KR102280641B1 - 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 고온에서 장시간의 용접후열처리(PWHT)의 적용에도 강도 및 인성의 열화가 최소화된 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 {STEEL PLATE FOR PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT RESISTANCE FOR HIGH-TEMPERATURE POST WELD HEAT TREATMENT, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 발전소 및 화학플랜트의 보일러, 압력용기 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 발전소 및 화학플랜트의 보일러, 압력용기 등의 350~600℃ 정도의 중·고온 압력용기용 소재에 대한 수요가 계속 증가하고 있다.
또한, 설비의 고도화, 장수명화 및 강재의 후물화에 따른 고온에서의 템퍼링(tempering) 열처리 등에 대한 저항성이 높은 강재의 공급이 요구되고 있는 실정이다.
한편, 강재의 후물화 이외에도 강재를 용접하는 경우에, 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형사 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로 용접시 발생된 응력을 제거하기 위하여 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행하게 된다. 용접후열처리 공정은 장시간에 걸쳐 행해지는 바, 이러한 공정이 행해진 강판은 그 조직의 조대화로 인해 강판의 인장강도가 저하되는 문제가 있다.
즉, 장시간의 PWHT 후에는 기지조직(Matrix) 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 탄화물의 조대화 등에 따라 강도 및 인성이 동시에 저하되는 현상을 초래하게 된다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여, 다음의 기술이 제안되었다.
특허문헌 1에 따르면, C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu 등을 적정량 함유하는 후물 강판재에 대해 템퍼링 열처리 패턴을 적용, 즉 고온 열처리(고온 템퍼링) 후에 저온 열처리(저온 템퍼링)를 실시하여 고온 템퍼링시 전위밀도 감소에 따른 강도의 감소를 저온 템퍼링에 의해 발생하는 석출강화 효과를 활용하는 방법을 제시하고 있다. 하지만, 이러한 방법을 적용하더라도 장시간의 PWHT에 따른 저항성이 크게 열화되는 문제가 있다.
따라서, 장시간의 PWHT 후에도 물성의 열화를 최소화할 수 있으면서, 중·고온 환경에서 적합하게 사용할 수 있는 강재의 개발이 요구된다.
대한미국 공개특허공보 제2012-0073448호
본 발명의 일 측면은, 고온에서 장시간의 용접후열처리(PWHT)의 적용에도 강도 및 인성의 열화가 최소화된 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
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.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.4~0.6%, 크롬(Cr): 6.5~7.5%, 몰리브덴(Mo): 0.7~0.9%, 알루미늄(Al): 0.005~0.05%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 니오븀(Nb): 0.002~0.025%, 바나듐(V): 0.25~0.35%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합조직을 포함하는 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금성분계를 가지는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 1000~1050℃의 온도범위에서 {(1.3×t)+(10~30)}분 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)간 유지하는 열처리 단계; 상기 열처리된 열연강판을 1~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 800~825℃의 온도범위에서 {(1.6×t)+(10~30)}분간 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고온 열처리, 특히 장시간의 고온 PWHT 후에도 강도 및 인성이 열화되지 않는 압력용기용 강재를 제공할 수 있다.
특히, 본 발명의 압력용기용 강재는 중·고온용 압력용기용 소재로서 적합하게 적용 가능한 효과가 있다.
본 발명자는 발전소, 플랜트 산업 등의 환경에서 구조용강으로 사용되고 있는 압력용기용 강재를 제조함에 있어서, 용접에 의해 발생하는 잔류응력을 최소화하기 위해 실시하는 용접후열처리(PWHT)를 장시간 수행한 후에도 강도 및 인성의 열화에 대한 저항성을 크게 향상시킬 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구한 바, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 합금조성 중 특정 원소의 함량을 최적화함으로써, 고온에서의 템퍼링 열처리와 장시간의 PWHT를 행하더라도, 강도 및 인성 열화에 대한 저항성이 우수한 강재를 제공함에 기술적 특징이 있다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른, 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.4~0.6%, 크롬(Cr): 6.5~7.5%, 몰리브덴(Mo): 0.7~0.9%, 알루미늄(Al): 0.005~0.05%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 니오븀(Nb): 0.002~0.025%, 바나듐(V): 0.25~0.35%를 포함할 수 있다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 압력용기용 강재의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.10~0.16%
탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 이러한 C의 함량이 0.10% 미나이면 기기조직의 자체 강도가 저하되며, 반면 그 함량이 0.16%를 초과하게 되면 강도가 과도하게 증가하여 인성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 상기 C는 0.10~0.16%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.20~0.35%
실리콘(Si)은 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소로서, 충격 천이온도의 상승을 동반하는 원소이다. 목표로 하는 강도를 달성하기 위하여, 상기 Si은 0.20% 이상으로 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.35%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 충격인성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.20~0.35%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.4~0.6%
망간(Mn)은 강 중 황(S)과 결합하여 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성함으로써 상온 연신율 및 저온인성을 저해하므로, 그 함량을 0.6% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.4% 미만인 경우에는 적정 수준의 강도 확보가 곤란해지므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 Mn은 0.40~0.6%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 6.5~7.5%
본 발명에서 크롬(Cr)은 고온에서의 열처리(템퍼링, PWHT)가 가능하도록 하는 효과와 더불어 강도 증가 효과를 얻는데에 유리하며, 이를 위하여 6.5% 이상으로 첨가할 수 있다. 이로부터 본 발명의 강재는 고온 열처리에 대한 저항성을 우수하게 확보할 수 있는 것이다.
다만, 상기 Cr은 고가의 원소로서, 그 함량이 7.5%를 초과하게 되면 제조비용이 크게 상승하게 된다.
따라서, 상기 Cr은 6.5~7.5%로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.7~0.9%
몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 마찬가지로 고온강도 증대에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는데 유리하다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Mo을 0.7% 이상으로 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 제조비용의 상승을 초래하게 된다.
따라서, 상기 Mo은 0.7~0.9%로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.005~0.05%
알루미늄(Al)은 상기 Si과 함께 제강 공정에서 강력한 탈산제이다. 탈산효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al을 0.005% 이상으로 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 탈산효과는 포화되는 반면, 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Al은 0.005~0.05%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.015% 이하
인(P)은 강의 저온 인성을 저해하면서, 소려취화 감수성을 증대시키는 원소로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 제어함이 바람직하다. 다만, 상기 P의 함량을 낮추기 위한 공정이 까다롭고, 추가 공정으로 인해 생산비용이 증가할 우려가 있다.
이를 고려하여, 상기 P은 0.015% 이하로 제한할 수 있으며, 본 발명은 상기 P을 최대 0.015%로 함유하더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
황(S): 0.020% 이하
황(S) 역시 강의 저온 인성을 감소시키는 원소로서, 강 중 MnS 개재물을 형성함으로써 강의 인성을 저해하므로 가능한 그 함량을 낮게 제어함이 바람직하다. 다만, 이러한 S의 함량을 낮추기 위한 공정이 까다롭고, 추가 공정으로 인해 생산비용이 증가할 우려가 있다.
이를 고려하여, 상기 S은 0.020% 이하로 제한할 수 있으며, 본 발명은 상기 S을 최대 0.020%로 함유하더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
니오븀(Nb): 0.002~0.025%
니오븀(Nb)은 강 중에 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.002% 이상으로 Nb을 함유할 수 있으나, 고가의 원소로서 그 함량이 0.025%를 초과하게 되면 제조비용이 크게 상승하게 될 우려가 있다.
따라서, 상기 Nb은 0.002~0.025%로 포함할 수 있다.
바나듐(V): 0.25~0.35%
바나듐(V)은 상기 Nb과 마찬가지로 강 중에 미세한 탄화물 또는 질화물을 용이하게 형성할 수 있는 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 V을 0.25% 이상으로 함유할 수 있으나, 이 역시 고가의 원소이므로 이를 고려하여 그 함량을 0.35% 이하로 제한할 수 있다.
따라서, 상기 V은 0.25~0.35%로 포함할 수 있다.
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.
상술한 합금성분계를 가지는 본 발명의 강재는 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트 혼합조직을 포함할 수 있다. 여기서, 강재의 두께에 관계없이 전체 두께에 걸쳐 상술한 혼합조직을 포함할 수 있다.
상기 혼합조직 중 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 40% 이상인 것이 바람직하다. 만일, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율이 40% 미만이면 목표로 하는 강도를 충분히 확보할 수 없다. 보다 유리하게, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 40~90%로 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 압력용기용 강재는, 본 발명에서 제안하는 합금성분계를 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 열간압연 - 열처리 - 냉각 - 템퍼링 열처리]의 공정을 거쳐 제조할 수 있으며, 이하에서는 각 공정에 대해서 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
상술한 합금성분계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열할 수 있다.
상기 가열 온도가 1050℃ 미만이면 용질원자의 고용이 어려우며, 반면 그 온도가 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강의 물성을 저해하는 문제가 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 상기 열간압연은 800~1000℃의 온도범위에서 패스당 압하율 2.5~30%로 행하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연시 온도가 800℃ 미만이면 압연부하가 커지는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 결정립이 조대해지는 문제가 있다.
또한, 상기 열간압연시 패스당 압하율이 2.5% 미만이면 압연생산성이 저하되어 제조비용이 상승하는 문제가 있으며, 반면 패스당 압하율이 30%를 초과하게 되면 압연기에 부하를 발생시켜 설비에 치명적인 악영향을 끼칠 우려가 있다.
상기 열간압연을 완료하여 얻은 열연강판은 공냉을 통해 상온까지 냉각을 행할 수 있으며, 이후에 후속 공정을 진행할 수 있음을 밝혀둔다.
[열처리]
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 특정 온도범위로 가열하여 열처리할 수 있다.
구체적으로, 상기 열연강판을 1000~1050℃의 온도범위에서 {(1.3×t)+(10~30)}분 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)간 유지하는 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
상기 열처리시 온도가 1000℃ 미만이면 고용 용질원소들의 재고용이 어려워져 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지며, 반면 그 온도가 1050℃를 초과하게 되면 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.
상술한 온도범위에서의 열처리시 유지 시간이 {(1.3×t)+10}분 미만이면 조직의 균질화가 어렵고, 반면 그 시간이 {(1.3×t)+30}분을 초과하게 되면 생산성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
[냉각]
상술한 바에 따라 열처리된 열연강판을 1~30℃/s의 냉각속도로 냉각할 수 있으며, 이때 냉각은 상온까지 행할 수 있다. 여기서, 상기 냉각속도는 열연강판의 두께 중심부(예컨대 1/2t(t: 두께(mm)) 지점)를 기준으로 함을 밝혀둔다.
상기 냉각시 냉각속도가 1℃/s 미만이면 냉각 중에 조대한 페라이트 결정립이 생성될 우려가 있으며, 반면 그 속도가 30℃/s를 초과하게 되면 과도한 냉각설비로 인해 경제성이 저하되는 문제가 있다.
[템퍼링 열처리]
상기에 따라 냉각된 열연강판을 템퍼링 처리할 수 있으며, 구체적으로 800~825℃의 온도범위에서 {(1.6×t)+(10~30)}분간 유지하는 템퍼링 열처리 공정을 행할 수 있다.
상기 템퍼링 열처리시 온도가 800℃ 미만이면 미세한 석출물의 석출이 어려워져 목표로 하는 강도의 확보가 곤란하며, 반면 그 온도가 825℃를 초과하게 되면 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성의 저하를 초래하게 되는 문제가 있다.
상술한 온도범위에서의 템퍼링 열처리시 유지 시간이 {(1.6×t)+10}분 미만이면 조직의 균질화가 어렵고, 반면 그 시간이 {(1.6×t)+30}분을 초과하게 되면 생산성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
상술한 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 압력용기용 강재는 압력용기로의 제작시 부가되는 용접 공정에 의한 잔류 응력을 제거하기 위한 목적에서 용접후열처리(PWHT) 공정이 필요하다.
일반적으로, 장시간의 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 본 발명에 의해 제조된 강재는 통상적인 PWHT 온도 대비 고온인 760~780의 온도범위에서 최대 50시간 열처리를 행하더라도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점이 있다.
특히, 본 발명의 강재는 고온에서 최대 50시간 PWHT 후에도 600MPa 이상의 인장강도 및 -30℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 100J 이상으로 우수한 강도와 인성을 가지는 효과가 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 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1150℃에서 300분간 가열한 후, 패스당 압하율 5~20%로 재결정영역에서 열간압연을 행하여 열연강판을 제조하였다.
이후, 상기 열연강판을 상온까지 공냉을 행한 후, 다시 1050℃로 가열하여 유지하는 열처리를 행하였다. 이때, 열처리는 열연강판의 두께에 따라 150~280분간 유지하였다. 그 후, 열연강판의 두께 중심부를 기준으로 냉각속도 2.5~15℃/s로 상온까지 수냉각을 행하였다. 그 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 템퍼링 열처리 및 PWHT 열처리를 행하였다.
상술한 모든 공정을 거친 열연강판에 대하여 인장시험을 행하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 또한, 샤르피 충격시험을 행하여 충격 에너지 값을 도출하였다.
상기 인장시험은 ASTM 규격 A20 및 A370 & E8에 의거하여 수행하였으며, 충격시험은 -30℃에서 V 노치를 갖는 시편에 대해 샤르피 충격시험을 행하였다. 각 결과는 하기 표 3에 나타내었다.
강종 합금조성 (중량%)
C Mn Si P S Al Cr Mo Cu Ni Nb V
발명강
A		 0.15 0.55 0.25 0.005 0.0011 0.028 6.85 0.82 0 0 0.018 0.28
발명강
B		 0.14 0.52 0.28 0.006 0.0013 0.031 7.15 0.80 0 0 0.012 0.30
발명강
C		 0.13 0.58 0.30 0.008 0.0015 0.030 7.25 0.86 0 0 0.020 0.32
비교강
A		 0.14 0.55 0.38 0.008 0.0012 0.033 2.28 0.90 0.15 0.15 0 0
강종 두께
(mm)		 공정 조건 구분
템퍼링
온도(℃)		 템퍼링
시간(min)		 PWHT
온도(℃)		 PWHT
시간(Hr)
발명강 A 100 810 180 770 20 발명예 1
150 810 260 770 35 발명예 2
200 810 340 770 50 발명예 3
발명강 B 100 810 180 770 20 발명예 4
150 810 260 770 35 발명예 5
200 810 340 770 50 발명예 6
발명강 C 100 810 180 770 20 발명예 7
150 810 260 770 35 발명예 8
200 810 340 770 50 발명예 9
비교강 A 100 810 180 770 20 비교예 1
150 810 260 770 35 비교예 2
200 810 340 770 50 비교예 3
구분 미세조직 기계적 물성
T-M(면적%) YS(MPa) TS(MPa) El(%) CVN@-30℃(J)
발명예 1 55 518 672 31 317
발명예 2 53 512 662 32 320
발명예 3 50 510 656 32 319
발명예 4 57 527 685 33 315
발명예 5 55 519 669 32 309
발명예 6 52 513 657 33 311
발명예 7 56 521 674 35 328
발명예 8 53 517 668 33 321
발명예 9 52 515 659 33 313
비교예 1 12 341 451 30 75
비교예 2 10 335 432 32 65
비교예 3 7 324 419 33 58
(표 3에서 T-M은 템퍼드 마르텐사이트 상을 의미하며, 템퍼드 마르텐사이트 상을 제외한 나머지 조직은 템퍼드 베이나이트(T-B) 상이었다.)
상기 표 1 내지 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 9는 용접후열처리(PWHT) 시간이 최대 50 시간에 이르더라도 600MPa 이상의 인장강도 및 -30℃에서의 샤르피 충격 에너지 값을 100J 이상으로 확보할 수 있다.
반면, 합금조성이 본 발명을 벗어나는 비교예 1 내지 3은 장시간의 PWHT 후 발명예들 대비 강도가 대략 150MPa 정도, 저온 인성이 약 200J 정도 저하된 것을 확인할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에 따른 합금성분계 및 제조조건에 의해 얻어지는 강재는 고온 템퍼링 열처리뿐만 아니라 장시간의 고온 용접후열처리(PWHT)를 행하더라도 그에 대한 저항성이 우수하므로, 중·고온용 압력용기용 강재로 적합한 효과가 있는 것이다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.4~0.6%, 크롬(Cr): 6.5~7.5%, 몰리브덴(Mo): 0.7~0.9%, 알루미늄(Al): 0.005~0.05%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 니오븀(Nb): 0.002~0.025%, 바나듐(V): 0.25~0.35%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합조직을 포함하며, 760~780℃의 온도범위에서 최대 50시간의 고온 용접후열처리(PWHT) 후, 600MPa 이상의 인장강도, -30℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 100J 이상인 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율 40% 이상인 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재.
  3. 삭제
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.10~0.16%, 실리콘(Si): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.4~0.6%, 크롬(Cr): 6.5~7.5%, 몰리브덴(Mo): 0.7~0.9%, 알루미늄(Al): 0.005~0.05%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 니오븀(Nb): 0.002~0.025%, 바나듐(V): 0.25~0.35%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 1000~1050℃의 온도범위에서 {(1.3×t)+(10~30)}분 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)간 유지하는 열처리 단계;
    상기 열처리된 열연강판을 1~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 800~825℃의 온도범위에서 {(1.6×t)+(10~30)}분간 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 열간압연은 패스당 압하율 2.5~30%로 행하는 것인 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 열간압연 후 상온까지 공냉하는 단계를 더 포함하는 것인 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
  7. 제 4항에 있어서,
    상기 템퍼링 열처리 후 최대 50시간 760~780℃의 온도범위에서 용접 후 열처리하는 단계를 더 포함하는 고온 용접후열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
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