KR20200075352A - 압력용기용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

압력용기용 강재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20200075352A
KR20200075352A KR1020180163932A KR20180163932A KR20200075352A KR 20200075352 A KR20200075352 A KR 20200075352A KR 1020180163932 A KR1020180163932 A KR 1020180163932A KR 20180163932 A KR20180163932 A KR 20180163932A KR 20200075352 A KR20200075352 A KR 20200075352A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
weight
steel
less
pressure vessel
steel material
Prior art date
Application number
KR1020180163932A
Other languages
English (en)
Inventor
강의구
김민수
박경갑
윤동현
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020180163932A priority Critical patent/KR20200075352A/ko
Publication of KR20200075352A publication Critical patent/KR20200075352A/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

일 다른 관점에 따른 압력용기용 강재의 제조방법은, (a) 탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150 내지 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 재가열된 강 슬라브를 900 ~ 1,000℃의 온도에서 마무리 열간 압연 후 냉각하는 단계; (c) 강재를 890 ~ 910℃로 가열하여 열처리하는 단계; (d) 강재를 10 ~ 15℃/초의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계; 및 (e) 냉각된 강재를 600 ~ 650℃로 가열하여 템퍼링하는 단계를 포함하여 이루어진다.

Description

압력용기용 강재 및 그 제조방법{STEEL FOR PRESSURE VESSEL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강도와 인성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 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 발명이 해결하고자 하는 과제는, 우수한 강도 및 인성을 갖는 압력용기용 강재 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 일 관점에 따른 압력용기용 강재는, 탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5([C], [Mn], [Ni], [Cu], [Mo] 및 [V]는 C, Mn, Ni, Cu, Mo 및 V의 중량비)로 정해지는 탄소당량(Ceq)는 0.65 이하인 것을 특징으로 한다.
본 발명에 있어서, 상기 강재는 침상형 페라이트의 미세조직을 갖는다.
또한, 상기 강재는 -60℃에서의 샤르피 충격시험에서 30J 이상의 흡수에너지를 나타낼 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따른 압력용기용 강재의 제조방법은, (a) 탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150 내지 1250℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 900 ~ 1,000℃의 온도에서 마무리 열간 압연 후 냉각하는 단계; (c) 상기 강재를 890 ~ 910℃로 가열하여 열처리하는 단계; (d) 상기 강재를 10 ~ 15℃/초의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계; 및 (e) 상기 냉각된 강재를 600 ~ 650℃로 가열하여 템퍼링하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 있어서, 상기 (e) 단계 후에, 상기 강재는 침상형 페라이트의 미세조직을 갖는 것이 바람직하다.
상기 (d) 단계에서 냉각 종료 온도(FCT)가 450 ~ 550℃인 것이 바람직하다.
본 발명에 따르면, 적절한 조성비를 갖도록 합금 성분을 설계하고 열연 판재에 대한 열처리 후 가속 냉각 및 중온에서의 템퍼링 공정을 실시함으로써 강재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 침상형 페라이트의 미세조직을 생성시킬 수 있으며, 따라서 강도 및 저온 인성을 확보할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 압력용기용 강재의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 비교예 및 실시예의 시편에 대해 슬라브 재가열 공정 후의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 사진들이다.
도 3은 열간압연 후의 공정을 수행한 후의 비교예 및 실시예의 시편의 미세조직을 관찰한 사진들이다.
도 4는 비교예 및 실시예의 시편에 대해 -40℃에서 충격시험을 실시한 후의 파면을 관찰한 사진들이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 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.
종래의 50kg급 고강도 PWHT 보증용 중고온 압력용기 강재는 일반적으로 NT강재(A387-C1)를 사용한다. 압력용기 제작의 작업속도를 향상시키기 위해 Ceq 저감, PWHT 온도 상향 등이 요구되나, Ceq를 저감하면서 요구물성을 동시에 만족시키기엔 어려움이 있었다. 즉, Ceq를 저감함에 따라 고강도의 미세조직을 구현하기가 어려워지게 된다.
또한, 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. 이와 같은 PWHT 후의 강도 또는 인성 저하 현상은 강재의 미세조직 변화 및 Ceq와 밀접한 관련이 있다. 구체적으로, 미세조직 중 시멘타이트가 구상화되면서, 이러한 압력용기용 강재의 강도 또는 인성 저하 현상이 발생하게 된다.
이에 따라, 본 발명에서는, 압연 및 열처리 조건의 변경을 통해 저온 미세조직 형성에 따른 강도를 보상하고 인성을 확보할 수 있는 구성을 제시한다. 구체적으로, 템퍼링 전 가속냉각을 통해 강도와 인성을 동시에 향상시키는 침상형 미세조직을 생성하고, 600 ~ 650℃에서 실시하는 중온 템퍼링을 통해 결정립 성장을 억제하며, 노멀라이징 및 가속냉각을 온도를 다르게 하여 동일 설비에서 실시함으로써 공정변수 증가에 따른 추가 생산성 발생을 방지하고, 미세조직의 제어가 가능하고, 결정립 성장 억제, 최적 강도, 인성 및 연성을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 관점인 우수한 강도 및 충격인성을 갖는 압력용기용 강재에 대하여 설명한다.
압력용기용 강재
본 발명의 일 실시예에 따르는 압력용기용 강재는 탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
Ceq = [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5([C], [Mn], [Ni], [Cu], [Mo] 및 [V]는 C, Mn, Ni, Cu, Mo 및 V의 중량비)로 정해지는 본 발명의 상기 압역용기용 강재의 탄소당량(Ceq)는 0.65 이하인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명 실시예들에 따른 압력용기용 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%
탄소(C)는 강재의 강도를 확보하기 위해 첨가된다. 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체의 0.10 ~ 0.15중량%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): 0.5 ~ 0.6 중량%
실리콘(Si)은 강재 내 시멘타이트가 구상화하는 것을 억제하는 역할을 한다. 또한, 실리콘(Si)은 강재 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가될 수 있다. 또한, 실리콘(Si)은 고용 강화 효과를 위해 첨가될 수 있다. 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체의 0.5 ~ 0.6 중량%의 함량으로 첨가된다. 실리콘(Si)의 함량이 0.5 중량% 미만일 경우에는 상술한 시멘타이트의 구상화 속도를 충분히 낮출 수 없다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 0.6 중량%를 초과할 경우에는 인성 및 용접성이 저하되고, 강 중 산화개 재물이 증가하여 저온인성 및 수소유기균열 저항성을 저하시킬 수 있다.
망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%
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. 망간(Mn)은 본 발명에 따른 강재 전체의 0.45 ~ 0.75 중량%의 함량으로 첨가된다. 망간(Mn)의 함량이 0.45 중량% 미만일 경우에는 탄소(C) 함량이 높아도 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 0.75 중량%를 초과할 경우에는 MnS계 비금속개재물의 양이 증가하는 데 기인하여 용접 시 크랙 발생 등의 결함을 유발할 수 있다.
인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하
인(P)은 강재의 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. 인(P)의 함량은 강재 전체 중량의 0 초과 0.012 중량% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하
황(S)은 인(P)과 함께 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 망간과 반응하여 MnS를 형성하여 저온 충격 인성을 저하시킨다 구체적으로, 황(S)의 함량은 강재 전체 중량의 0 초과 0.003 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 인(P) 및 황(S) 성분은 0에 가까운 범위일수록 물성이 향상될 수 있다. 이론적으로 0%의 함량으로 포함되는 것이 좋으나 불가피하게 불순물로서, 0.00001 중량% 이상으로 포함하게 될 수 있다.
알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%
알루미늄(Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 수행하는 동시에, 강재의 조관성 및 용접성을 향상한다. 상기 알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 강재 전체의 0.015 ~ 0.060 중량%의 함량으로 첨가된다. 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.015 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 알루미늄(Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.060 중량%를 초과할 경우에는 연주에 어려움이 있어 생산성을 떨어뜨리며, Al2O3와 같은 피닝효과를 일으키는 화합물을 형성하고, 내부식성을 저하시키는 요인으로 작용할 수 있다.
크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%
크롬(Cr)은 슬라브 재가열 시 오스테나이트에 고용되어 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 수행할 수 있다. 상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.00 ~ 1.20 중량%의 함량으로 첨가된다. 이러한 크롬(Cr)의 함량이 1.00 중량% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려우며, 반면 그 함량이 1.20 중량%를 초과하게 되면 오스테나이트의 소입성을 증가시켜 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고, 용접성이 저하되는 문제가 있다.
니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%
니켈(Ni)은 고용강화 원소로서, 강판의 강도를 상승시키면서 저온 충격인성을 크게 저하시키지 않는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 니켈(Ni)은 강재 전체 중량의 0.25 ~ 0.35 중량%의 함량으로 첨가된다. 다만, 니켈(Ni) 함량이 0.35 중량%를 초과하게 되면 소재의 제조원가가 급격히 상승하고, 강판 표면 특성을 열화시키는 문제가 있다.
티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하
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. 티타늄(Ti)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0 초과 0.01 중량% 이하의 함량으로 첨가된다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01 중량%를 초과할 경우에는 조대한 석출물을 생성시킴으로써 강의 저온충격 특성을 저하시키며, 더 이상의 첨가 효과 없이 제조 비용을 상승시킬 수 있다.
구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%
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. 상기 구리(Cu)는 강재 전체의 0.05 ~ 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.
니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%
니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C) 및 질소(N)와 결합하여 탄화물 또는 질화물을 형성한다. 니오븀(Nb)계 탄화물 또는 질화물은 압연 시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강의 강도와 저온인성을 향상시킨다. 상기 니오븀(Nb)은 강재 전체의 0.01 ~ 0.02 중량%의 함량으로 첨가된다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만이며 상기한 효과를 기대할 수 없고, 반면 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우에는 니오븀(Nb)을 포함한 조대한 2차 상들이 생성되어 수소유기균열과 같은 취성이 야기될 수 있다.
몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%
몰리브덴(Mo)은 크롬(Cr)과 유사하거나 보다 적극적으로 강재의 소입성을 증가시키는 역할을 수행할 수 있다. 상기 몰리브덴(Mo)은 강재 전체 중량의 0.4 ~ 0.6 중량%의 함량으로 첨가된다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.4 중량% 미만이면 그 효과가 미미하고, 0.6 중량%를 초과하게 되면 오스테나이트의 소입성을 증가시켜 충격인성이 열위한 조직을 형성시키고, 용접성을 저하시키고, 템퍼 취성(temper brittleness)을 일으킬 우려가 있다.
바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%
바나듐(V)은 냉각공정에서 탄소와 결합하여 VC 탄화물을 형성하여 내마모성을 향상시키고 저온취성을 방지한다. 상기 바나듐(V)은 강재 전체의 0.015 ~ 0.025 중량%의 함량으로 첨가된다. 바나듐(V)의 함량이 0.015 중량% 미만이면 상기한 효과를 기대할 수 없고, 반대로 0.025 중량%를 초과하면 용접성과 인성을 저하시키게 된다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
압력용기용 강재의 제조방법
본 발명의 다른 관점은 우수한 강도 및 충격인성을 갖는 압력용기용 강재의 제조방법에 관한 것이다. 이하, 본 발명에 따른 측면인 우수한 강도 및 충격인성을 갖는 압력용기용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 압력용기용 강재의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 압력용기용 강재의 제조방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간 압연 단계(S120), 열처리 단계(S130), 가속 냉각 단계(S140), 및 템퍼링 단계(S150)를 포함한다.
슬라브 재가열 단계(S110)
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 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
상기 조성을 만족하는 강괴 또는 슬라브(이하, 슬라브로 통칭함)를 준비하고, 상기 슬라브를 1,150~1,200℃로 가열하여 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용시킨다. 상기 재가열 온도는 통상의 열간압연 온도를 확보할 수 있도록 1,150 ~ 1,200℃로 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도가 1,150℃ 미만이면 슬라브 내부의 석출형 원소들이 충분히 고용될 수 없고 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있으며, 1,200℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 충분한 인성을 확보할 수 없고 표면 스케일양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.
열간 압연 단계(S120)
열간 압연 단계(S120)에서는 상기 재가열된 슬라브 판재를 마무리 압연 온도(Finishing Delivery Temperature: FDT): 900 ~ 1,000℃의 조건으로 마무리 열간 압연한다. 이때, 마무리 압연 온도(FDT)가 900℃ 미만으로 너무 낮으면, 이상영역(α+Υ) 압연에 의한 혼립 조직이 발생으로 강판의 가공성 확보가 어렵고, 미세조직 불균일에 따라 가공성이 저하되는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상 변화에 의해 열간압연중 통판성의 문제가 발생한다. 마무리 압연 온도(FDT)도 SRT와 마찬가지로 고온일수록 균질화에 유리하며 SRT 및 패스(pass) 수에 따라 결정되나, 마무리 압연 온도(FDT)가 1,000℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 소부경화능 및 내시효성이 감소한다. 열간 압연 후에는, 열연 강재의 오스테나이트 결정립이 계속 성장하여 조대화되는 것을 방지하기 위하여 냉각시킨다.
열처리 단계(S130)
열처리 단계(S130)에서는, 강재의 저온 변태 조직을 얻기 위하여, 상기 열간 압연된 강재를 900 ~ 930℃의 온도 범위에서 대략 30분 ~ 1시간동안 열처리한다. 열처리 온도가 900℃ 미만이면 합금 성분의 충분한 고용이 어렵고, 930℃를 초과하면 결정립이 조대화되어 인성을 저하시킬 수 있다.
가속 냉각 단계(S140)
상기 열처리가 후에는, 상기 강재는 10 ~ 15℃/s의 냉각속도로 급속 냉각한다. 상기 냉각은 수냉 방식으로 진행될 수 있으며, 냉각 종료온도: 450 ~ 550℃까지 냉각할 수 있다. 상기 금속 냉각에 의해 강재의 강도와 인성을 동시에 향상시ㅋ키는 침상형 페라이트 조직이 생성된다.
템퍼링 단계(S150)
템퍼링 단계(S150)에서는 상기 냉각된 강재를 600 ~ 650℃로 가열하여 템퍼링한다. 템퍼링은 상기 급속 냉각 단계에서 경화된 조직을 부드럽게 풀어주어 연신율 및 저온 인성을 증가시키기 위하여 수행되는데, 결정립의 성장을 억제하기 위하여 600 ~ 650℃의 중온에서 실시하는 것이 바람직하다. 템퍼링 온도가 600℃ 미만이면 인성이 저하될 수 있으며, 660℃를 초과하면 강도의 저하를 가져올 수 있다. 또한, 상기 가속 냉각과 템퍼링은 동일한 설비를 이용하여 진행할 수 있으므로 공정 증가에 따른 추가적인 비용증가가 최대한 일어나지 않는다. 이와 같은 중온 템퍼링은 결정립의 성장을 억제하여 우수한 강도, 연성 및 인성의 확보가 가능하다.
실시예
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명하나, 이는 본 발명의 바람직한 실시예일뿐 본 발명의 범위가 이러한 실시예의 기재범위에 의하여 제한되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
시편의 제조
하기의 표 1 및 2와 같이, 비교예 및 실시예의 조성 범위를 만족하는 슬라브 강재의 시편을 준비하였다. 비교예 1 ~ 3은 본 발명에서 제시하는 조성비를 만족하지 않는 시편들이고, 실시예 1 ~ 3은 본 발명에서 제시하는 조성비를 만족하는 시편들이다.
구분 C Si Mn P S S_Al Cr
비교예 1 0.123 0.52 0.49 0.007 0.001 0.020 1.15
비교예 2 0.123 0.55 0.50 0.007 0.001 0.015 1.12
비교예 3 0.121 0.55 0.51 0.007 0.001 0.013 1.15
실시예 1 0.120 0.55 0.51 0.008 0.001 0.011 1.14
실시예 2 0.122 0.52 0.51 0.008 0.001 0.020 1.16
실시예 3 0.123 0.55 0.51 0.007 0.001 0.015 1.16
구분 Ni Ti Cu Nb Mo V
비교예 1 0.29 0.001 0.12 0.017 0.45 0.017
비교예 2 0.28 0.001 0.12 0.018 0.45 0.018
비교예 3 0.28 0.001 0.12 0.018 0.45 0.016
실시예 1 0.26 0.001 0.12 0.017 0.45 0.016
실시예 2 0.26 0.001 0.12 0.016 0.45 0.018
실시예 3 0.29 0.001 0.12 0.019 0.45 0.017
상기 실시예 1 ~ 3의 시편들에 대해 하기 표 3에 제시된 조건을 적용하여 슬라브 재가열, 열간 압연, 열처리, 가속 냉각 및 템퍼링 공정을 각각 진행하고, 비교예 1 ~ 3의 시편들에 대해서는 슬라브 재가열, 열간 압연, 열처리 및 템퍼링 공정을 각각 진행하였다.
구분 공정 조건(℃)
SRT FRT 열처리 CR FCT 템퍼링
비교예 1 1200 950 900 - - 690
비교예 2 1200 950 900 - - 690
비교예 3 1191 950 900 - - 690
실시예 1 1194 1050 930 13 530 650
실시예 2 1200 1050 930 14 541 650
실시예 3 1193 1050 930 15 549 650
물성 테스트
상기 비교예 및 실시예의 시편들에 대하여 18℃ ~ -60℃의 온도에서 샤르피 충격시험을 통해 저온인성을 측정하였으며, 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 연신율(EL) 등의 물성을 측정하여 표 4에 나타내었다. 또한, 비교예 및 실시예의 시편들의 시간에 따른 강재 내의 미세조직 변화를 관찰하였다.
구분 충격흡수에너지(J)(@시험온도(℃)) 물성
18 0 -20 -40 -60 YP(MPa) TS(MPa) EL(%)
비교예 1 267 161 143 87 22 479 595 55
비교예 2 272 154 141 83 18 481 596 55
비교예 3 486 591 59
실시예 1 386 375 265 150 30 500 611 58
실시예 2 379 369 257 144 45 493 610 58
실시예 3 499 607 55
표 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제시하는 합금 조성 및 공정 조건을 만족하는 실시예의 시편들의 경우 비교예의 시편들에 비해 높은 충격흡수 에너지를 나타내었으며, 항복강도(YP), 인장강도(TS) 및 연신율(EL) 등의 물성에 있어서도 실시예의 시편들이 비교예의 시편들에 비해 높은 수치를 나타내었음을 확인할 수 있다.
도 2는 비교예 및 실시예의 시편에 대해 슬라브 재가열 공정 후의 미세조직을 광학 현미경으로 관찰한 사진들이다.
도 2를 참조하면, (a)는 비교예의 미세조직 사진으로서, 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 39.9㎛으로 측정되었고, (b)는 실시예의 미세조직 사진으로서, 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 36.1㎛으로 측정되어, 두 시편의 결정립의 크기에 큰 차이가 없다는 것을 확인할 수 있다.
도 3은 열간압연 후의 공정을 수행한 후의 비교예 및 실시예의 시편의 미세조직을 관찰한 사진들이고, 도 4는 비교예 및 실시예의 시편에 대해 -40℃에서 충격시험을 실시한 후의 파면을 관찰한 사진들이다.
도 3을 참조하면, (a)는 열간 압연 후 열처리 및 템퍼링만을 수행한 비교예의 시편의 미세조직을 관찰한 사진이고, (b)는 열간 압연 후 열처리, 가속 냉각 및 템퍼링을 수행한 실시예의 시편의 미세조직을 관찰한 사진이다. 도시된 바와 같이, 열간 압연 후 열처리, 가속 냉각 및 템퍼링을 실시한 실시예의 시편의 경우 도 2의 (b)에 도시된 미세조직에 비해 침상형 페라이트의 미세조직이 생성되었으며, 비교예의 시편에 비해 미세조직이 훨씬 미세하고 균일함을 확인할 수 있다.
이와 같은 결과를 참조하면, 강재가 적절한 조성비를 갖도록 합금 성분을 설계하고 열연 판재에 대한 열처리 후 가속 냉각 및 중온에서의 템퍼링 공정을 실시함으로써 강재의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 침상형 페라이트의 미세조직을 생성시킬 수 있으며, 따라서 강도 및 저온 인성을 확보할 수 있다.
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.

Claims (6)

  1. 탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    [C] + [Mn]/6 + ([Ni] + [Cu])/15 + ([Cr] + [Mo] + [V])/5([C], [Mn], [Ni], [Cu], [Mo] 및 [V]는 C, Mn, Ni, Cu, Mo 및 V의 중량비)로 정해지는 탄소당량(Ceq)는 0.65 이하인, 압력용기용 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 침상형 페라이트의 미세조직을 갖는, 압력용기용 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강재는 -60℃에서의 샤르피 충격시험에서 30J 이상의 흡수에너지를 나타내는, 압력용기용 강재.
  4. (a) 탄소(C): 0.10 ~ 0.14 중량%, 실리콘(Si): 0.5 ~ 0.6 중량%, 망간(Mn): 0.45 ~ 0.75 중량%, 인(P): 0 초과 0.012 중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.003 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S_Al): 0.015 ~ 0.06 중량%, 크롬(Cr): 1.00 ~ 1.20 중량%, 니켈(Ni): 0.25 ~ 0.35 중량%, 티타늄(Ti): 0 초과 0.010 중량% 이하, 구리(Cu): 0.05 ~ 0.15 중량%, 니오븀(Nb): 0.01 ~ 0.02 중량%, 몰리브텐(Mo): 0.40 ~ 0.60 중량%, 바나듐(V): 0.015 ~ 0.025 중량%, 및 잔부의 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1150 내지 1250℃로 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 900 ~ 1,000℃의 온도에서 마무리 열간 압연 후 냉각하는 단계;
    (c) 상기 강재를 890 ~ 910℃로 가열하여 열처리하는 단계;
    (d) 상기 강재를 10 ~ 15℃/초의 냉각속도로 가속 냉각하는 단계; 및
    (e) 상기 냉각된 강재를 600 ~ 650℃로 가열하여 템퍼링하는 단계를 포함하는,
    압력용기용 강재의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 (e) 단계 후에, 상기 강재는 침상형 페라이트의 미세조직을 갖는, 압력용기용 강재의 제조방법.
  6. 제4항에 있어서,
    상기 (d) 단계에서 냉각 종료 온도(FCT)가 450 ~ 550℃인, 입력용기용 강재의 제조방법.




KR1020180163932A 2018-12-18 2018-12-18 압력용기용 강재 및 그 제조방법 KR20200075352A (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180163932A KR20200075352A (ko) 2018-12-18 2018-12-18 압력용기용 강재 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020180163932A KR20200075352A (ko) 2018-12-18 2018-12-18 압력용기용 강재 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20200075352A true KR20200075352A (ko) 2020-06-26

Family

ID=71136270

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020180163932A KR20200075352A (ko) 2018-12-18 2018-12-18 압력용기용 강재 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR20200075352A (ko)

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102119959B1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
JP7018510B2 (ja) 優れた硬度と衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法
JP7368461B2 (ja) 優れた硬度及び衝撃靭性を有する耐摩耗鋼及びその製造方法
KR101344537B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20170073015A (ko) 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법
KR101344672B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102142782B1 (ko) 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법
JP7096337B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
KR20210000844A (ko) Pwht 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법
KR20160014998A (ko) 강판 및 그 제조 방법
KR102349426B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR101546132B1 (ko) 극후 강판 및 그 제조 방법
KR101435320B1 (ko) 강재 제조 방법
KR101505292B1 (ko) 고강도 강재 및 그 제조 방법
KR20200075352A (ko) 압력용기용 강재 및 그 제조방법
KR20200062428A (ko) 냉연 도금 강판 및 그 제조방법
KR101797369B1 (ko) 압력용기용 강재 및 이의 제조 방법
KR102200225B1 (ko) 극저온 횡팽창이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
KR102560057B1 (ko) 굽힘 가공성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102498150B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498144B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR102498147B1 (ko) 저온 충격인성이 우수한 고경도 방탄강 및 이의 제조방법
KR20210037119A (ko) 압력용기용 강재 및 그 제조방법
KR101715485B1 (ko) 고강도 후판 및 그 제조 방법
KR101701649B1 (ko) 강재 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E601 Decision to refuse application