KR20120074638A - 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.1~0.3%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.5~2.0%, P: 0.020% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005~0.1%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 두께를 t라고 할 때, PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지의 인장강도가 400MPa 이상이고, 0℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 80J 이상이며, 두께방향 인장단면감소율이 30% 이상인 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공함으로써,
일반적인 제강 및 연주공정을 거치는 것이 아니라 단조기술을 거치기 때문에 극후물 강판의 두께를 더 두껍게 확보하면서도 중심부 물성까지 향상시킬 수 있고, 특히 단조기술과 압연기술을 조합함으로써 생산성도 확보된 압력용기용 극후물 강판을 얻을 수 있다.

Description

중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법{ULTRA THICK STEEL SHEET FOR PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT CENTRAL PROPERTIES AND HYDROGEN INDUCED CRACKING RESISTANCE, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 원유정제 저장탱크, 열교환기, 반응로 및 응측기 등에 사용되는 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 주괴를 단조한 후 슬라브를 압연하는 방식을 사용하여 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성을 향상시킨 압력용기용 극후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
압력용기의 경우 현재 효율성 향상을 위하여 대형화되고 있는 추세이며, 이러한 용기의 대형화를 위해서는 극후물 강판의 적용이 필수적이다. 특히, 이 중에서도 에너지 산업의 발전에 따라 원유정제 설비에 필요한 극후물 강판에 요구가 증가하고 있는 상황이다. 그러나, 상기 원유에는 황화수소(H2S)가 포함되어 있기 때문에 강판에 수소유기균열 현상이 심하게 일어나고, 정유설비는 한냉지에 건설되기 때문에 저온에서 많은 충격이 강판에 가해질 수 있다.
따라서, 상기와 같은 설비가동의 효율화를 달성하고, 사용환경의 가혹화에 대응하기 위해서는 매우 두꺼운 극후물 강판, 특히 100mm 이상의 두께를 갖는 극후물 강판이 필요함과 동시에, 그 강판의 중심부 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판이어야 한다.
일반적으로, 강재는 사용온도가 낮아질수록 인성이 저하되므로 용기의 안정성에 큰 영향을 미치는 바, 사용온도가 낮은 강재는 저온에서도 충격인성의 저하가 일어나지 않도록 성분이나 미세조직을 제어하여야 한다. 또한, 동일강도에서 강재가 두꺼워질수록 저온인성이 저하되므로 극후물 강재를 사용해야 하는 대형용기의 경우에는 더욱 저온인성의 저하에 따른 용기의 파괴를 주의하여야 한다.
이러한 충격인성은 합금성분의 조절 또는 미세조직에 따라 제어될 수 있는데, 미세조직 측면에서는 펄라이트가 존재할 경우 이것이 균열의 개시점으로 작용하고, 페라이트와 펄라이트 계면은 균열의 전파가 용이하므로, 인성의 향상을 위해서는 펄라이트 생성을 억제하는 것이 바람직하다. 또한, 균열의 전파를 어렵게 하기 위해서는 균열전파의 방해요소가 되는 결정립계를 많이 만들어야 한다.
즉, 결정립계를 많이 만들기 위해서는 결정립 크기를 미세화시켜야 하므로, 결정립 미세화를 통해 균열의 전파는 방해를 많이 받게 되어 저온인성의 향상에 기여를 할 수 있다. 결정립 미세화는 압연시 압하율을 증가시켜 오스테나이트에서 페라이트 변태시 작용하는 핵생성 사이트를 많이 만들어야 하는데, 극후물재는 두꺼운 두께로 인해 일반적인 연주공정을 통해서는 중심부에 충분한 압하량을 전달하기가 어려우므로, 결정립의 미세화가 어려운 문제가 있었다.
또한, 수소유기균열은 H2S를 포함하고 있는 환경에서 부식에 의하여 발생된 수소원자가 외부에서 재료 내부로 침입하여 임계농도 이상으로 축적되면 균열이 생성 및 성장됨으로써 파괴를 발생시키게 된다. 구체적으로, 재료 내부로 들어온 수소 원자는 재료 내에서 확산하다가, 취약한 불순물, 특히 MnS 및 편석대 등에 포획되는데, 이러한 곳에 수소 원자가 집약되면, 수소취성에 의하여 재료의 기계적 성질이 저하되고, 국부적으로 가해지는 응력이 증가하여, 재료가 견딜 수 있는 최대 응력이 낮아진다. 이러한 재료가 견딜 수 있는 응력보다 국부적으로 가해진 응력이 더욱 크게 되면 균열은 성장하게 되어 파괴가 진전된다.
즉, 수소유기균열은 수소가 집적될 수 있는 결함부에서 민감하게 발생하므로, 강재가 두꺼워질수록 중심부에 압착이 충분히 이루어지지 않아 공극이 많이 존재하게 됨을 고려할 때, 극후물 강판의 경우 수소유기균열 저항성이 문제되게 된다. 특히 두께 100mm 이상의 압력용기용 극후물 강판의 경우 상기 압착이 어려움이 더 크기 때문에 결정립 미세화 뿐만 아니라 중심부 공극 제거도 더 어려워져 기존의 연주공정으로는 중심부 인성 및 수소유기균열 저항성을 확보하는 것이 불가능한 문제가 있었다.
따라서, 매우 두꺼운 압력용기용 극후물 강판에서도 결정립 미세화를 달성하면서도 중심부에 충분한 압착을 가하여 공극을 제거할 수 있는 기술에 대한 연구가 매우 절실한 시점이다.
본 발명의 일측면은 압력용기용 극후물 강판에서 그 두께를 더 두껍게 확보하면서도 중심부 물성도 향상시킬 수 있으며, 수소유기균열 저항성을 확보할 수 있는 극후물 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Al: 0.005~0.1%, Ni: 0.05~0.4%, Nb: 0.005~0.03%, Ca:0.0005~0.003%, N: 0.001~ 0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 이루어지고, 면적분율로, 70% 이상의 페라이트 및 잔부 펄라이트로 이루어지는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공한다.
이때, 상기 강판은 Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2% 및 Cr: 0.05~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판은 Ti: 0.005~0.02% 및 V: 0.005~0.035%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 페라이트의 결정립 크기가 25㎛ 이하인 것이 바람직하다.
이때, 상기 강판의 두께는 100~200mm인 것인 바람직하다.
또한, 상기 강판의 두께를 t라고 할 때, 580~650℃에서 10~30시간 동안 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지 인장강도가 400MPa 이상이고, -30℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 50J 이상이며, CLR(Clack Length Ratio)가 10% 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, 본 발명의 또다른 일측면은 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Al: 0.005~0.1%, Ni: 0.05~0.4%, Nb: 0.005~0.03%, Ca:0.0005~0.003%, N: 0.001~ 0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 이루어지는 주괴를 준비하는 단계; 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 제조된 슬라브를 1050~1200℃로 가열한 후 압연하는 단계; 및 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 포함하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법을 제공한다.
이때, 상기 주괴를 준비하는 단계는 Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2% 및 Cr: 0.05~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 주괴를 준비하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 주괴를 준비하는 단계는 Ti: 0.005~0.02% 및 V: 0.005~0.035%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 주괴를 준비하는 것이 보다 바람직하다.
이때, 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상이 되도록 주괴를 단조하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 제조된 슬라브를 가열한 후 압연하는 단계는 900~1000℃의 범위에서 마무리 압연을 개시하고, 30% 이상의 압하율로 마무리 압연을 행하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 노멀라이징 처리하는 단계 후 2~10℃/s의 냉각속도로()~450℃까지 냉각하는 단계를 더 포함하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 주괴를 준비하는 단계는 두께가 450mm 이상인 주괴를 준비하고, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 두께가 250~400mm이 되도록 행하고, 상기 제조된 슬라브를 가열한 후 압연하는 단계는 슬라브의 두께가 100~200mm이 되도록 행하는 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 일측면에 따르면, 압력용기용 극후물 강판에서 그 두께를 더 두껍게 하여 대형화를 통한 압력용기의 효율성을 증대시킬 수 있고, 그러면서도 중심부 저온인성 등의 물성도 향상시킬 수 있으며, 수소유기균열 저항성도 확보할 수 있어 가혹해진 사용환경에 적합한 압력용기용 강판을 얻을 수 있다.
도 1은 발명예의 일례에 따른 강판의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 2는 발명예의 또다른 일례에 따른 강판의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 3은 비교예의 일례에 따른 강판의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 4는 비교예의 또다른 일례에 따른 강판의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 강판에 대해서 설명한다.
본 발명의 일측면은 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Al: 0.005~0.1%, Ni: 0.05~0.4%, Nb: 0.005~0.03%, Ca:0.0005~0.003%, N: 0.001~ 0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 이루어지고, 면적분율로, 70% 이상의 페라이트 및 잔부 펄라이트로 이루어지는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판을 제공한다.
먼저, 상기 성분계 및 조성범위에 대해 설명한다.(중량%)
탄소(C) : 0.05~0.25%
C는 강도 확보를 위해 첨가되는 원소로서, 0.05% 이상 첨가되면 강도를 향상시킬 수 있다. 다만, 그 첨가량이 너무 많으면 펄라이트 양이 증가하고 펄라이트 밴드를 형성하게 되므로, 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저해하고, 용접성도 열화되는 문제가 생긴다. 따라서, 그 상한은 0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.05~0.5%
Si은 탈산제로 첨가되는 원소로서, 탈산 작용을 위해서는 0.05%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하면 인성 및 용접성을 저해하고, 강중 산화개재물의 양도 증가시켜 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 감소시키는 문제점이 있으므로, 그 상한을 0.5%로 정하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.5~1.5%
Mn은 강도 확보를 위해 첨가되는 원소로서, 강도를 증가시키기 위해 0.5% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 많으면 소입성 증가로 인한 중심편석이 심해져 수소유기균열 저항성을 저해하게 되고, 용접성도 좋지 못하게 된다. 따라서, 그 상한은 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.012% 이하
P는 제강 과정에서 불가피하게 강중에 포함되는 원소로, 용접성 및 인성을 저해할 뿐만 아니라 응고시 슬라브 중심부 및 오스테나이트 결정립계에 쉽게 편석되어 저온 인성 및 수소유기균열 저항성을 저해하므로, 그 함량을 가능한 한 줄이는 것이 바람직하고, 최소한 0.012%를 넘지 않도록 제한하여야 한다.
황(S): 0.0015% 이하
S는 불순물 원소이며 일반적으로 Mn과 반응하여 MnS를 형성함으로써 압연시 연신되어 수소유기균열 발생의 기점으로 작용할 뿐만 아니라 저온인성을 저해하게 된다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 줄이는 것이 바람직하고, 최소한 그 함량을 0.0015%를 넘지 않도록 제한하여야 한다.
알루미늄(Al): 0.005~0.1%
Al은 제강시 탈산을 위하여 필수적으로 첨가되는 원소로서, 탈산 작용을 위해 0.005% 이상 첨가되는 것이 바람직하고, 다만 그 양이 너무 많으면 충격인성을 저해하고 다량의 개재물을 형성하여 수소유기균열 저항성을 저해하는 문제점이 있으므로, 상한을 0.1%로 한정하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.05~0.4%
Ni은 강의 인성을 향상시키는 원소로, 강재의 부식특성도 향상시켜 표면수소 발생량을 감소시키는 역할도 하므로 수소유기균열 저항성 향상에도 기여를 한다. 따라서, 상기 효과를 위해 0.05% 이상 첨가되는 것이 바람직하고, 다만, 경제성 차원에서 그 상한을 0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.03중량%
Nb는 1200℃ 부근의 온도에서 고용되었다가 열간압연시 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 강도를 증가시킨다. 또한 노멀라이징시 발생하는 재결정시 석출물이 핵생성 위치 및 페라이트 결정립 성장을 억제하므로 저온인성을 향상시키는 역할을 한다. Nb 첨가에 의한 강도 및 인성향상을 위해서는 0.005중량%이상 첨가하여야 한다. 하지만, Nb를 포함하는 조대한 이차상들이 생성시 수소유기균열 발생의 기점으로 작용할 수 있으므로 그 상한은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
칼슘(Ca): 0.0005~0.003%
Ca는 MnS 개재물을 구상화시키는 역할을 한다. MnS는 용융점이 낮은 개재물로 압연시 연신되어 수소유기균열의 기점으로 작용하는데, Ca은 MnS와 반응하여 MnS 주위를 둘러싸게 되므로 MnS의 연신을 방해하여 수소유기균열 저항성을 확보하는 역할을 하는 것이다. 상기 구상화 작용을 위해 Ca는 0.0005% 이상 첨가되는 것이 바람직하고, 그 양이 너무 많으면 개재물이 다량 생성되어 오히려 수소유기균열 저항을 저하시키게 되므로, 그 상한을 0.003%로 한정하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.01%
N은 Al 등과 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립성장을 방해하여 인성 향상 및 강도향상에 도움을 주지만, 그 양이 너무 많은 고용상태의 N이 증가해 인성에 악영향을 미치므로, 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 강판은 Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2% 및 Cr: 0.05~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 바람직하다.(중량%)
구리(Cu): 0.05~0.3%
Cu는 강중에 고용되어 강도를 향상시키고 황화수소를 포함하는 분위기 내에서 표면에 보호 피막을 형성하여 강의 부식 속도를 낮추고, 강 중으로 확산하는 수소의 양을 줄여주는 역할을 하므로, 강 성분으로 더 포함되는 것이 보다 바람직하다. 첨가시에서 상기 효과를 위해 0.05%이상 첨가되는 것이 바람직하나, 열간압연시 표면에 균열을 유발시켜 표면품질을 저해하게 되므로, 그 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.02~0.2%
Mo는 강의 소입성을 증가시켜 강도를 증가시키는 역할을 하는 원소로서, 더 포함될 경우 강의 물성 확보에 보다 바람직하다. Mo 첨가에 따른 효과를 얻기 위해서는 0.02%이상 첨가하는 것이 바람직하고, 다만 그 양이 너무 많아지만 경제성 측면에서 좋지하고, 경도가 매우 높은 제 2상의 생성이 용이해서 수소유기균열 저항성을 저해하므로, 그 상한은 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.05~0.4%
Cr은 강의 소입성을 증가시켜 강도를 높이는 역할 뿐만 아니라 강의 부식속도를 저하시켜 수소발생량을 감소시키는 역할을 하는 원소로서, 0.05%이상 첨가될 경우 강도 상승 및 수소유기균열 저항성 향상의 효과를 위해 보다 바람직하다. 다만, 그 양이 너무 많으면 강의 인성이 저해되므로, 그 상한을 0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 강판은 Ti: 0.005~0.02% 및 V: 0.005~0.035%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것이 보다 바람직하다.(중량%)
티타늄(Ti): 0.005~0.02%
Ti는 탄화물이나 질화물을 형성하는 원소로서, 재가열시 오스테나이트 상의 결정립 성장을 억제하므로 최종적으로 미세한 균질의 페라이트를 형성시키는 역할을 하므로 저온인성을 향상시킨다. 따라서, Ti가 추가로 포함될 경우 강의 물성 확보에 보다 바람직하고, 상기 오스테나이트 결정립 성장을 억제 효과를 위해서는 0.005% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 첨가량이 증가하게 되면 Ti가 강중의 N과 전부 반응하여 저온인성에 효과가 있는 Nb(C, N) 석출물 형성을 방해하므로 오히려 저온인성을 저해하게 되므로, 그 상한을 0.02%로 정하는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.005~0.035%
V은 강 중에 N의 양이 충분히 존재할 경우에는 VN가 형성되기도 하지만, 일반적으로 VC의 형태로 페라이트 영역에서 석출한다. 오스테나이트-페라이트로 변태 시에 공석 탄소 농도를 낮추고, VC가 cementite 형성을 위한 핵 생성 장소를 제공하므로, 입계에 Fe3C가 연속적으로 형성되기보다는 불연속적인 구조의 형태를 가지게 되어 수소유기균열에 대한 저항성을 증가시킨다. 따라서, V이 추가로 포함될 경우 상기 저항성 확보를 위해 보다 바람직하고, 상기 효과 발현을 위해서는 0.005% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, 그 양이 너무 많으면 조대한 V 석출물이 형성되어 인성을 저해할 뿐만 아니라 강 중 수소집적사이트가 되어 수소유기균열에 대한 저항성을 저하시키게 되므로, 상기 첨가량을 0.005~0.035%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 미세조직은 페라이트와 잔부 펄라이트로만 이루어지는데, 이때 면적분율로, 페라이트가 70% 이상을 차지하는 것이 바람직하다. 펄라이트는 저온인성이나 수소유기균열 저항성에 악영향을 미치는 원소이고, 그 분율이 증가할수록 강의 물성도 저해하게 되므로, 그 함량이 30% 미만으로 제한되어야 한다.
페라이트는 결정립의 크기가 작을수록 수소유기균열 저항성을 향상시키는 원소로서, 보다 바람직하게는 상기 페라이트의 결정립 크기는 25㎛ 이하로 제어될 경우 상기 저항성이 매우 우수해진다. 따라서, 상기 펄라이트의 분율이 30면적% 미만으로 제어되고, 잔부는 페라이트로 구성되며, 상기 페라이트의 결정립 크기는 25㎛ 이하로 제어될 경우 극후물 강판의 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 매우 우수해져 극한의 사용환경에서도 견딜 수 있는 압력용기로 적용할 수 있게 된다.
또한, 상기 강판의 두께는 100~200mm인 것이 보다 바람직하다. 압력용기강의 경우 그 효율성 향상을 위해 대형화를 도모하는 것이 바람직하고, 특히 두께가 100mm 이상인 압력용기용 극후물 강판은 이러한 대형화 요구에 부합하는 우수한 소재로 볼 수 있다.
특히, 상기 강판의 두께가 100mm 이상으로 두꺼워질 경우에는 강판 제조과정에서 중심부에 힘을 전달하여 공극 등을 줄이기가 힘들어 중심부 물성이나 수소유기균열 저항성을 확보하는 것이 더욱 어려워지게 되는데, 본 발명의 일측면은 두께 100mm 이상의 압력용기용 강판에서도 상기의 특성을 모두 확보할 수 있다는 점에서, 활용도나 품질의 측면에서 매우 우수한 압력용기용 강판을 얻을 수 있다. 다만, 상기 강판의 두께가 200mm를 초과할 경우에는 상기 물성 확보가 극히 어려워진다는 점에서, 100~200mm의 두께를 가진 압력용기용 극후물 강판이 가장 바람직하다.
상기와 같은 본 발명의 압력용기용 극후물 강판은 강판의 두께를 t라고 할 때, 580~650℃에서 10~30시간 동안 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지 인장강도가 400MPa 이상이고, -30℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 50J 이상이며, CLR(Clack Length Ratio)가 10% 이하인 것을 얻을 수 있다. 따라서, 100mm 이상의 두께를 갖는 압력용기용 극후물 강판에서도 중심부에서 우수한 강도 및 저온인성을 얻을 수 있고, 수소유기균열에 대한 저항성도 우수하게 확보할 수 있게 된다.
이하, 본 발명의 강판의 제조방법에 대해 설명한다.
본 발명의 또다른 일측면은 중량%로, 상기와 동일한 조성을 가진 주괴를 준비하는 단계; 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 제조된 슬라브를 1050~1200℃로 가열한 후 압연하는 단계; 및 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 포함하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법을 제공한다.
즉, 본 발명의 또다른 일측면은 단조기술과 압연기술을 조합하고, 그 조합된 기술의 각 조건을 제어함으로써, 압력용기용 극후물재를 대형화시킬 수 있고, 그러면서도 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성을 우수하기 확보할 수 있는 압력용기용 극후물 강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
만약, 압연기술만 적용할 경우에는 중심부 물성 확보를 위해 압하비를 높이면 두께가 얇아지고, 그렇다고 대형화를 위해 두꺼운 강판을 얻으려면 압하비를 낮출 수밖에 없어서 중심부 물성 확보에 한계가 있었다. 물론, 단조기술을 적용하면 처음부터 두꺼운 주괴를 사용할 수 있고, 중심부에 가해지는 압하량이 더 커지는 장점이 있기는 하나, 생산성이 매우 저하되는 문제가 있었다.
따라서, 본 발명의 제조방법은 1차적으로 단조기술을 적용한 후, 2차적으로 압연기술을 적용하는 방식을 채택함으로써, 강판의 두께를 두껍게 하면서도 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성을 확보하고, 생산성 측면에서 불리하지 않은 방법을 발명하기에 이른 것이다.
먼저, 상기와 동일한 조성을 포함하는 주괴를 준비하는 단계를 거친다. 이는 먼저 단조기술을 적용하기 위한 것으로서, 원소재를 잉곳주조를 통해 만들어진 주괴로 사용할 경우 훨씬 더 두꺼운 상태로 시작할 수 있기 때문에 압력용기용 강판의 대형화에 유리할 수 있다. 특히, 두께가 450mm 이상인 주괴를 준비하는 것이 바람직하고, 이는 100mm 이상의 매우 두꺼운 압력용기용 극후물 강판을 생산함에 있어서 중심부 물성을 확보하기 위해 처음부터 원소재의 두께를 450mm 이상으로 시작하려는 것이다.
다음으로, 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계를 거친다. 이와 같이, 단조를 통해 슬라브를 제조할 경우 압연하는 것에 비해 상대적으로 강에 더 큰 압하량이 가해지기 압착에 더 유리하므로, 중심부의 공극을 최소화시키는 데에 더 바람직하다.
특히, 상기 단조는 얻어지는 슬라브의 두께가 250~400mm이 되도록 행하는 것이 보다 바람직한데, 이는 단조를 행한 후 얻어지는 슬라브의 두께가 400mm를 초과하면 단조에 의한 중심부 압착이 미미할 수 있어 실질적으로 중심부 물성이나 수소유기균열 저항성 확보에 기여하는 정도가 크지 않을 수 있고, 반대로 슬라브의 두께가 250mm 미만이 될 때까지 단조를 할 경우에는 이미 중심부 압하가 충분히 이루어졌기 때문에 계속 단조를 적용하는 것은 생산성 측면에서 불리하므로, 중심부 물성및 생산성을 고려할 때 슬라브의 두께가 250~400mm일 때까지 단조를 적용하고, 그 이후에는 압연기술을 조합하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상이 되도록 주괴를 단조하는 것이 보다 바람직하다. 단조에 의해 얻어진 슬라브의 상기 비들이 3 이상이 될 경우 슬라브 압연시에 슬라브의 벤딩(Bending)을 방지하여 압연이 특히 안정적으로 행해지도록 할 수 있다.
다음으로, 상기 제조된 슬라브를 1050~1200℃로 재가열한 후 압연하는 단계를 거치게 된다. 먼저, 슬라브의 재가열온도는 1050~1200℃로 제어하는 것이 바람직하다. 재가열시 확산에 의하여 슬라브 상에 존재하는 Mn과 P 편석부가 완화되는데, 만약 상기 재가열 온도가 1050℃ 미만일 경우 확산이 충분히 일어나지 않으므로, Mn, P 등의 편석이 남아있게 되어 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 해치게 된다. 또한, Nb가 첨가될 경우에는 강 중에 첨가된 Nb는 재가열시 충분히 고용되어 압연이나 열처리중 미세석출함으로써, 강도 및 저온인성을 향상시키게 되는데, 이러한 효과의 발현을 위해서도 재가열 온도는 1050℃ 이상인 것이 바람직하다.
또한, 가열온도가 너무 높으면 편석부의 완화나 Nb의 고용은 용이하나, 반대로 오스테나이트의 결정립 크기로 조대해지는 경향이 있기 때문에, 저온인성이 저하되는 문제가 생길 수 있다. 따라서, 재가열온도의 상한은 1200℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 가열 후 압연을 시작하게 되는데, 이는 주괴를 통해 원소재의 두께를 충분히 확보하고, 단조기술을 통해 중심부에 압착도 더 우수하게 제공하면서도 생산성이 저하되는 것을 방지하기 위해 압연기술을 2차적으로 적용시키는 방식을 채택함에 따른 것이다.
다만, 상기 압연시에 마무리 압연개시 온도는 900~1000℃인 것이 보다 바람직하다. 너무 높은 온도에서 마무리 압연을 개시하게 되면 압연시에 재결정 후 오스테나이트 결정립의 성장이 빨라져 최종 페라이트 결정립이 조대해지고, 이러한 조대한 결정립은 저온인성이 열위하게 되므로, 마무리 압연개시 온도는 1000℃를 초과하지 않도록 제어하는 것이 바람직하다.
반대로, 압연온도가 낮으면 결정립 미세화에는 유리하기는 하나, 너무 낮으면 공냉 대기시간이 길어져 생산성을 저해하게 되므로, 900℃ 이상은 되도록 하는 것이 바람직하다. 따라서, 마무리 압연을 개시할 때에는 온도를 900~1000℃으로 제어할 필요가 있다. 압연 후에는 상온까지 공냉하는 것이 바람직하다.
또한, 잔압하율은 30% 이상인 것이 바람직한데, 잔압하율이란 마무리 압연에서 가해지는 압하율을 말한다. 이러한 잔압하율은 저온인성과 밀접한 관계가 있는 것으로서, 잔압하율이 높으면 높을수록 저온인성이 향상되기 때문에, 본 발명이 목표로 하는 극저온의 사용환경을 고려할 때 -30℃에서도 우수한 저온인성을 가져야 하므로, 잔압하율이 30% 이상이 되도록 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 슬라브를 압연함에 있어서는, 슬라브의 두께가 100~200mm이 되도록 행하는 것이 보다 바람직하다. 만약, 상기 압연된 슬라브의 두께가 200mm 이하가 되면 중심부에 충분한 압하량이 가해지게 되므로 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성을 더욱 우수하게 확보할 수 있게 되고, 상기 두께가 100mm 이상이 되면 상기 중심부 물성을 확보하면서도 압력용기용 강의 대형화를 달성할 수 있게 되는 것이다.
다음으로, 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 거친다. 노멀라이징 처리를 하게 되면 강의 미세조직은 오스테나이트로 상변태가 일어나고, 이때 재결정에 의해 오스테나이트 결정립이 미세화되므로, 강도 및 인성이 동시에 향상될 수 있다. 따라서, 노멀라이징 처리에 의해 오스테나이트 변태가 잘 일어나도록 상기 처리온도는 Ac3점 이상으로 제어하여야 한다.
본 발명에서 제시된 조성을 고려할 때, Ac3점이 800~850℃의 범위에 있을 것으로 예측되고, 극후물재라는 것을 감안하면 중심부에도 충분히 노멀라이징이 되기 위해서는 이보다 30℃ 이상 높은 온도에서 노멀라이징 처리를 하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 처리온도의 하한은 880℃으로 정하고, 다만 그 온도가 너무 높으면 오스테나이트 변태 후 오스테나이트 결정립이 성장하여 오히려 강도 및 인성을 저하시키는 문제가 생길 수 있으므로, 상한은 950℃로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 노멀라이징 처리 시간은 30~180분으로 제어하는 것이 바람직한데, 노멀라이징 처리시 강재의 중심부까지 오스테나이트 변태가 충분히 일어나지 위해서는 최소한 30분의 시간이 필요하고, 다만 그 시간이 너무 길어지면 오스테나이트 결정립 성장이 일어나 강도 및 인성을 저해하므로, 180분 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 노멀라이징 처리하는 단계 후 2~10℃/s의 냉각속도로 ()~450℃까지 냉각하는 단계를 더 포함하는 것이 바람직하다. 노멀라이징 후 공냉하는 것이 일반적이고, 본 발명에 제한된 성분 및 제조공정을 이용하면 노멀라이징 후 공냉에서도 우수한 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 확보할 수도 있다.
다만, 보다 우수한 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 얻기 위해서는 강재 위에 물을 분사하거나 강재를 물에 침적하는 등의 방식으로 공냉보다 빠른 속도로 냉각할 수도 있다. 수냉을 하게 되면 냉각속도가 높아짐에 따라 펄라이트 생성이 억제되고, 페라이트가 강도 및 인성이 우수한 침상형 페라이트로 변하게 되어 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 더욱 향상된다. 따라서, 보다 바람직하게는 노멀라이징 후 냉각속도를 2℃/s 이상으로 제어하면 더욱 효과적이고, 다만, 10℃/s를 초과하면 베이나이트 조직이 생성되어 오히려 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 저하되기 때문에, 상한은 10℃/s으로 제한하는 것이 보다 바람직하다.
또한, 노멀라이징 후 냉각할 때 냉각온도 뿐만 아니라 냉각 종료온도도 미세조직에 영향을 미칠 수 있다. 바람직하게는 상기 수냉이 변태가 종료될 때까지 행해져야 하고, 만약 변태 종료온도보다 높은 온도에서 수냉을 정지하면 그 이후에 공냉에 의해 다시 펄라이트 조직이 나타날 수도 있기 때문이다. 따라서, 본 발명에 따른 강재의 변태 종료온도는 약 450℃이므로, 냉각온도는 450℃ 미만으로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명하지만, 이는 본 발명의 보다 완전한 설명을 위한 것이고, 하기 개별실시예에 의해 본 발명의 권리범위가 제한되는 것은 아니다.
( 실시예 )
먼저, 아래의 표 1에 나타난 조성을 갖는 주괴를 450mm 이상의 두께로 준비하였다.
구분
(중량%)		 C Si Mn P
(ppm)		 S
(ppm)		 Al Ni Nb Ca
(ppm)		 N Cu Mo Cr Ti V
발명강1 0.09 0.15 1.45 74 10 0.032 0.15 0.011 15 0.006 - - - - -
발명강2 0.12 0.19 1.15 68 12 0.031 0.20 0.014 21 0.005 0.15 - - - -
발명강3 0.13 0.37 1.10 69 8 0.025 0.24 0.011 13 0.005 0.11 0.105 0.30 - -
발명강4 0.15 0.25 0.92 81 10 0.021 0.30 0.008 12 0.005 - 0.10 - 0.018 0.01
발명강5 0.18 0.19 1.25 61 9 0.019 0.35 0.025 12 0.006 0.30 - - - -
발명강6 0.17 0.15 1.05 88 10 0.035 0.38 0.017 15 0.004 0.28 0.15 0.10 0.015 -
발명강7 0.12 0.44 1.21 69 9 0.027 0.25 0.005 21 0.005 - - 0.14 - 0.012
발명강8 0.14 0.21 1.18 75 6 0.028 0.35 0.012 13 0.006 0.18 - - - -
발명강9 0.06 0.21 1.43 61 11 0.032 0.30 0.013 15 0.006 - - 0.30 0.011 -
발명강10 0.15 0.15 0.96 63 10 0.030 0.36 0.010 19 0.005 - 0.18 - 0.015 0.018
발명강11 0.11 0.41 1.15 84 11 0.024 0.40 0.019 10 0.004 - - 0.15 - -
발명강12 0.16 0.48 0.85 75 12 0.025 0.37 0.022 15 0.005 0.28 - 0.20 - 0.023
발명강13 0.12 0.21 1.23 60 9 0.033 0.20 0.029 21 0.006 - 0.20 - 0.009 -
발명강14 0.09 0.34 1.04 67 12 0.039 0.24 0.030 15 0.006 0.23 - - - -
발명강15 0.11 0.40 1.19 71 8 0.041 0.19 0.024 22 0.005 - 0.10 0.10 - -
비교강1 0.26 0.25 0.95 110 15 0.020 0.20 - 10 0.005 - - - - -
비교강2 0.16 0.56 1.01 150 20 0.025 0.25 0.01 8 0.004 0.31 - 0.15 - -
비교강3 0.14 0.45 1.15 130 13 0.019 0.10 0.04 12 0.006 - 0.10 - - -
비교강4 0.30 0.15 1.15 120 15 0.030 0.45 - 7 0.005 - - 0.15 0.04 -
비교강5 0.12 0.3 1.65 150 25 0.028 0.20 0.05 11 0.005 0.21 0.10 - 0.02 -
비교강6 0.18 0.4 1.55 120 30 0.034 - - - 0.006 - - - - -
그리고, 상기 준비된 주괴를 단조하여 표 2에 기재된 크기의 슬라브를 제조하였다. 그리고나서, 표 2에 나타난 조건으로 재가열한 후 압연을 행하고, 공냉시킨 후 노멀라이징 처리를 행하고나서, 냉각하여 극후물 강판을 제조하였다. 다만, 단조를 행하지 않고 종래의 연주공정을 이용한 예들은 연주 슬라브의 두께만 나타내었다.
구분 적용
강종		 단조
슬라브
두께
(mm)		 단조
슬라브
폭
(mm)		 단조
슬라브
길이
(mm)		 연주
슬라브
두께
(mm)		 가열
온도
(℃)		 마무리
압연
개시
온도
(℃)		 잔압
하율
(%)		 노멀
라이징
온도
(℃)		 노멀
라이징
시간
(분)		 냉각
종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)
발명예1 발명강1 500 2000 3000 - 1120 950 55 890 60 공냉 0.2
발명예2 발명강2 500 2000 3000 - 1140 960 50 890 50 400 4.1
발명예3 발명강3 500 2000 3000 - 1135 950 45 900 50 공냉 0.2
발명예4 발명강4 500 2000 3000 - 1100 930 40 890 60 400 3.1
발명예5 발명강5 480 2500 3200 - 1150 970 55 910 45 공냉 0.2
발명예6 발명강6 480 2500 3200 - 1160 980 50 920 45 430 4.5
발명예7 발명강7 480 2500 3200 - 1090 920 45 890 80 300 3.9
발명예8 발명강8 480 2500 3200 - 1140 950 40 910 50 공냉 0.2
발명예9 발명강9 480 2500 3200 - 1175 970 35 920 40 450 3.5
발명예10 발명강10 480 2500 3200 - 1165 960 35 920 45 410 2.7
발명예11 발명강11 450 3000 3500 - 1183 980 50 891 90 공냉 0.2
발명예12 발명강12 450 3000 3500 - 1090 920 45 930 40 공냉 0.2
발명예13 발명강13 450 3000 3500 - 1100 940 40 910 45 290 3.7
발명예14 발명강14 450 3000 3500 - 1104 940 40 890 60 310 4.5
발명예15 발명강15 450 3000 3500 - 1135 950 35 910 50 390 3.4
비교예1 비교강1 500 2500 2450 - 1150 980 35 910 80 공냉 0.2
비교예2 비교강2 500 3000 1980 - 1145 970 30 910 90 400 3.1
비교예3 비교강3 500 3500 1480 - 1150 - - - - - -
비교예4 비교강4 480 2500 3200 - 1105 930 40 900 70 공냉 0.2
비교예5 비교강5 480 2500 3200 - 1150 950 40 910 60 380 3.2
비교예6 비교강6 480 3000 2850 - 1230 990 35 900 70 400 2.8
비교예7 발명강1 500 2000 3000 - 1040 930 45 900 60 공냉 0.2
비교예8 발명강2 - - - 300 1140 970 25 900 55 공냉 0.2
비교예9 발명강3 480 2500 3200 - 1190 1030 35 890 70 440 2.9
비교예10 발명강4 480 2500 3200 - 1180 990 40 920 70 130 11.4
비교예11 발명강5 480 2500 3200 - 1215 990 35 890 100 공냉 0.2
비교예12 발명강6 - - - 300 1185 960 20 900 60 420 3.1
비교예13 발명강7 450 3000 3500 - 1100 930 20 900 100 380 1.9
비교예14 발명강8 450 3000 3500 - 1150 980 30 960 40 공냉 0.2
비교예15 발명강9 - - - 300 1190 980 20 910 55 390 2.4
상기와 같이 제조된 강판을 표 3에 기재된 조건으로 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 하였고, 강판의 두께를 t라고 할 때, t/4~3t/4인 지점에서의 인장강도, -30℃에서의 샤르피 충격에너지를 측정하였고, 수소유기균열 저항성을 확인하기 위해 CLR(Clack Length Ratio) 값도 측정하였다. 측정결과는 표 3에 나타내었다.
구분 펄라이트
분율
(면적%)		 페라이트
결정립
크기(㎛)		 PWHT
온도
(℃)		 PWHT
시간
(℃)		 인장강도
(MPa)		 샤르피
충격에너지
(J)		 CLR
(%)		 강판
최종두께
(mm)
발명예1 24.8 17.5 620 12 465 122 2.5 120
발명예2 12.4 12.4 620 13 510 234 0 130
발명예3 23.1 21.8 620 14 479 95 3.4 145
발명예4 15.7 14.2 620 16 496 197 0.5 155
발명예5 24.0 18.4 630 10 458 103 3.1 110
발명예6 14.7 10.3 630 12 515 195 0 120
발명예7 11.2 11.4 630 14 504 145 0.4 140
발명예8 22.4 19.5 600 15 467 97 1.9 150
발명예9 9.8 7.9 600 16 492 143 0.2 160
발명예10 11.7 10.2 600 16 486 167 0 160
발명예11 24.1 21.4 600 10 471 111 3.4 110
발명예12 23.5 18.6 630 12 463 103 2.8 120
발명예13 14.7 11.2 630 10 507 241 1.1 140
발명예14 12.4 9.5 630 12 523 201 0.3 140
발명예15 9.4 10.7 630 15 504 147 0 150
비교예1 33.9 21.4 600 17 478 47 11.9 160
비교예2 28.3 27.4 610 15 502 45 2.1 160
비교예3 - - - - - 39 - -
비교예4 20.4 26.8 620 10 471 42 15.2 120
비교예5 31.4 20.4 620 13 468 41 1.4 130
비교예6 24.5 32.4 610 12 498 38 0.9 140
비교예7 12.7 30.2 630 12 452 68 10.5 145
비교예8 21.8 33.7 630 10 421 34 7.6 130
비교예9 20.4 29.5 620 10 504 36 3.1 150
비교예10 2.4 45.2 620 10 614 27 23.4 105
비교예11 26.8 26.8 610 15 472 28 8.4 140
비교예12 21.4 26.8 610 10 485 39 12.3 160
비교예13 18.4 30.4 620 12 475 42 7.9 180
비교예14 26.1 31.5 620 12 452 49 2.4 140
비교예15 19.4 30.7 630 12 502 36 6.8 160
먼저, 발명예 1 내지 15는 본 발명의 조성을 만족하는 발명강 1 내지 15를 사용하였고, 제조조건도 모두 본 발명의 조건을 만족하였다. 이에 따라, 펄라이트 면적분율도 모두 30% 미만으로 나타났고, 페라이트 결정립 크기도 25㎛ 이하로 나타났으며, PWHT 처리 후에도 중심부 강도가 400MPa 이상이면서, -30℃에서의 샤르피 충격에너지가 90J 이상, CLR 값이 5% 미만으로 나타났다. 그리고, 최종 두께는 100~200mm로서, 압력용기의 대형화를 통해 효율성을 향상시키면서도 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 강판이 얻어짐을 알 수 있다.
특히, 공냉을 시킨 경우보다 2~10℃/s의 높은 냉각속도로 수냉을 시킨 경우가 미세조직의 분율 제어를 통해 더욱 우수한 결과가 나타났음을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1은 탄소의 함량이 본 발명의 범위를 벗어나고 니오븀이 첨가되지 않은 비교강 1을 사용함에 따라 펄라이트의 분율이 30%를 초과하였고, PWHT 처리 후 중심부 인장강도는 400MPa 이상을 만족하였으나, 샤르피 충격에너지가 47J로서 낮게 나타나고, CLR 값도 10%를 초과하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 좋지 못하였음을 확인할 수 있다.
비교예 2는 실리콘, 인, 황의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교강 2를 사용하였고, 이에 따라 페라이트의 결정립 크기가 25㎛를 초과하였으며, 샤르피 충격에너지가 45J로 낮아 저온인성이 좋지 못하였음을 확인할 수 있다.
비교예 3은 인, 니오븀의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교강 3을 사용하였고, 특히 단조된 슬라브의 길이/두께의 비율이 3이 되지 않아 압연이 벤딩이 발생하여 압연을 실시하지 못하였다.
비교예 4는 탄소, 니켈의 함량이 본 발명의 범위를 벗어나고 니오븀이 첨가되지 않은 비교강 4를 사용하였고, 이에 따라 페라이트의 결정립 크기가 25㎛를 초과하였고, 저온인성과 수소유기균열 저항성이 좋지 못하였다.
비교예 5는 망간, 인, 황, 니오븀의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교강 5를 사용하였고, 이에 따라 펄라이트의 분율이 30%를 초과하였고, 저온인성이 좋지 못하였음을 알 수 있다.
비교예 6은 망간, 황의 함량이 본 발명의 범위를 벗어나고 니켈, 니오븀, 칼슘이 첨가되지 않은 비교강 6을 사용하였고, 이에 따라 페라이트의 결정립 크기가 25㎛를 초과하였고, 저온인성이 좋지 못하였다.
비교예 7은 발명강을 사용하였으나, 가열온도가 너무 낮아페라이트 결정립의 크기가 25㎛를 초과하였고, 샤르피 충격에너지는 50J 이상으로 나타났으나, CLR 값도 10%를 초과하여 수소유기균열 저항성이 우수하지 못하였음을 확인할 수 있다.
비교예 8, 12, 15는 일반 연주공정에 따른 것으로서, 단조를 하지 않고 압하비율도 약 2:1에 불과해 중심부에 충분한 압착이 이루어지기 힘들었고, 이에 따라 페라이트 결정립 크기는 25㎛를 초과하였고, 저온인성이 매우 좋지 못함을 확인할 수 있었다.
비교예 9는 발명강을 사용하였으나, 마무리 압연개시온도가 너무 높아 페라이트 결정립 크기는 25㎛를 초과하였고, 저온인성이 매우 좋지 못함을 확인할 수 있었다.
비교예 10은 발명강을 사용하였으나, 수냉속도가 10℃/s를 초과하였고, 이에 따라 페라이트 결정립의 크기가 45.2㎛로 매우 크게 나타났고, 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 매우 좋지 못하였다.
비교예 11은 발명강을 사용하였으나, 가열온도가 너무 높았고, 이에 따라 페라이트 결정립의 크기가 25㎛를 초과하였고, 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 좋지 못함을 확인할 수 있었다.
비교예 13은 발명강을 사용하였으나, 잔압하율이 너무 낮아 페라이트 결정립 크기가 25㎛를 초과하였고, 저온인성이 좋지 못함을 확인할 수 있었다.
비교예 14는 발명강을 사용하였으나, 노멀라이징 온도가 너무 높아 페라이트 결정립 크기가 25㎛를 초과하였고, 저온인성이 좋지 못함을 확인할 수 있었다.
발명예 1, 4 및 비교예 1, 10의 미세조직 사진을 각각 도 1 내지 4에 나타내었다. 먼저, 발명예 1은 노멀라이징 후 공냉을 거친 경우로서, 펄라이트 분율이 24.8%이고, 페라이트 결정립의 크기가 17.5㎛로 나타났다. 발명예 4는 노멀라이징 후 수냉을 거친 경우로서, 펄라이트 분율이 15.7%로 훨씬 낮게 나타나고, 페라이트 결정립의 크기도 14.2㎛로 훨씬 미세하게 나타나 더 우수한 물성을 나타내었다.
다음으로, 비교예 1은 탄소의 함량이 너무 높아 펄라이트의 분율이 33.9%로 높게 나타났고, 비교예 10은 수냉의 냉각속도가 너무 커 펄라이트가 2.4%로 작으나, 베이나이트 조직이 나타났고, 페라이트 결정립의 크기도 너무 커져 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 좋지 못하였다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Al: 0.005~0.1%, Ni: 0.05~0.4%, Nb: 0.005~0.03%, Ca:0.0005~0.003%, N: 0.001~ 0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 이루어지고, 면적분율로, 70% 이상의 페라이트 및 잔부 펄라이트로 이루어지는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2% 및 Cr: 0.05~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 강판은 Ti: 0.005~0.02% 및 V: 0.005~0.035%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 페라이트의 결정립 크기가 25㎛ 이하인 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  5. 청구항 1 내지 4중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 100~200mm인 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 강판의 두께를 t라고 할 때, 580~650℃에서 10~30시간 동안 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 처리 후 t/4인 지점에서 3t/4인 지점까지 인장강도가 400MPa 이상이고, -30℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 50J 이상이며, CLR(Clack Length Ratio)가 10% 이하인 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판.
  7. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 0.5~1.5%, P: 0.012% 이하, S: 0.0015% 이하, Al: 0.005~0.1%, Ni: 0.05~0.4%, Nb: 0.005~0.03%, Ca:0.0005~0.003%, N: 0.001~ 0.01%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 이루어지는 주괴를 준비하는 단계; 상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계; 상기 제조된 슬라브를 1050~1200℃로 가열한 후 압연하는 단계; 및 상기 압연된 슬라브를 880~950℃에서 30~180분 동안 가열하여 노멀라이징 처리하는 단계를 포함하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 주괴를 준비하는 단계는 Cu: 0.05~0.3%, Mo: 0.02~0.2% 및 Cr: 0.05~0.4%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 주괴를 준비하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 주괴를 준비하는 단계는 Ti: 0.005~0.02% 및 V: 0.005~0.035%로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함하는 주괴를 준비하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 준비된 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 폭/두께 및 길이/두께의 비가 3 이상이 되도록 주괴를 단조하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  11. 청구항 7에 있어서,
    상기 제조된 슬라브를 가열한 후 압연하는 단계는 900~1000℃의 범위에서 마무리 압연을 개시하고, 30% 이상의 압하율로 마무리 압연을 행하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  12. 청구항 7에 있어서,
    상기 노멀라이징 처리하는 단계 후 2~10℃/s의 냉각속도로()~450℃까지 냉각하는 단계를 더 포함하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
  13. 청구항 7 내지 12중 어느 한 항에 있어서,
    상기 주괴를 준비하는 단계는 두께가 450mm 이상인 주괴를 준비하고, 상기 주괴를 단조하여 슬라브를 제조하는 단계는 슬라브의 두께가 250~400mm이 되도록 행하고, 상기 제조된 슬라브를 가열한 후 압연하는 단계는 슬라브의 두께가 100~200mm이 되도록 행하는 중심부 물성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 압력용기용 극후물 강판의 제조방법.
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