KR20210079848A - 저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 피팅부품은, 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 중량%로 0.02% 이상의 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상을 포함하며, 상기 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상의 평균 입도는 50nm 이하일 수 있다.

Description

저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법{Fitting part having excellent low-temperature impact toughness and manufacturing method for the same}
본 발명은 원유를 채굴, 정제, 저장, 수송하는 플랜트 설비 및 조선해양 구조물 등에 사용되는 피팅부품(Fitting Part)에 관한 것으로, 보다 상세하게는 초장시간 시편 열처리 후 저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 들어, 석유화학 제조설비, 저장탱크 등에 사용되는 피팅부품은 정제, 저장, 수송 효율성 증대로 인한 대형화 추세에 따라 후물화가 지속되고 있을 뿐만 아니라, 한랭지역 사용량 증대에 따라 저온충격인성 보증온도가 점점 낮아지고 있는 추세이다.
소재의 두께가 두꺼워 지면, 용접후 용접 열영향부(HAZ)의 저온변태 조직이 생성되는 영역이 증대되며, 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 경질조직의 분율도 증대되는 경향을 나타낸다. 따라서, 소재의 두께가 두꺼워 짐에 따라, 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)의 온도를 높게 요구하거나 시간 또는 사이클(Cycle) 수를 길게 요구하여 충분히 잔류응력을 제거하는 것이 일반적이다.
하지만 용접 부위가 아닌 모재의 경우, 고온 장시간 시편 열처리 시 탄소의 확산이 원활해 짐에 따라 세멘타이트 탄화물이 조대화 및 구상화된다. 노말라이징 강의 강도 및 충격인성은 펄라이트 내 층상간격에 반비례 하기 때문에, 후물화에 의한 시편열처리 보증조건이 까다로워짐에 따라, 모재의 강도 및 충격인성은 급격히 열화될 가능성이 농후하다.
이런 문제점을 해결하기 위하여 특허문헌 1에서는 고온 연질 조직인 페라이트의 고용 강화도를 증대시키기 위하여 Cu를 다량첨가 하였으며, Ti 및 B 첨가로 초기 결정립 크기를 미세화 시키고자 하였다. 하지만, Ti를 첨가할 경우, 슬래브의 초기 Nb의 고용도가 낮으면 TiNbCN과 같은 조대 탄질화물이 형성이 되며, 후판 압연 및 열처리 공정에서 더욱 조대화 되어 결국 강도 및 저온충격인성이 큰 폭으로 저하될 수 있다. 따라서 장시간 PWHT후 저온인성과 표면품질을 동시에 확보함에는 한계가 있다.
대한민국 등록특허공보 제10-1657828호 (2016.09.08. 공고)
본 발명의 일 측면에 따르면, 저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 피팅부품은, 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 중량%로 0.02% 이상의 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상을 포함하며, 상기 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상의 평균 입도는 50nm 이하일 수 있다.
상기 피팅부품은 노말라이징 열처리 후 페라이트의 평균입도가 30㎛ 이하일 수 있다.
상기 피팅부품의 인장강도는 450~620MPa이고, -60℃에서의 샤르피 충격 인성은이 80J 이상일 수 있다.
상기 피팅부품의 두께는 5~100mm일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 피팅부품의 제조방법은, 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 800~1100℃ 온도 범위 중 (미재결정 온도+50℃) 이상의 온도에서 총 누적 압하량이 25~70%으로 열간압연 후 공랭하여 열연강재를 얻는 단계; 상기 열연강재를 절단재로 절단한 후 800~1000℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 절단재를 미재결정온도 이상 (미재결정온도-70℃)의 온도범위에서 15%이상의 누적압하량으로 가공하여 반제품을 제공하는 단계; 상기 반제품을 용접한 후 피팅부품 형태로 제조하고, 850~950℃로 가열하여 10~60분간 유지한 후 상온까지 공랭하는 노말라이징 열처리단계;를 포함할 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르면, 저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 효과는 상술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 이하의 설명으로부터 유추 가능한 모든 효과를 포함하는 개념으로 해석될 수 있다.
본 발명은 저온충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 피팅부품에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 피팅부품은, 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 중량%로 0.02% 이상의 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상을 포함하며, 상기 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상의 평균 입도는 50nm 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 합금조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 기술하지 않는 한, 합금조성의 함량과 관련된 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 피팅부품은, 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C: 0.06~0.25%
노말라이징 강에서 C는 일반적으로 펄라이트, 시멘타이트 또는 MA상을 형성하여 인장 강도를 확보하기 위하여 첨가되지만, 본 발명에서는 이 뿐 아니라 100nm 이하의 미세한 석출물을 생성시키는 중요한 원소로 첨가되므로, C 함량은 0.06% 이상일 수 있다. 바람직한 C 함량은 0.10% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 C 함량은 0.14% 이상일 수 있다. C의 함량이 과다한 경우, 과도한 펄라이트 등의 경질상이 생성되고 이후의 압연에서 띠모양으로 존재하여 저온에서의 충격 인성뿐 아니라 수소유기 균열 저항성을 떨어뜨릴 수 있다. 따라서, 본 발명은 C 함량은 0.25% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 C 함량은 0.21% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 C 함량은 0.19% 이하일 수 있다.
Si: 0.05~0.5%
실리콘(Si)은 치환형 원소로써 고용강화를 통해 강재의 강도를 향상시키고, 강력한 탈산효과를 가지고 있으므로, 청정강 제조에 필수적인 원소이다. 이를 위해서는 0.05% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 유리하다. 바람직한 Si 함량은 0.20% 이상일 수 있다. 반면, Si가 과다하게 첨가되는 경우, MA상을 생성시키고 페라이트 기지의 강도를 지나치게 증대시켜 내 충격인성 등의 열화를 가져올 수 있으므로, 그 상한을 0.50%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Si 함량은 0.40% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 Si 함량은 0.35% 이하일 수 있다.
Mn: 1.0~2.0%
망간(Mn)은 고용강화에 의해 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 이를 위해서는 1.0% 이상으로 Mn을 첨가할 수 있다. 반면, Mn 함량이 과다한 경우, 중심 편석이 증대되어 S과 함께 형성된 MnS 개재물의 분율이 증대되고 개재물에 의하여 충격인성이 저하된다. 또한 경화능이 과도하게 증대되어 느린 냉각속도에서도 20t 이하 박물재에서는 저온변태상을 생성시켜 인성을 열화 시킬 수 있다. 따라서, Mn 함량을 2.0% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 Mn 함량은 1.7% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 Mn 함량은 1.5% 이하일 수 있다.
Al: 0.005~0.4%
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 더불어 제강공정에서 첨가되는 강력한 탈산제 성분으로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.005% 이상의 알루미늄(Al)을 첨가할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.01%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.1%일 수 있다. 반면, 알루미늄(Al) 함량이 과다한 경우, 탈산의 결과물로 생성되는 산화성 개재물 중 Al2O3의 분율이 과다하게 증대되어 그 크기가 조대해지고, 정련중에 제거가 어려워지는 문제가 있어, 산화성 개재물에 의한 수소유기균열 저항성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.4%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.35%일 수 있다.
P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하
인(P) 및 황(S)은 결정립계에 취성을 유발하거나 조대한 개재물을 형성시켜 취성을 유발하는 원소들이다. 따라서, 본 발명은 강의 취성 균열 전파저항성의 향상을 위해 상기 인(P) 및 황(S) 함량의 상한을 각각 0.01% 이하(0% 포함), 0.0015% 이하(0% 포함)로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.001~0.03%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 NbCN의 형태로 석출하여 모재 강도를 향상시키며, 또한 재결정 온도를 상승시켜 미재결정 압하량을 증대시킴으로써 초기 오스테나이트 결정립도를 미세화하는 효과가 있다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.001% 이상의 니오븀(Nb)을 첨가할 수 있다. 바람직한 니오븀(Nb) 함량의 하한은 0.005%일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량의 하한은 0.007%일 수 있다. 반면, 니오븀(Nb)의 함량이 과다하면 미용해된 니오븀(Nb)이 TiNb(C, N)의 형태로 생성되어 UT 불량 및 충격인성의 열화와 더불어 내 수소유기균열성을 저해하는 요인이 되므로, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 바람직한 니오븀(Nb) 함량의 상한은 0.02%일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량의 상한은 0.015%일 수 있다.
V: 0.001~0.03%
바나듐(V)은 슬라브 재가열시 거의 모두 재고용됨으로써 후속하는 압연과정에서 석출이나 고용에 의한 강화효과는 미비한 반면, PWHT 등 열처리 과정에서 매우 미세한 탄질화물로 석출하여 강도를 향상시키는 효과가 있다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.001% 이상의 바다듐(V)을 포함할 수 있다. 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.005% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.007% 이상일 수 있다. 반면, 바나듐(V) 함량이 과다한 경우, 용접부의 강도 및 경도를 지나치게 증대시켜 압력용기 가공 중에 표면 크랙 등의 요인으로 작용할 수 있다. 또한, 제조원가가 급격히 상승하여 경제적으로 불리해지는 문제가 있으므로, 본 발명은 바나듐(V) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 바람직한 바나듐(V) 함량의 상한은 0.02%일 수 있으며, 보다 바람직한 바나듐(V) 함량의 상한은 0.015%일 수 있다.
Ti: 0.001~0.01%
티타늄(Ti)은 슬라브 재가열시 TiN으로 석출하여 모재 및 용접 열영향부의 결정립 성장을 억제하여 저온인성을 크게 향상시키는 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.001% 이상의 티타늄(Ti)을 포함할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.005%일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01% 이상일 수 있다. 반면, 티타늄(Ti)이 과다한 경우, 연주 노즐의 막힘이나 중심부 정출에 의한 저온인성이 감소될 수 있다. 또한, 질소(N)와 결합하여 두께 중심부에 조대한 TiN 석출물이 형성될 경우 수소유기균열의 개시점으로 작용할 수 있으므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 상한은 0.025%일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 상한은 0.018%일 수 있다.
Cr: 0.01~0.2%
크롬(Cr)은 고용에 의한 항복강도 및 인장강도를 증대시키는 효과는 미비하나, 템퍼링이나 PWHT 열처리 동안 시멘타이트의 분해 속도를 늦춤으로써 강도 하락을 방지하는 효과가 있다. 따라서, 본 발명은 0.01% 이상의 크롬(Cr)을 첨가할 수 있으며, 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.02% 이상일 수 있다. 반면, 크롬(Cr)이 과다하게 첨가되는 경우, M23C6 등과 같은 Cr-Rich 조대 탄화물의 크기 및 분율이 증대되어 충격인성이 크게 하락하게 되며, 제조비용이 상승하고 용접성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있으며, 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.15%일 수 있다.
Mo: 0.05~0.15%
몰리브덴(Mo)은 크롬(Cr)과 같이 템퍼링 또는 PWHT 열처리 동안의 강도 하락 방지에 유효한 원소로서, 인(P) 등의 불순물의 입계 편석에 의한 인성 저하를 방지하는 효과도 있다. 또한, 페라이트 내 고용강화 원소로써, 기지상의 강도를 증대키는 효과가 있다. 따라서, 본 발명은 0.05% 이상의 몰리브덴(Mo)을 포함할 수 있다. 반면, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소로서 과도하게 첨가시 제조비용이 크게 상승할 수 있으므로 그 상한을 0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.01~0.5%
구리(Cu)는 페라이트 내 고용강화에 의해 기지상의 강도를 크게 향상시킬 수 있을 뿐만 아니라, 습윤 황화수소 분위기에서의 부식을 억제하는 효과가 있어 본 발명에서는 유리한 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.01% 이상의 구리(Cu)를 포함할 수 있다. 반면, 구리(Cu)가 과다하게 첨가되는 경우, 강 표면에 스타크랙을 유발할 가능성이 커지며, 고가의 원소로서 제조비용이 크게 상승할 우려가 있다. 따라서, 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다.
Ni: 0.05~0.5%
니켈(Ni)은 저온에서 적층결함을 증대시켜 전위의 교차슬립(Cross Slip)을 용이하게 형성하여 충격인성을 향상시키고 경화능을 형상시켜 강도 증가에 중요한 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.05% 이상의 니켈(Ni)을 첨가할 수 있다. 반면, 니켈(Ni)이 과다하게 첨가되는 경우, 경화능이 과도하게 상승하여 다른 경화능 향상 원소 대비 높은 원가로 인해 제조원가를 상승시킬 우려가 있으므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명은 니켈(Ni) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 니켈(Ni) 함량의 상한은 0.4%일 수 있으며, 보다 바람직한 니켈(Ni) 함량의 상한은 0.3%일 수 있다.
Ca: 0.0005~0.004%
알루미늄(Al)에 의한 탈산 후 칼슘(Ca)을 첨가하게 되면 MnS 개재물을 형성하는 황(S)과 결합하여 MnS의 생성을 억제함과 동시에, 구상의 CaS를 형성하여 수소유기균열에 의한 크랙의 발생을 억제하는 효과가 있다. 본 발명은 불순물로 함유되는 S을 CaS로 충분히 형성시키기 위해 0.0005% 이상의 칼슘(Ca)을 첨가할 수 있다. 반면, 칼슘(Ca) 함량이 과다한 경우, CaS를 형성하고 남은 Ca과 O가 결합하여 조대한 산화성 개재물을 생성하게 되고, 이는 압연시 연신, 파괴되어 수소유기균열을 조장할 수 있다. 따라서, 본 발명은 칼슘(Ca) 함량의 상한을 상한을 0.0040%로 제한할 수 있다.
O: 0.001%이하,
본 발명에서는 MnS 생성을 억제하기 위하여 황(S) 함량을 최대한 억제하여야 하며, 탈황공정이 효율적으로 이루어지도록 용강 중 용해되어 있는 산소(O) 농도를 최대한 억제할 필요가 있다. 본 발명에서, 개재물에 함유된 산소의 총량은 강재 내 산소의 총량과 거의 일치한다. 우수한 HIC 특성을 확보하기 위해서는 개재물의 크기뿐만 아니라, 개재물의 총량도 제한하는 것이 바람직하므로 본 발명은 산소(O) 함량의 상한을 0.0010%로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 피팅재는 상기한 성분 이외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 피팅부품 제조를 위해 이용되는 강 소재의 미세조직은 Nb의 고용도가 95% 이상인 페라이트를 면적분율로 70%이상, 펄라이트를 30%이하를 가지는 미세조직을 포함한다. 피팅 단조 성형 후 변형유기에 의해 생성된 중량%로 0.02% 이상의 Nb계 탄화물 또는 탄질화물(Nb(C,N)) 및 V계 탄화물 또는 탄질화물(V(C,N)) 중 1종 이상을 포함하며, 상기 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상의 평균 입도는 50nm 이하일 수 있다.
Nb의 고용도가 95% 미만으로 충분치 않은 경우 즉, Ti함량이 높아 TiNbC로 슬라브 단계에서 미리 정출되어 버릴 경우 또는 슬라브에서부터 NbC 석출물이 생성될 경우, 석출물은 압연 및 열처리 과정에서 더욱 조대화 되며 50nm이상이 되며, PWHT 과정에서는 100nm이상으로 커지기 때문에 PWHT후 적절한 석출강화에 의한 피팅부품의 강도 및 인성 향상 효과를 기대하기 어렵다.
따라서, 본 발명에서는 슬라브 제조 및 압연 단계에서 최대한 Nb가 석출형태로 존재하지 않도록 하였다.
반제품의 용접 후 노말라이징 열처리 시, 페라이트의 결정립도가 30um를 초과할 경우 충격시험 시 크랙 전파에 의한 저항성이 떨어지고 DBTT(Ductile-Brittle Transition Temperature)가 20℃ 증대되기 때문에 본 발명에서 제안한 -60℃ 저온충격인성을 만족하기 어렵다.
따라서 본 발명에서는 Nb의 석출효과를 방지하면서도 적절한 오스테나이트 모상의 결정립도를 미세화 하기 위하여 압연조건을 최적화 하였다.
한편, 미세조직은 5% 나이탈 에칭 후 광학현미경으로 측정하여 영상분석기 (Image- Analyzer)로 정량분석한 값이며, Nb고용도는 잔사추출을 이용하여 모든 석출물을 분리 후 페라이트 기지 내 남아있는 Nb만을 제한하여 EDS로 정량분석 하였다. 이하 모든 석출물의 크기는 TEM을 활용하여 측정되었다.
또한, 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)는 강재를 425℃까지 가열한 후, 595~630℃의 온도범위까지 55~100℃/hr의 승온속도로 승온시켜 LMP가 18500 이상이 될 때까지 수백 분간 유지하고, 55~100℃/hr의 냉각속도로 425℃까지 냉각한 후, 상온까지 공냉하여 행하는 것일 수 있다.
본 발명의 피팅부품의 두께는 5~100mm일 수 있다.
이하, 본 발명의 제조공정에 대해 보다 구체적으로 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 피팅부품의 제조방법은, 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 800~1100℃ 온도 범위 중 (미재결정 온도+50℃) 이상의 온도에서 총 누적 압하량이 25~70%으로 열간압연 후 공랭하여 열연강재를 얻는 단계; 상기 열연강재를 절단재로 절단한 후 800~1000℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 절단재를 미재결정온도 이상 (미재결정온도-70℃)의 온도범위에서 15%이상의 누적압하량으로 가공하여 반제품을 제공하는 단계; 상기 반제품을 용접한 후 피팅부품 형태로 제조하고, 850~950℃로 가열하여 10~60분간 유지한 후 상온까지 공랭하는 노말라이징 열처리단계;를 포함할 수 있다.
슬라브 준비
소정의 합금조성으로 구비되는 슬라브를 준비할 수 있다. 본 발명의 슬라브 합금조성은 상술한 피팅재의 합금조성과 대응하므로, 본 발명의 슬라브 합금조성에 대한 설명은 전술한 피팅재의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
본 발명의 슬라브 준비 단계는, 2차 정련된 용강에 두께 1.2~1.4mm의 Ca 합금 와이어를 100~250m/분의 투입속도로 Ca 투입량이 0.00005~0.0005kg/ton이 되도록 투입하는 단계; 및 상기 용강에 10~50 liter/min의 취입량으로 3~10분간 불활성가스를 취입하여 교반하는 단계를 포함할 수 있다.
2차 정련 이전의 공정 조건은 일반적인 공정조건에 의할 수 있다. 다만, 2차 정련 이후 슬라브의 MnS 생성량을 제어하기 위하여 용강에 Ca 합금 와이어를 투입한 후 일정 시간 동안 청정 버블링을 실시할 수 있다.
Ca 합금 와이어의 투입속도가 일정 수준 미만인 경우에는 Ca가 래들(Ladle) 상부에서 용융되어 철정압의 효과가 적어지므로 Ca 실수율이 열위하게 되어 Ca 합금 와이어의 투입량이 증가할 수 있다. 따라서, 본 발명은 Ca 합금 와이어의 투입속도를 100m/분 이상으로 제한할 수 있다. 바람직한 Ca 합금 와이어의 투입속도는 120m/분 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 Ca 합금 와이어의 투입속도는 140m/s 이상일 수 있다. 반면, Ca 합금 와이어의 투입속도가 일정 수준을 초과하는 경우에는 래들 기저부까지 Ca 합금 와이어가 접촉되어 래들의 내화물이 용손되는 문제가 발생하므로, 본 발명은 Ca 합금 와이어의 투입속도를 250m/분으로 제한할 수 있다. 바람직한 Ca 합금 와이어의 투입속도는 200m/분 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 Ca 합금 와이어의 투입속도는 180분/m 이하일 수 있다.
Ca 투입량이 일정 수준 미만인 경우, 응고시 중심부에 MnS가 발생되어 수소유기균열 저항성이 열위해지므로, 본 발명은 Ca 투입량의 하한을 0.00005kg/ton으로 제한할 수 있다. 바람직한 Ca 투입량의 하한은 0.00010kg/ton일 수 있으며, 보다 바람직한 Ca 투입량의 하한은 0.00015kg/ton일 수 있다. 반면, Ca 투입량이 일정 수준을 초과하는 경우, Ca가 내화물의 Al2O3성분과 반응하여 내화물의 용손이 가속화되어 생산성 확보가 어렵고 조업의 안정성을 확보할 수 없으므로, 본 발명은 Ca 투입량의 상한을 0.00050kg/ton으로 제한할 수 있다. 바람직한 Ca 투입량의 상한은 0.00040kg/ton일 수 있으며, 보다 바람직한 Ca 투입량의 상한은 0.00030kg/ton일 수 있다.
Ca 합금 와이어는 Ca 합금 및 Ca 합금을 감싸고 있는 강재로 구성될 수 있으며, 강재의 두께는 1.2~1.4mm일 수 있다. 강재의 두께가 1.2mm 미만인 경우에는 Ca가 래들 상부에서 용융되어 철정압의 효과가 적어지므로 Ca 실수율이 열위하게 되어 투입량이 증가할 수 있다. 반면, 강재의 두께가 1.4mm 초과인 경우에는 래들 기저부까지 Ca 합금 와이어가 접촉되어 래들의 내화물이 용손되는 문제가 발생하므로 조업의 안정성을 확보할 수 없는 문제점이 존재한다.
Ca 첨가 후 불활성 가스를 취입하여 용강을 교반하는 청정 버블링을 실시할 수 있다.
불활성가스의 취입량이 일정 수준 미만인 경우, 불활성가스에 부착되어 제거되는 Al2O3 Cluster 및 Ca와 Al 동시 함유 복합 개재물의 양이 적게 되어 청정도가 열위하게 되므로 목적하는 수준의 내수소유기균열성을 확보할 수 있다. 따라서, 본 발명은 불활성 가스의 취입량을 10 liter/min 이상으로 제한할 수 있다. 바람직한 불활성 가스의 취입량은 15 liter/min 이상일수 있으며, 보다 바람직한 불활성 가스의 취입량은 20 liter/min 이상일 수 있다. 불활성가스의 취입량이 과다한 경우, 교반력이 강해져 용강 표면의 나탕 발생과 동시에 슬래그 혼입이 발생되어 청정도가 열위하게 되므로, 목적하는 수준의 내수소유기균열성을 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명은 불활성 가스의 취입량을 50 liter/min 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 불활성 가스의 취입량은 40 liter/min 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 불활성 가스의 취입량은 30 liter/min 이하일 수 있다.
불활성 가스의 취입 시간이 일정 수준 미만인 경우, 불활성가스에 부착되어 제거되는 Al2O3 Cluster 및 Ca와 Al 동시 함유 복합 개재물의 양이 적게 되어 산화성 개재물에 의한 청정도가 열위하게 되므로, 목적하는 수준의 내수소유기균열성을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명은 불활성 가스의 취입 시간을 3분 이상으로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 불활성 가스의 취입 시간은 5분 이상일 수 있다. 반면, 불활성 가스의 취입 시간이 일정 수준을 초과하는 경우, 산화성 개재물의 양은 줄어들지만, Ca의 휘발로 인하여 본 발명의 주요 목적인 강 중 Ca 함량을 적절한 수준으로 확보하기 어렵다. 따라서, 본 발명은 불활성 가스의 취입 시간을 10분 이하로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 불활성 가스의 취입 시간은 8분 이하일 수 있다.
일 예로서, 불활성 가스의 취입은 레이들 내 불활성 가스 취입 개소를 통하여 행해질 수 있으며, 불활성 가스의 취입 개소는 2개일 수 있다. 취입 개소가 1개인 경우, 용강 내 불균일 영역이 존재하게 되어 산화성 개재물 제거능이 열위하게 되며, 취입 개소가 3개 이상인 경우, 가스 취입시 겹치는 부분의 발생하므로 교반력이 강해지고, 용강 표면의 나탕 발생과 동시에 슬래그 혼입이 발생되어 청정도가 열위하게 될 우려가 있기 때문이다.
슬라브 가열
상술한 과정을 통해 준비된 슬라브를 일정 온도범위로 가열할 수 있다. 슬라브 가열 방식 및 슬라브 가열 온도는 통상적으로 적용되는 방식이 적용될 수 있으나, 바람직한 슬라브 가열 온도는 1100~1300℃일 수 있다.
슬라브 가열 온도의 하한을 1100℃로 제한하는 것은, 주조 중에 형성된 Ti나 Nb의 복합 탄질화물 또는 TiNb(C,N) 조대 정출물 등을 재고용 시키기 위함이다. 또한, 열간압연 전 오스테나이트 (Austenite)를 재결정 온도 이상까지 가열시켜 유지함으로써, 조직을 균질화시키고 압연종료 온도를 충분히 높게 확보하여 압연과정에서 개재물 파쇄를 최소화 하기 위함이다. 한편, 슬라브 가열 온도가 과도하게 높은 경우, 고온에서의 산화스케일로 인하여 문제가 발생할 수 있으며, 가열 및 유지에 따른 원가 상승으로 인하여 제조원가가 지나치게 상승하는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명은 슬라브의 가열 온도 상한을 1300℃로 제한할 수 있다.
열간압연
가열된 슬라브를 800~1100℃ 온도 범위 중 (미재결정 온도+50℃) 이상의 온도에서 총 누적 압하량이 25~70%으로 열간압연 후 공랭하여 5~100mm 두께의 열연강재를 얻을 수 있다. 800~1100℃ 온도 범위 중 (미재결정 온도+50℃) 이상의 열간압연 온도는, 열간압연 간 변형유기에 의하여 Nb 미세석출물이 생성되지 않게 하기 위함이며, 오스테나이트 결정립 크기를 최소화 하여 피팅부품 제조 후 열처리 시 페라이트의 결정립 크기를 줄여 충격인성을 확보하기 위해서이다.
열간압연 온도가 (미재결정 온도+50℃)보다 낮을 경우, 압연 과정에서 변형유기에 의해 Nb(C,N) 석출물이 형성되게 되며, 이는 압연 후 공랭과정 및 피팅부품 제조 시 승열 단계, 가공단계, 열처리 단계 모두 Nb(C,N) 석출물이 점차 조대화 되어, 결국 피팅 제품에서는 50nm 이하의 미세한 석출물을 확보하기 어렵다.
하지만, 압연온도가 1100℃ 이상에서 종료될 경우, 오스테나이트 결정립 크기가 지나치게 증대되기 때문에, 상변태 후 페라이트 결정립 크기를 적절히 줄일 수 없어 충격인성이 열화된다. 따라서, 열간압연 단계에서의 적절한 압연온도는 (미재결정 온도+50℃) 이상 1100℃ 이하가 적합하다.
또한, 누적압하량이 25%이하일 경우, 충분히 오스테나이트 결정립 크기를 줄일수 없고, 슬라브에 남아있는 잔류공극이 압착되지 못하기 때문에 중심부 저온충격인성이 열화될 수 있으며, 70% 이상일 경우는, 지나친 가공량 때문에 압연과정에서 표면크랙이 발생할 수 있다. 따라서 열간압연단계에서 총 누적압하량은 25~70%가 바람직하다.
재가열 및 반제품 제공
열연강재를 최종 목적에 맞추어 적절한 크기의 절단재로 절단한 후 800~1000℃로 재가열하고, 재가열된 절단재를 미재결정온도 이상 (미재결정온도-70℃)의 온도범위에서 15%이상의 누적압하량으로 가공하여 반제품을 제공할 수 있다.
재가열 온도가 800℃ 이하일 경우, 소재의 온도가 너무 낮기 때문에 단조시 온도 저하에 의해 표면크랙이 발생할 가능성이 있으며, 재가열 온도가 1000℃ 이상일 경우, 산화 스케일 두께가 과다해 지며 오스테나이트 결정립 크기가 조대해 지기 때문에 최종 제품에서의 인성이 열위해 질 수 있다. 따라서, 열안압연재 재가열 온도는 800~1000℃가 바람직하다.
미재결정역에서의 누적 압하량이 15%이하일 경우, 변형유기에 필요한 적절한 소성가공량이 부족하여 Nb(C,N)의 생성이 용이하지 못하다. 또한 피팅 성형 시 온도가 (미재결정온도-70℃)보다 더 낮을 경우 소재의 변형저항값이 지나치게 증대되어 적절한 변형이 인가되지 못하고 크랙이 발생할 수 있으며, 미재결정 온도 이상에서 변형이 인가될 경우는, 전위밀도가 소재에 중첩되지 못하여 미세 석출물의 핵생성 사이트(Site)가 줄어들게 되므로, 변형유기에 의해 Nb(C,N)이 생성되기 어렵다. 따라서, 피팅 성형 시 가공 온도는 미재결정온도 ~ (미재결정온도-70℃)가 바람직하며, 이때의 누적 압하량은 15%이상이 바람직하다.
노말라이징 열처리
단조 가공된 반제품은 용접공정을 거쳐 최종 피팅부품 형태로 제조 된 후, 850~950℃로 가열하여 10~60분간 유지한 후, 상온까지 공냉하여 노말라이징 열처리를 실시한다.
상기 노멀라이징 열처리 시 그 온도가 850℃ 미만이거나 유지시간이 10분 미만인 경우, 압연 후 냉각 중에서 생성된 탄화물이나 입계에 편석된 불순 원소들의 재고용이 원활히 일어나지 않아 열처리 이후 강재의 저온 인성이 크게 저하되는 문제가 발생한다. 반면에 그 온도가 950℃ 초과이거나 유지시간이 60분 초과인 경우, 오스테나이트 조대화 및 Nb(C,N), V(C,N)등의 석출상들의 조대화로 인하여 인성이 저하될 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    중량%로 0.02% 이상의 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상을 포함하며,
    상기 Nb계 탄화물 또는 탄질화물 및 V계 탄화물 또는 탄질화물 중 1종 이상의 평균 입도는 50nm 이하인, 피팅부품.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 피팅부품은 노말라이징 열처리 후 페라이트의 평균입도가 30㎛ 이하인, 피팅부품.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 피팅부품의 인장강도는 450~620MPa이고,
    -60℃에서의 샤르피 충격 인성은 80J 이상인, 피팅부품.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 피팅부품의 두께는 5~100mm인, 피팅부품.
  5. 중량%로, C: 0.06~0.25%, Si: 0.05~0.5%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.005~0.4%, P: 0.01% 이하, S: 0.0015%이하, Nb: 0.001~0.03%, V: 0.001~0.03%, Ti: 0.001~0.01%, Cr: 0.01~0.2%, Mo: 0.05~0.15%, Cu: 0.01~0.5%, Ni: 0.05~0.5%, Ca: 0.0005~0.004%, O: 0.001%이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1100~1300℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 800~1100℃ 온도 범위 중 (미재결정 온도+50℃) 이상의 온도에서 총 누적 압하량이 25~70%으로 열간압연 후 공랭하여 열연강재를 얻는 단계;
    상기 열연강재를 절단재로 절단한 후 800~1000℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 절단재를 미재결정온도 이상 (미재결정온도-70℃)의 온도범위에서 15%이상의 누적압하량으로 가공하여 반제품을 제공하는 단계;
    상기 반제품을 용접한 후 피팅부품 형태로 제조하고, 850~950℃로 가열하여 10~60분간 유지한 후 상온까지 공랭하는 노말라이징 열처리단계;를 포함하는, 피팅부품의 제조방법.


KR1020190172038A 2019-12-20 2019-12-20 저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법 KR20210079848A (ko)

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KR1020190172038A KR20210079848A (ko) 2019-12-20 2019-12-20 저온 충격인성이 우수한 피팅부품 및 그 제조방법

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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KR101657828B1 (ko) 2014-12-24 2016-10-04 주식회사 포스코 Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법

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