KR20140090730A - 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 강재의 후물화 및 용접부 조건의 가혹화 환경에도, 강도와 인성이 저하되지 않는 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 저항성이 우수한 강판을 제공하고자 하는 것이다.
Description
본 발명은 용접후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 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.
상기 장시간 PWHT 열처리에 따른 물성의 저하를 방지하기 위한 수단으로 특허문헌 1은 중량%로,C: 0.05∼0.20%,Si: 0.02∼0.5%,Mn: 0.2∼2.0%,Al: 0.005∼0.10%,필요에 따라 Cu,Ni,Cr,Mo,V,Nb,Ti,B,Ca,희토류 원소 중 1 종 또는 2종 이상을 함유하고,잔부가 철 및 불가피한 불순물로 된 슬래브를 가열 및 열간 압연을 행한 후,실온에서 공냉하고,Ac1∼Ac3 변태점에서 가열하고 서냉하는 공정에 의해, PWHT 보증시간을 16시간까지 가능하게 하였다.
그러나, 상기 기술에 나타난 PWHT 보증 시간은 후물화 및 용접부 조건이 가혹한 경우에는 매우 부족하며, 그 이상의 장시간 PWHT의 적용은 불가능한 문제점을 갖고 있다.
따라서, 강재의 후물화 및 용접부 조건의 가혹화에 동반되어, 장시간의 PWHT 후에도 강도와 인성이 저하되지 않는 PWHT에 대한 저항성이 큰 강재가 요구되고 있다.
본 발명은 강재의 후물화 및 용접부 조건의 가혹화 환경에도, 강도와 인성이 저하되지 않는 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 저항성이 우수한 강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 1.0~1.6%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.01~0.25%, Mo: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.06%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.001~0.05%, Ni: 0.05~0.6%, Cu: 0.01~0.35%, Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0% 이하, Cr + Mo: 0.4% 이하, V + Nb: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 미세조직을 가지는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 다른 일측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 1.0~1.6%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.01~0.25%, Mo: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.06%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.001~0.05%, Ni: 0.05~0.6%, Cu: 0.01~0.35%, Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0% 이하, Cr + Mo: 0.4% 이하, V + Nb: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 800~900℃에서 압연을 종료하는 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 3~60℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 10~30분 동안 템퍼링 하는 단계를 포함한다.
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 있을 것이다.
본 발명에 따르면, 600MPa급 이상의 강도를 가지면서, 장시간이 흐른 뒤에도 PWHT의 강도 및 인성이 열화되지 않는 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판을 제공하는 효과가 있다.
본 발명자들은 용접 후 열처리 저항성이 우수한 강판을 도출해내기 위하여 연구를 행한 결과, 강판의 성분계와 제조조건을 적절히 제어하여, 강판의 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트의 혼합조직으로 제어함으로써, 강판의 후물화 및 장시간의 PWHT 후에도 강도와 인성이 저하되지 않는 PWHT에 대한 저항성이 큰 강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 1.0~1.6%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.01~0.25%, Mo: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.06%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.001~0.05%, Ni: 0.05~0.6%, Cu: 0.01~0.35%, Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0% 이하, Cr + Mo: 0.4% 이하, V + Nb: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 미세조직을 가지는 것을 특징으로 한다.
탄소(C): 0.05~0.15중량%
탄소는 강을 강화시키는데 가장 효과적인 원소이나, 다량 첨가되는 경우 용접성 및 저온인성을 저하시키는 원소이다. C의 함량이 0.05중량%미만인 경우에는 기지 상의 자체적인 강도가 저하된다. 반면에, C의 함량이 0.15중량%를 초과하는 경우에는 용접성 및 저온인성이 열화되기 때문에 바람직하지 않다. 따라서, 상기 탄소는 0.05~0.15중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.15~0.5 중량%
실리콘은 탈산제로 사용되고, 고용강화에 의한 강도 향상 및 충격 천이 온도 상승효과를 위하여 첨가되는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여, 0.15중량%이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 실리콘의 함량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하되고, 강판 표면에 산화 피막이 심하게 형성되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 실리콘은 0.15~0.5중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.0~1.6 중량%
망간은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 따라서, 적절한 강도 확보를 위해서는 1.0중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 다량 첨가할 경우에는 황(S)과 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 1.6중량%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 망간은 1.0~1.6중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.015~0.05중량%,
알루미늄은 제강시 Si과 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.015중량% 미만인 경우에는 본 발명에서 의도하고자 하는 탈산효과를 확보할 수 없다. 반면에, 0.05중량%를 초과하는 경우에는 탈산효과가 포화되고, 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 알루미늄은 0.015~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.01~0.25중량%
크롬은 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 크롬이 0.25중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 크롬은 0.01~0.25중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.3중량%
몰리브덴은 Cr과 마찬가지로, 소재의 강도를 강화시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 몰리브덴이 0.3중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 몰리브덴은 0.005~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.005~0.06중량%
바나듐은 Cr 및 Mo과 같이 강도의 증대에 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 그러나 고가의 원소인 바나듐이 0.06중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 바나듐은 0.005~0.06중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.005~0.03중량%
니오븀은 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는데 아주 효과적이며 동시에 기지(Matrix)와 정합을 이루는 탄질화물(Nb(C,N))로 석출됨으로써, 강도를 증가시키는 중요한 원소이다. 본 발명에서 의도하고자 하는 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 니오븀은 함량이 증대할수록 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 인성저하를 가져올 수 있으므로, 그 상한은 0.03중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니오븀은 0.005~0.03중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.001~0.05중량%
티타늄은 Nb과 같이 탄질화물(Ti(C,N))을 형성하여 슬라브의 가열 및 열간압연 과정에서 오스케나이트 결정립 성장을 억제하여 최종 조직 입도를 미세화시킴으로써 강의 인성을 향상시키는데 큰 역할을 하는 원소이다. 이러한 효과를 나타내기 위하여, 0.001중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 그러나, 티타늄의 함량이 증대할수록 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 인성저하를 가져올 수 있으므로, 그 상한은 0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 티타늄은 0.001~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.05~0.6중량%
니켈은 강도와 인성을 동시에 향상시키는 원소로서, 본 발명에서도 후물재의 강도 확보 및 취성파괴 정지 특성을 향상시키는데 중요한 역할을 할 수 있다. 이러한 효과를 나타내기 위하여, 0.05중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 니켈은 첨가량이 증대할수록 강도와 인성이 향상되나, 고가이며 첨가량 증대에 따라 강도와 인성이 비례적으로 증가하지는 않으므로 그 상한은 0.6중량%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 니켈은 0.05~0.6중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.01~0.35중량%
구리는 고용강화 원소로 작용하여 강도상승에 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 그러나, 고가의 원소인 구리가 0.35중량%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 구리는 0.01~0.35중량%로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명의 강재는 압력용기용 강재로 사용할 수 있으므로 이를 고려할 경우 하기 Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb 등의 원소들의 함량은 다음의 관계를 만족하는 것이 바람직하다.
Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0중량% 이하
Cr + Mo: 0.4중량% 이하
V + Nb: 0.1중량% 이하
즉, Cu + Ni + Cr + Mo, Cr + Mo 및 V + Nb의 관계는 압력용기용 강재의 기본 규격(ASTM A20)에서 각각 제한하고 있는 수치로서, 이에 따라 Cu + Ni + Cr + Mo함량은 1.0중량% 이하로, Cr + Mo함량은 0.4중량% 이하로, 그리고 V +Nb함량은 0.1중량% 이하로 제한한다. 다만, 본 발명의 실시태양에 따라 포함되지 않은 합금 원소는 0으로 계산할 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.
다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.
인(P): 0.03중량% 이하
상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하하기 때문에 후물재의 중심부 저온충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.03중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.03중량% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 저온충격인성에 크게 손상시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량의 상한은 0.03중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
또한, 강판의 미세조직은 주상으로 템퍼드 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율%로, 50% 이상인 것이 바람직하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율이 50% 이상 포함되는 경우에는 높은 인장강도를 확보할 수 있다.
조직을 상술한 형태로 제어하는 이유는 본 발명에서 대상으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수하고 적절한 강도와 인성을 가지도록 하기 위함이다.
상기 강판은 50시간 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 600MPa 이상이고, -60℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 100J이상인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일측면인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 1.0~1.6%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.01~0.25%, Mo: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.06%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.001~0.05%, Ni: 0.05~0.6%, Cu: 0.01~0.35%, Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0% 이하, Cr + Mo: 0.4% 이하, V + Nb: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계, 상기 가열된 강 슬라브를 800~900℃에서 압연을 종료하는 열간압연하는 단계, 상기 열간압연된 열연강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 3~60℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 10~30분 동안 템퍼링 하는 단계를 포함한다.
가열단계
상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1050~1250℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 본 발명은 용접 후 열처리 저항성이 우수하면서 높은 강도 및 인성을 갖는 페라이트와 베이나이틱 페라이트 혼합조직강을 구현하는 것이다. 가열온도가 1050℃미만인 경우에는 용질원자의 고용이 어렵다. 반면에, 가열온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 조대 TiN 석출로 인하여 오스케나이트가 조대화되거나 혼립 오스테나이트 조직이 생성될 수 있으며, 이러한 조대 오스테나이트는 조압연시 재결정되기 어려우며, 주로 연신된 상태로 남아있게 되어, 강판의 성질을 해친다. 그러므로 슬라브의 가열온도는 1050~1250℃로 한정하는 것이 바람직하다.
열간압연단계
상기와 같이 가열된 슬라브를 열간압연을 실시할 수 있다. 상기 열간압연은 800~900℃온도범위에서 종료하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연의 종료온도가 800℃미만인 경우에는 소입성의 부족으로 본 발명이 확보하고자 하는 강도를 확보하지 못한다. 반면에, 압연 종료온도가 900℃를 초과하는 경우에는 결정립의 크기가 조대하여 인성을 저하시킨다.
또한, 압하율은 패스당 5~30%로 제어하는 것이 바람직하다. 미재결정 압연은 압연방향으로 오스테나이트 조직을 연신시키면서 내부에 변형대를 형성하여 미세 페라이트와 베이나이틱 페라이트를 형성하기 위하여 실시한다. 이에, 본 발명이 확보하고자 하는 미세조직을 확보하기 위해서는 패스당 5~30%의 압하율로 제어하는 것이 바람직하다.
냉각단계
상기와 같이 압연된 강판은 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 압연된 강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 3~60℃/sec의 냉각속도로 200℃ 이하의 온도범위까지 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 3℃/sec미만인 경우에는 냉각능이 부족하여 과다한 페라이트 조직이 형성될 수 있다. 반면에, 60℃/sec를 초과하는 경우에는 부가적인 설비가 필요하여 생산성이 저하된다.
템퍼링
단계
상기와 같이 냉각된 강판을 템퍼링 열처리 하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 템퍼링은 10~30분 동안 행하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링을 10분 미만으로 행하는 경우에는 조직의 균질화가 어렵다. 반면에, 30분을 초과하는 경우에는 생산성이 저하되는 문제가 있다. 상기 템퍼링은 600~700℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다. 상기 템퍼링 온도가 600℃ 미만인 경우에는 인성확보가 어렵다. 반면에, 700℃를 초과하는 경우에는 석출의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 해치게 된다.
상기 강판은 이후 아래와 같은 조건으로 용접 및 용접후 열처리를 행할 수 있다.
상기와 같이 냉각된 강판은 압력용기의 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리가 필요하다. 일반적으로 장시간 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 상기 본 발명에 의해 제조된 강판은 통상적인 PWHT 온도 조건인 590~640℃에서 장시간(50시간 이하) 실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점을 가지고 있다. 특히, 본 발명의 강판은 50시간의 PWHT 후에도 550MPa 이상의 인장강도를 갖고, -60℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 100J 이상을 만족한다.
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 1에는 발명예 1 내지 4와 비교예1 및 2의 성분을 각각 나타낸 것이다. 표 1과 같은 조성을 갖는 강 슬라브를 1100℃에서 가열을 행한 후, 하기 표 2에 기재되어 있는 조건으로 열간압연, 냉각, 템퍼링 및 PWHT를 실시하였다. 상기 제조된 시편을 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 -60℃에서의 충격인성을 평가하여 하기 표 2에 함께 나타내었다.
이때, 강도 및 인성은 강판의 두께방향 1/4T(T: Thickness, ㎜)지점에서 인장 및 충격 시편을 채취하여 평가한 것이다. 또한, -60℃에서의 충격인성은 -60℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지값으로 평가한 것이다.
구분 | C | Mn | Si | P | S | Cu | Ni | Cr | Mo | V | Nb | Ti | Al |
발명예1 | 0.08 | 1.45 | 0.25 | 0.008 | 0.0013 | 0.16 | 0.21 | 0.15 | 0.16 | 0.020 | 0.016 | 0.015 | 0.028 |
발명예2 | 0.09 | 1.39 | 0.28 | 0.009 | 0.0015 | 0.20 | 0.18 | 0.13 | 0.19 | 0.021 | 0.018 | 0.013 | 0.025 |
발명예3 | 0.11 | 1.35 | 0.30 | 0.010 | 0.0012 | 0.13 | 0.19 | 0.10 | 0.13 | 0.018 | 0.020 | 0.020 | 0.024 |
비교예1 | 0.10 | 1.48 | 0.29 | 0.009 | 0.0011 | 0.17 | 0.15 | 0.12 | 0.14 | 0.015 | 0.020 | 0.021 | 0.030 |
비교예2 | 0.12 | 1.35 | 0.25 | 0.005 | 0.0010 | 0.10 | 0.18 | 0.14 | 0.09 | 0.013 | 0.018 | 0.013 | 0.030 |
구분 | 미세조직 | 강판 두께 (mm) |
압연종료온도 (?) |
냉각종료온도 (?) |
냉각속도 (?/초) |
템퍼링 온도 (?) |
PWHT 온도 (?) |
PWHT시간 (Hr) |
YS (MPa) |
TS (MPa) |
-60?에서의 충격인성 (J) |
발명예1 | 템퍼드마르텐사이트 | 50 | 820 | 75 | 7.5 | 650 | 620 | 25 | 585 | 659 | 230 |
60 | 830 | 70 | 6.5 | 650 | 620 | 50 | 579 | 643 | 215 | ||
80 | 840 | 100 | 4.8 | 630 | 610 | 25 | 572 | 647 | 239 | ||
100 | 850 | 100 | 3.5 | 630 | 610 | 50 | 563 | 635 | 243 | ||
발명예2 | 50 | 820 | 75 | 7.5 | 650 | 620 | 25 | 592 | 645 | 228 | |
60 | 830 | 70 | 6.5 | 650 | 620 | 50 | 596 | 643 | 243 | ||
80 | 840 | 55 | 4.8 | 630 | 610 | 25 | 579 | 640 | 256 | ||
100 | 850 | 150 | 3.5 | 630 | 610 | 50 | 569 | 637 | 221 | ||
발명예3 | 50 | 820 | 75 | 8.5 | 650 | 620 | 25 | 589 | 669 | 243 | |
60 | 830 | 70 | 6.5 | 650 | 620 | 50 | 585 | 659 | 218 | ||
80 | 840 | 55 | 4.8 | 630 | 610 | 25 | 586 | 648 | 257 | ||
100 | 850 | 180 | 3.5 | 630 | 610 | 50 | 583 | 645 | 202 | ||
비교예1 | 페라이트+ 베이나이틱 페라이트 | 50 | 820 | 550 | 7.5 | - | 620 | 25 | 497 | 593 | 123 |
60 | 830 | 550 | 6.5 | - | 620 | 50 | 495 | 585 | 199 | ||
80 | 840 | 550 | 4.8 | - | 610 | 25 | 490 | 572 | 186 | ||
100 | 850 | 550 | 3.5 | - | 610 | 50 | 487 | 556 | 133 | ||
비교예2 | 50 | 820 | 550 | 5.0 | - | 620 | 20 | 490 | 558 | 148 | |
80 | 840 | 550 | 3.9 | - | 620 | 25 | 486 | 561 | 121 | ||
100 | 850 | 550 | 3.5 | - | 620 | 50 | 479 | 557 | 120 |
상기 표 1 및 표 2의 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 3은 PWHT 시간이 25시간 이상 50시간에 이르게 되어도, 강도와 인성이 크게 저하되지 않는 것에 비해, 비교예 1 및 2는 조성은 미세조직이 상이하고, 제조조건을 벗어나는 것으로서, 발명예1 내지 4와 비교할 때, 강도와 인성이 현저히 열화되는 것을 확인할 수 있었다.
특히, 발명예 1 내지 3에서는 50시간의 PWHT후에도 저온 인성값의 저하가 크지 않음에 비해, 비교에 1 및 2에서는 저온인성 값의 저하가 심한 것을 알 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 (8)
- 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 1.0~1.6%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.01~0.25%, Mo: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.06%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.001~0.05%, Ni: 0.05~0.6%, Cu: 0.01~0.35%, Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0% 이하, Cr + Mo: 0.4% 이하, V + Nb: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 포함하는 미세조직을 가지는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율%로, 50% 이상인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
- 제 1항에 있어서,
상기 강판은 50시간 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 600MPa 이상이고, -60℃에서의 샤르피 충격 에너지 값이 100J이상인 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
- 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.15~0.5%, Mn: 1.0~1.6%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, Al: 0.015~0.05%, Cr: 0.01~0.25%, Mo: 0.005~0.3%, V: 0.005~0.06%, Nb: 0.005~0.03%, Ti: 0.001~0.05%, Ni: 0.05~0.6%, Cu: 0.01~0.35%, Cu + Ni + Cr + Mo: 1.0% 이하, Cr + Mo: 0.4% 이하, V + Nb: 0.1% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 800~900℃에서 압연을 종료하는 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 1/4T(T: 강판의 두께)의 냉각속도 기준으로, 3~60℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 10~30분 동안 템퍼링 하는 단계를 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 템퍼링된 강판을 590~640℃의 온도범위에서 50시간 이하 동안 유지하는 용접 후 열처리 단계를 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 열간압연 하는 단계는 각 압연 패스당 5~30%의 압하율 조건으로 행하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 냉각 하는 단계에서 냉각은 200℃ 이하의 온도까지 행하는 것을 특징으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
- 제 4항에 있어서,
상기 템퍼링 하는 단계는 600~750℃의 온도범위에서 행하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
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