회수의 PWHT를 수행한 후에, 강재의 강도 및 충격 인성이 저하되는 문제에 대한 대응 방안도 요청되고 있다.

관련 선행기술로는 한국공개특허공보 10-2011-0075630호(발명의 명칭: 용접후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법)가 있다.

본 발명의 하나의 목적은 PWHT를 진행한 후에 강도 및 충격인성의 저하가 억제된 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 일 측면에 따르는 압력용기용 강재는 탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

일 실시 예에 있어서, 상기 압력용기용 강재는 610 내지 650℃에서 최대 7시간 동안 PWHT를 실시하여도, 인장강도 및 항복강도의 감소율이 10% 이하일 수 있다.

다른 실시 예에 있어서, 상기 압력용기용 강재는 템퍼드 마르텐사이트와 시멘타이트를 포함하는 복합 조직을 가질 수 있다.

본 발명의 다른 측면에 따르는 압력용기용 강재의 제조 방법은 탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150 내지 1250℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연 후 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강재를 890 내지 910 ℃로 가열하여 열처리하고 25℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강재를 580 내지 660℃로 가열하여 템퍼링하는 단계를 포함한다.

일 실시 예에 있어서, 상기 템퍼링 단계 이후에 610 내지 650℃의 온도에서 PWHT를 실시하는 단계를 더 포함할 수 있다.

본 발명의 실시 예에 따르면, 강재 내의 실리콘 함량을 제어하여 PWHT 과정에서, 시멘타이트가 구상화되는 속도를 감소시킬 수 있다. 이에 따라, 상기 시멘타이트의 구상화에 기인하는 압력용기 강재의 항복강도 및 인장강도의 저하를 억제할 수 있으며, 충격인성의 급격한 감소를 방지할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 압력용기용 강재의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2a 및 도 2b는 본 발명의 일 비교예 및 일 실시예에 따르는 강재의 PWHT 시간에 따르는 재질 변화를 나타내는 그래프이다.
도 3a 및 도 3b는 본 발명의 일 비교예 및 일 실시예에 따르는 강재의 PWHT 시간에 따르는 저온충격에너지 변화를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 비교 예에 있어서, PWHT 시간에 따른 압력용기용 강재의 미세조직 변화를 나타낸 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시 예에 있어서, PWHT 시간에 따른 압력용기용 강재의 미세조직 변화를 나타낸 사진이다.

이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.

상술한 바와 같이, 장시간의 PWHT를 행한 강재는 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 인장강도가 저하되는 문제가 있다. 즉, 장시간 PWHT 후에는 기지조직(Matrix) 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 탄화물의 조대화 등에 따라 인장강도 또는 인성이 동시에 저하될 수도 있다.

본 발명의 발명자는 이와 같은 PWHT후의 강도 또는 인성 저하 현상이, 강재의 미세조직 변화와 관련이 있다는 사실을 발견하였다. 구체적으로, 미세조직 중 시멘타이트가 구상화되면서, 이러한 압력용기용 강재의 강도 또는 인성 저하 현상이 발생한다는 사실을 새롭게 발견하였다.

이에 따라, 본 출원에서는 압력 용기용 강재의 합금 원소 중 구상화 억제 역할을 수행하는 실리콘의 함량을 제어함으로써, PWHT 과정에서의 시멘타이트의 구상화를 억제하는 구성을 제안한다.

압력용기용 강재

본 발명의 일 실시예에 따르는 압력용기용 강재는 탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명 실시예들에 따른 압력용기용 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위해 첨가된다.

구체적으로, 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.10 중량% 내지 0.15 중량%의 함량으로 첨가된다. 탄소(C)의 함량이 0.10 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 기지 상 자체의 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.15 중량%를 초과할 경우에는 강의 강도는 증가하나 저온 충격인성 및 용접성이 저하될 수 있다.

실리콘( Si )

실리콘(Si)은 강재 내 시멘타이트가 구상화하는 것을 억제하는 역할을 수행한다. 또한, 실리콘은 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가될 수 있다. 또한, 실리콘은 고용 강화 효과를 위해 첨가될 수 있다.

구체적으로, 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 2.5 중량% 내지 3.5 중량%의 함량으로 첨가된다. 실리콘(Si)의 함량이 2.5 중량% 미만일 경우에는 상술한 시멘타이트의 구상화 속도를 충분히 낮출 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 3.5 중량%를 초과할 경우에는 인성 및 용접성이 저하되고, 강 중 산화개 재물이 증가하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 강의 소입성을 증가시키는 원소로서, 망간(Mn)의 첨가는 탄소(C)의 첨가보다도 강도 상승에 따른 연성의 저하가 적다.

구체적으로, 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.20 중량% 내지 1.60 중량%의 함량으로 첨가된다. 망간(Mn)의 함량이 1.20 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 1.60 중량%를 초과할 경우에는 MnS계 비금속개재물의 양이 증가하는 데 기인하여 용접 시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다.

인(P)

인(P)은 제조시 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강 중에 포함되어 용접성 및 인성을 저하시키고 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 편석되는 문제점이 있으므로, 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 구체적으로, 인(P)의 함량은 강재 전체 중량의 0 초과 0.01 중량% 이하이다.

인(P) 성분은 0 에 가까운 범위일수록 물성이 향상될 수 있다. 이론적으로 0%의 함량으로 포함되는 것이 좋으나 불가피하게 불순물로서, 0.00001 중량% 이상으로 포함하게 될 수 있다.

황(S)

황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 망간과 반응하여 MnS를 형성하여 저온 충격인성을 저하시킨다 . 구체적으로, 황(S)의 함량은 강재 전체 중량의 0 초과 0.001 중량% 이하이다.

일 구체예에서, 상기 황(S) 성분은 0 에 가까운 범위일수록 물성이 향상될 수 있다. 이론적으로 0%의 함량으로 포함되는 것이 좋으나 불가피하게 불순물로서, 0.00001 중량% 이상으로 포함하게 될 수 있다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 수행하는 동시에, 강재의 조관성 및 용접성을 향상한다.

구체적으로, 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 중량% 내지 0.04 중량%의 함량으로 첨가된다. 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.04 중량%를 초과할 경우에는 연주에 어려움이 있어 생산성을 떨어뜨리며, Al₂O₃와 같은 피닝효과를 일으키는 화합물을 형성하고, 내부식성을 저하시키는 요인으로 작용할 수 있다.

크롬( Cr )

크롬(Cr)은 슬라브 재가열 시 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 수행할 수 있다.

구체적으로, 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.10 중량% 내지 0.20 중량%의 함량으로 첨가된다. 이러한 크롬의 함량이 0.10% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 0.20%를 초과하게 되면 오스테나이트의 소입성을 증가시켜 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고, 용접성이 저하되는 문제가 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 강의 강도 상승 및 인성 개선에 유효한 원소이다. 또한, 구리(Cu)는 실리콘(Si) 및 망간(Mn)과 함께 일정한 함량 조절을 통해 강의 고용강화 효과에 기여한다.

구체적으로, 구리(Cu)는 강재 전체 중량의 0.05 중량% 내지 0.15 중량%의 함량으로 첨가된다. 구리(Cu)의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 강도향상 효과가 미미할 수 있다. 반면에 구리(Cu)의 함량이 0.15 중량%를 초과할 경우에는 열간압연 시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저하시킬 수 있다.

니켈( Ni )

니켈(Ni)은 고용강화 원소로서 강판의 강도를 상승시키면서 저온 충격인성을 크게 저하시키지 않는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 니켈(Ni)은 강재 전체 중량의 0 초과 0.20 중량% 이하로 첨가된다. 다만, 니켈(Ni) 함량이 0.20 중량%를 초과하게 되면 소재의 제조원가가 급격히 상승하고, 강판 표면 특성을 열화시키는 문제가 있다.

티타늄( Ti )

티타늄(Ti)은 고온안정성이 높은 Ti(C, N) 석출물을 생성시킴으로써, 용접 시 오스테나이트 결정립 성장을 방해하여 강관 용접부의 조직을 미세화시켜 강의 인성 및 강도를 향상시키는 효과를 갖는다.

구체적으로, 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 중량% 내지 0.02 중량%의 함량으로 첨가된다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 인성 및 강도 향상의 효과가 미미하다. 반면 티타늄(Ti)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시킬 수 있다.

니오븀( Nb )

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

구체적으로, 니오븀(Nb)은 강재 전체 중량의 0 초과 내지 0.001 중량% 이하의 함량으로 첨가된다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.001 중량%를 초과할 경우에는 니오븀을 포함한 조대한 2차 상들이 생성되어 수소유기균열과 같은 취성이 야기될 수 있다.

몰리브덴( Mo )

몰리브덴(Mo)은 크롬(Cr)과 유사하거나 보다 적극적으로 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 수행할 수 있다. 구체적으로, 몰리브덴(Mo)은 강재 전체 중량의 0 초과 내지 0.10 중량% 이하의 함량으로 첨가된다.

몰리브덴의 함량이 0.10 중량%를 초과하게 되면 오스테나이트의 소입성을 증가시켜 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고, 용접성을 저하시키고, 템퍼 취성(temper brittleness)을 일으킬 우려가 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 냉각공정에서 탄소와 결합하여 VC탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시키고 저온취성을 방지한다.

바나듐(V)은 강재 전체 중량의 0 초과 0.01 중량% 이하의 함량으로 첨가된다. 바나듐(V)의 함량이 0.01 중량%를 초과하면 용접성과 인성을 저하시키게 된다.

상술한 압력용기용 강재는 템퍼드 마르텐사이트와 시멘타이트를 포함하는 복합 조직을 가질 수 있다. 상기 압력용기용 강재는 실리콘(Si)을 2.5 중량% 내지 3.5 중량%으로, 종래에 비해 증가된 함량으로 포함할 수 있다. 상기 함량이 증가된 실리콘은 PWHT 과정에서 상기 시멘타이트가 구상화되는 것을 억제하는 역할을 효과적으로 수행할 수 있다. 이에 따라, PWHT 후에 강재의 강도 및 인성이 저하되는 현상을 효과적으로 억제할 수 있다.

압력용기용 강재의 제조 방법

도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 압력용기용 강재의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다. 도 1을 참조하면, 압력용기용 강재의 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 압간 압연 단계(S120), 열처리 단계(S130) 및 템퍼링 단계(S140)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서 실시될 수 있다. 이때, 강 슬라브는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 상기 강 슬라브는, 탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량%, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기 합금 조성의 강 슬라브를 1150 ℃ 내지 1250℃의 온도로 재가열한다. 재가열온도가 1150 ℃ 미만일 경우, 슬라브 내부에 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 없는 단점이 있으며, 1250℃를 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립이 조대화되어 결정립 크기가 증가함으로써, 충분한 인성을 확보할 수 없게 된다.

열간 압연

열간 압연 단계(S120)에서는, 상기 재가열된 슬라브를 영역에서 제1 압연한다. 900℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연한다. 열간 압연 후에, 상기 열연 강재를 냉각시킨다.

열처리

열처리 단계(S130)에서는, 상기 열간 압연된 강재를 890 내지 910 ℃로 가열하여 열처리한다. 열처리 온도가 890℃ 미만이면, 합금 성분의 충분한 고용이 어렵고, 910 ℃를 초과하면 결정립이 조대화되어 인성을 저하시킬 수 있다.

상기 열처리가 종료된 후에, 25℃/초 이상의 냉각속도로 냉각한다. 구체적으로, 25℃/초 내지 30℃/초의 냉각 속도로 냉각될 수 있다. 상기 냉각은 수냉으로 진행될 수 있다. 상기 냉각 속도 범위는 마르텐사이트와 같은 저온 조직을 생성시키기 위해 적용될 수 있다.

템퍼링

템퍼링 단계(S140)에서는, 상기 냉각된 강재를 580 내지 660℃로 가열하여 템퍼링한다. 템퍼링 온도가 580℃ 미만이면, 인성이 저하될 수 있으며, 660℃를 초과하면 강도의 저하를 가져올 수 있다. 상기 템퍼링은 약 30분 내지 약 2시간 동안 진행될 수 있다.

상술한 공정을 진행하여, 본 발명의 일 실시 에에 따르는 압력용기용 강재를 제조할 수 있다. 상기 압력용기용 강재는 템퍼드 마르텐사이트와 시멘타이트를 포함하는 복합 조직을 가질 수 있다.

몇몇 실시 예에서는, 후속하여 상기 템퍼링된 강재에 대해 압력 용기 제조를 위한 용접을 진행하고, 용접부 응력 제거를 위해 PWHT를 진행할 수 있다. 상기 PWHT는 610 내지 650℃의 온도에서 PWHT를 실시될 수 있다. 상기 PWHT온도가 610℃ 미만일 경우, 용접부 등의 잔류 응력 제거가 힘들고, 650℃를 초과하는 경우, 강재의 강도를 저하시킬 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세하게 나타내는 바람직한 실시예를 개시하도록 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며, 본 발명의 사상이 하기의 실시 예에 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

1. 시편의 제조

표 1과 같이, 본 발명의 비교예 및 실시예의 조성 범위를 만족하는 강재 시편을 표 2과 같은 공정 조건을 만족하는 공정을 각각 진행하였다.

	C	Si	Mn	P	S	가요성-Al	Cr	Cu	Ni	Ti	Nb	Mo	V
비교예	0.13	0.32	1.34	0.0094	0.0025	0.04	0.12	0.08	0.18	0.01	0.001	0.05	0.0012
실시예	0.13	3.00	1.34	0.0094	0.0025	0.04	0.12	0.08	0.18	0.01	0.001	0.05	0.0012

비교예와 실시예의 합금 조성은 실리콘의 함량을 제외한 나머지 합금 원소의 함량은 서로 동일하다.

재가열온도 (℃)	열간압연온도 (℃)	열처리 온도 (℃)	열처리후 냉각속도(℃/s)	템퍼링온도 (℃)	템퍼링시간 (hour)
1200	910	900	25	620	1

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

2. 물성 테스트

비교예 및 실시예의 시편에 대하여 610℃에서 최대 7시간 동안 PWHT를 실시하고 항복강도 및 인장강도를 측정하여, 변화를 관찰하였다. 또한, PWHT 후에, 비교예 및 실시예의 시편에 대하여 저온인성을 샤르피충격시험을 통해 측정하였으며, 온도에 따르는 충격인성의 변화를 관찰하였다.

또한, PWHT 시간에 따른 강재 내의 미세조직 변화를 관찰하였다.

3. 고찰

도 2a 및 도 2b는 본 발명의 일 비교예 및 일 실시예에 따르는 강재의 PWHT 시간에 따르는 재질 변화를 나타내는 그래프이다. 구체적으로, 도 2a는 PWHT 시간에 따르는 상기 비교예 시편(A) 및 상기 실시예 시편(B)의 항복 강도의 변화를 나타내고 있으며, 도 2b는 PWHT 시간에 따르는 상기 비교예 시편(A) 및 상기 실시예 시편(B)의 인장 강도의 변화를 나타내고 있다.

도 2a를 참조하면, 최대 7시간에 이르는 PWHT 시간을 따르는 시편의 항복 강도 변화를 관찰하면, 상기 실시예 시편(B)의 경우가, 상기 비교예 시편(A)의 경우보다 항복 강도의 저하 현상이 낮게 나타났다. 실시예 시편(B)의 경우, 7시간 PWHT 이후, 항복 강도의 저하는 약 10% 이하로 나타난 반면, 비교예 시편(A)의 경우, 7시간 PWHT 이후 항복 강도의 저하는 약 17% 로 관찰되었다.

도 2b를 참조하면, 최대 7시간에 이르는 PWHT 시간을 따르는 시편의 인장 강도 변화를 관찰하면, 상기 실시예 시편(B)의 경우가, 상기 비교예 시편(A)의 경우보다 인장 강도의 저하 현상이 낮게 나타났다. 실시예 시편(B)의 경우, 7시간 PWHT 이후, 인장 강도의 저하는 약 10% 이하로 나타난 반면, 비교예 시편(A)의 경우, 7시간 PWHT 이후 인장 강도의 저하는 약 14% 로 관찰되었다.

도 3a 및 도 3b는 본 발명의 일 비교예 및 일 실시예에 따르는 강재의 PWHT 시간에 따르는 저온충격에너지 변화를 나타내는 그래프이다. 구체적으로, 도 3a는 PWHT 시간에 따르는 상기 비교예 시편의 저온충격에너지 변화를 나타내고 있으며, 도 3b는 PWHT 시간에 따르는 상기 실시예 시편의 저온충격에너지 변화를 나타내고 있다.

도 3a를 참조하면, 비교예 시편의 경우, PWHT 시간에 관계없이 -40℃ 이하에서 충격에너지가 급격히 감소하는 현상을 나타낸다. 이에 반해, 실시예 시편의 경우, PWHT 시간에 관계없이 -40℃ 이하에서 충격에너지가 비교적 완만하게 감소하는 형상을 나타내고 있다. 또한, 비교예 시편의 경우가 PWHT 시간 3hr 이상 증가에 따라 샤르피 충격 에너지의 증가폭이 컸다. 즉, 비교예 시편에서 이러한 샤르피 충격 에너지의 증가는, 도 2a 및 도 2b에 도시되는 바와 같이, 항복 강도 및 인장 강도의 상대적으로 큰 폭의 저하를 가져온 것으로 판단된다.

도 4는 본 발명의 일 비교 예에 있어서, PWHT 시간에 따른 압력용기용 강재의 미세조직 변화를 나타낸 사진이다. 도 5는 본 발명의 일 실시 예에 있어서, PWHT 시간에 따른 압력용기용 강재의 미세조직 변화를 나타낸 사진이다.

도 4를 참조하면, 비교예 시편의 경우, PWHT 시간 증가에 따라, 시멘타이트의 구상화 현상을 보다 명확하게 관찰할 수 있다. 이와 대비하여, 도 5의 실시 예 시편의 경우, PWHT 시간 증가에 따라, 시멘타이트의 구상화 현상은 관찰되지 않았다.

본 발명은 개시된 실시예 뿐만 아니라, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 개시된 실시예로부터 도출할 수 있는 다양한 변형 및 균등한 타 실시예를 포함한다는 점을 이해할 것이다. 따라서 본 발명의 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

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Claims

탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 압력용기용 강재로서,
상기 압력용기용 강재는 610 내지 650℃에서 최대 7시간 동안 PWHT를 실시하여도, 인장강도 및 항복강도의 감소율이 10% 이하인
압력용기용 강재.
삭제
제1 항에 있어서,
템퍼드 마르텐사이트와 시멘타이트를 포함하는 복합 조직을 가지는
압력용기용 강재.
(a) 탄소(C) : 0.10 중량% 내지 0.15 중량%, 실리콘(Si) : 2.5 중량% 내지 3.5 중량%, 망간(Mn) : 1.20 중량% 내지 1.60 중량%, 인(P) : 0 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) : 0 초과 0.001 중량% 이하, 알루미늄(Al) : 0.01 중량% 내지 0.04 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 내지 0.20 중량%, 구리(Cu) : 0.05 내지 0.15 중량%, 니켈(Ni) : 0 초과 0.20 중량% 이하, 티타늄(Ti) : 0.01 내지 0.02 중량%, 니오븀(Nb): 0 초과 0.001 중량% 이하, 몰리브텐(Mo): 0 초과 0.10 중량% 이하, 바나듐(V): 0 초과 0.01 중량% 이하, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150 내지 1250℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강 슬라브를 900℃ 이상의 온도에서 마무리 열간 압연 후 냉각하는 단계;
(c) 상기 냉각된 강재를 890 내지 910 ℃로 가열하여 열처리하고 25℃/초 이상의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
(d) 상기 냉각된 강재를 580 내지 660℃로 가열하여 템퍼링하는 단계를 포함하는
압력용기용 강재의 제조 방법.
제4 항에 있어서,
상기 (d) 단계 이후에,
(e) 610 내지 650℃의 온도에서 PWHT를 실시하는 단계를 더 포함하는
압력용기용 강재의 제조 방법.
제4 항에 있어서,
상기 (d) 단계 이후에,
템퍼드 마르텐사이트와 시멘타이트를 포함하는 복합 조직을 가지는
압력용기용 강재의 제조 방법.