KR20220081778A

KR20220081778A - 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR20220081778A
Application number: KR1020200171647A
Authority: KR
Inventors: 소태일; 강상덕
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-12-09
Filing date: 2020-12-09
Publication date: 2022-06-16
Also published as: KR102409897B1

Abstract

저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 압력용기용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~1.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 티타늄(Ti): 0.005% 이하(0% 포함), 질소(N): 0.002~0.01%, 그리고 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0% 제외)와 바나듐(V): 0.05% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 펄라이트의 혼합 미세조직을 가지며, 상기 페라이트의 결정립 크기가 15㎛ 이하이며, 그리고 상기 페라이트 조직 내 크기가 40nm 이하인 NbC 또는 VC 탄화물이 존재한다.

Description

저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법{PRESSURE VESSEL STEEL PLATE HAVING EXCELLENT LOW-TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 석유화학 제조설비, 저장탱크 등에 사용할 수 있는 압력용기용으로 적합하게 사용할 수 있는 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근 에너지 자원의 채굴, 생산, 이송, 저장, 정제, 발전 등의 산업에 사용되는 압력용기용 강재의 수요가 점차 증가하고 있다. 또한, 이러한 구조물의 사용 환경이 극한지로 확대됨에 따라 우수한 저온 충격인성이 요구되고 있다.

일반적으로 압력용기용 강재는 사용온도가 낮아질수록 충격인성이 저하되어 안정성에 문제를 가지게 된다. 특히, 동일강도의 강재에서 두께가 증가할수록 내부조직의 인성이 더 큰 폭으로 저하되는 특성을 가진다. 따라서, 온도 환경이 낮은 지역에 적용되는 압력용기용 강재는 저온에서도 충격인성의 열화가 발생하지 않도록 성분이나 미세조직을 적절하게 제어해야 한다. 통상 노멀라이징(Normalizing) 열처리를 수행하는 압력용기용 강재의 경우 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 형성하는 것이 일반적인데, 저온 충격인성을 향상시키기 위해서는 가급적 페라이트와 펄라이트의 크기를 미세화할 필요가 있다.

압연 공정은 결정립 미세화의 대표적인 방법 중 하나로서, 재결정이 가능한 온도에서 압연을 실시하면 압하력에 의해 생성된 내부 응력을 구동력으로 새로운 오스테나이트 미세 결정립이 생성된다.

한편, 미재결정역 온도 영역에서의 압연은 결정립이 응력을 받아서 압연방향으로 밴드 구조가 형성되게 되고 내부에 많은 전위가 발생하여 오스테나이트가 상변태될 때, 보다 많은 핵생성점을 제공하여 결정립 미세화 효과를 유발할 수 있다.

하지만, 강재의 두께가 증가할수록 압연으로 가할 수 있는 압하력이 제한을 받게 되므로, 내부조직, 특히 강재의 중심부에 가까워질수록 압연을 통해 미세한 결정립을 형성하기 어렵다. 오스테나이트의 결정립은 Ae3 이상의 온도에서 고온일수록, 가열시간이 길수록 성장하는 경향을 보이는데, 몇몇 합금원소는 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하는 효과를 가지고 있다. Nb, V, Ti, Al 등이 널리 알려진 오스테나이트 결정립 성장 억제 원소들이며, 주로 강중에 고용되어 결정립 성장의 방해물로 작용하게 된다. 따라서, 압연으로 결정립 미세화가 어려운 후물 강재의 경우 결정립 미세화를 위해서는 이와 같은 합금원소의 첨가가 함께 고려되어야 한다.

한편, 오스테나이트 결정립 미세화가 주로 일어나는 과정인 슬라브 재가열 및 압연만을 통해서는 충분히 작은 크기의 결정립을 확보하기 어려운 경우가 많다. 특히, 압연되는 강재가 고온일수록 압연시 변형저항이 감소하므로 용이한 압연을 위해 슬라브 재가열은 주로 Ae3 온도 대비 훨씬 높은 온도에서 실시되는데 그때 오스테나이트 결정립은 크게 성장하게 된다. 압연을 통한 결정립 미세화 효과가 충분치 못할 경우에 재열처리를 통해서 추가적인 오스테나이트 결정립 미세화 효과를 기대할 수 있는데 통상 노멀라이징(Normalizing) 열처리가 이에 해당된다.

이 열처리는 압연 후 상온으로 냉각된 강재를 Ac3 이상의 온도로 가열하여 오스테나이트 변태는 조장하되, 온도로 인한 오스테나이트 결정립 성장은 최소화하는 것이 일반적이다. 이와 같이 재가열된 강재는 목적에 따라 공냉을 통해 미세한 페라이트와 펄라이트 조직으로 변태된다.

특허문헌 1에 의하면, 극후물 강재의 고강도를 구현하기 위하여, 오스테나이트 생성 온도 영역까지 가열하는 재열처리 과정을 반복해서 실시하는 방법으로 구오스테나이트 결정립을 미세화하고, ??칭 및 템퍼링(quenching and tempering) 열처리함으로써 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트, 그리고 일부 세멘타이트 조직으로 구성되는 고강도 고인성의 열연강판을 얻을 수 있다고 개시하고 있다.

한편, 페라이트와 펄라이트의 혼합조직을 가지는 강재의 경우 -60^oC 수준에서의 극저온 충격인성을 확보하기 위해서는 합금원소를 적절히 제어해야함은 물론 조압연/사상압연 조건 제어 및 열처리조건 제어를 통해서 추가적인 페라이트 미세화가 필요하다. 이는 조압연시 압하량을 크게 하여 오스테나이트의 결정립이 조대화되는 것을 방지하고, 사상압연 시 미재결정역에서 압연을 수행하여 결정립 미세화가 가능하다. 그러나 보다 효과적인 결정입 미세화를 위해서는 전술한 노멀라이징 열처리 제어등과 같이, 극한지에서도 사용이 가능한 압력용기용 강재의 개발이 절실히 요구되는 실정이다.

한국 등록특허공보 제10-1677350호

본 발명은 결정립을 미세화함으로써 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이를 제조하는 방법을 제공함을 목적으로 한다.

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): 0.12~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~1.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 티타늄(Ti): 0.005% 이하(0% 포함), 질소(N): 0.002~0.01%, 그리고 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0% 제외)와 바나듐(V): 0.05% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

페라이트 및 펄라이트의 혼합 미세조직을 가지며,

상기 페라이트의 결정립 크기가 15㎛ 이하이며, 그리고

상기 페라이트 조직 내 크기가 40nm 이하인 NbC 또는 VC 탄화물이 존재하는 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재를 제공한다.

상기 강재는 항복강도가 260MPa이상, 인장강도가 485MPa이상이며, -60℃에서 평가한 충격인성이 150J 이상인 것이 바람직하다.

본 발명의 다른 측면은,

상술한 합금성분을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;

상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위로 가열하는 단계;

상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 최종 패스 압하율 10% 이상의 조건에서 조압연하는 단계;

상기 조압연 후 Ar3~ Tnr 범위의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;

상기 제조된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계; 및

상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 (1.3t~30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후, 상온까지 공냉하는 공정을 2~3회 반복하는 단계;를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법을 제공한다.

나아가, 상기 열처리 공정을 반복한 후, 550~650℃의 온도 범위에서 강재 두께 inch당 1시간 이상 PWHT(용접후열처리) 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

본 발명에 의하면, 반복 노멀라이징 열처리 및 PWHT 열처리 후 강도 및 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 1/4t 지점에서의 미세조직 사진으로서, (a)는 노멀라이징을 1회 실시한 비교예 1을, 그리고 (b)는 노멀라이징을 3회 실시한 발명예 1을 나타낸다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명자들은 석유화학, 저장탱크 등으로 사용되는 압력용기용강이 대형화되고 사용 환경이 극한지로 확대됨에 따라, 그 소재에 요구되는 물성을 확보할 수 있는 방안의 개발이 필요함을 인지하였다.

특히, 일정 이상의 두께를 가지는 압력용기용 강재에 있어서, 고강도와 더불어 저온 충격인성을 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금설계에 있어서 성분조성과 일부 성분들 간의 관계를 제어함과 동시에, 제조조건을 최적화함으로써 목표 물성을 가지는 압력용기용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~1.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 티타늄(Ti): 0.005% 이하(0% 포함), 질소(N): 0.002~0.01%, 그리고 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0% 제외)와 바나듐(V): 0.05% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 및 펄라이트의 혼합 미세조직을 가지며, 상기 페라이트의 결정립 크기가 15㎛ 이하이며, 그리고 상기 페라이트 조직 내에 크기가 40nm 이하인 NbC 또는 VC 탄화물이 존재한다.

이하, 먼저, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성 및 그 성분 제한사유에 대해 상세히 설명한다. 한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%을 기준으로 한다.

탄소(C): 0.12~0.18%

탄소(C)는 강의 강도를 향상 시키는데에 효과적인 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 C를 0.12% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있고, 그 함량이 0.10% 미만인 경우 강도를 확보하는데 있어 충분하지 않다.

따라서 본 발명에서는 상기 C 함량을 0.12~0.18% 범위로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.12~0.17%, 가장 바람직하게는 0.12~0.15% 범위로 제한하는 것이다.

실리콘(Si): 0.1~0.5%

실리콘(Si)은 탈산제로 사용될 뿐만 아니라, 강의 강도 향상 및 인성 향상에 유리한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Si을 0.1% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 용접성과 저온 인성이 열위할 우려가 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 Si 함량을 0.1~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~1.5%

망간(Mn)은 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시키는데에 유리한 원소이다. 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mn을 1.0% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 강 중 황(S)과 결합하여 MnS를 형성함으로써 상온 연신율 및 저온 인성을 크게 저해하는 문제가 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 Mn 함량을 1.0~1.5% 범위로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 1.2~1.5%로 포함하는 것이다.

인(P): 0.01% 이하

인(P)은 강의 강도 향상 및 내식성 확보에 유리한 원소이지만, 강의 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 낮은 함량으로 제한함이 바람직하다.

본 발명에서는 상기 P을 최대 0.01%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

황(S): 0.01% 이하

황(S)은 강 중 Mn과 결합하여 MnS 등을 형성함으로써 강의 충격인성을 크게 저해하는 원소이다. 따라서, 상기 S은 가능한 낮은 함량으로 제한함이 유리하다.

본 발명에서는 상기 S을 최대 0.01%로 함유하더라도 목표로 하는 물성 확보에 무리가 없으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~0.05%

알루미늄(Al)은 용강을 저렴하게 탈산할 수 있는 원소로서, 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Al을 0.01% 이상으로 포함할 수 있으다, 그러나 그 함량이 과다하여 0.05%를 초과하면 연속주조시 노즐 막힘을 유발하므로 바람직하지 못하다.

따라서 본 발명에서는 상기 Al 함량을 0.01~0.05% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.01~0.5%

니켈(Ni)은 모재의 강도와 저온 충격인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ni을 0.01% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 그러나 상기 Ni은 고가의 원소로서, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 경제성이 크게 저하되는 문제가 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 Ni 함량을 0.01~0.5%로 제한함이 바람직하다.

구리(Cu): 0.25% 이하

구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소화하는 한편, 강도를 향상시키는데 유리한 원소이다. 이러한 Cu의 함량이 과도하면 탄소당량을 높여 용접성을 저해할 뿐만 아니라, 제품의 표면 품질을 크게 열화시키는 문제가 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 Cu의 첨가시 최대 0.25%로 포함할 수 있다. 다만, 본 발명에서는 상기 Cu를 첨가하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보하는데에 무리가 없음을 밝혀둔다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%

몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 대폭 향상시켜 강도를 크게 향상 시키는데에 유리하다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mo을 0.01% 이상으로 첨가할 수 있다. 다만, 상기 Mo은 고가의 원소이며, 과다 첨가시 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트를 형성시킴으로써 저온 충격인성을 저해할 우려가 있으므로, 이를 고려하여 0.15% 이하로 제한할 수 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 Mo 함량을 0.01~0.15% 범위로 제한함이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.005%이하(0% 포함)

티타늄(Ti)은 N과 함께 첨가되면 TiN을 형성함으로써, AlN 석출물의 형성에 의한 표면크랙의 발생을 저감하는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 0.005%를 초과하게 되면 강 슬라브의 재가열 또는 노멀라이징, PWHT 열처리 과정 중에 조대한 TiN이 형성되어 저온 충격인성을 저해하는 요인으로 작용한다. 따라서 본 발명에서는 상기 Ti 함량을 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.002~0.01%

질소(N)는 Ti와 함께 첨가시, TiN을 형성하여 용접시 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는데에 유리한 원소이다. 상기 Ti의 첨가시 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 N를 0.002% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 조대한 TiN이 형성되어 저온 충격인성이 저해되므로 바람직하지 못하다. 따라서 본 발명에서는 상기 N 함량을 0.002~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb)과 바나듐(V) 중 1종 이상

니오븀(Nb): 0.02% 이하(0% 제외)

니오븀(Nb)은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재의 강도를 크게 향상시키며, 고온으로 재가열시 고용된 Nb이 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제함으로써 조직 미세화 효과를 얻을 수 있다. 하지만, 상기 Nb은 과다한 반복 노멀라이징 열처리시 NbC 또는 Nb(C,N) 석출물의 조대화로 인해 저온 충격인성을 저해하는 요인이 될 수 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 Nb의 첨가량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

바나듐(V): 0.05%이하(0% 제외)

바나듐(V)은 다른 합금원소들에 비해 고용되는 온도가 낮으며, 용접시 용접열영향부에 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 본 발명과 같은 강재에 대해 용접후열처리(PWHT) 후 강도가 충분히 확보되지 못하는 경우, 상기 V을 0.01% 이상으로 첨가함으로써 강도 향상 효과를 얻을 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 MA와 같은 경질상의 분율이 높아질 뿐만 아니라 다중 노멀라이징 열처리 시 조대한 VC 석출로 인해 저온 충격인성이 저하되는 문제가 있다.

따라서 본 발명에서는 상기 V의 첨가량을 0.05%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

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.

또한 본 발명의 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재는 페라이트 및 펄라이트의 혼합 미세조직을 가진다.

그리고 상기 페라이트의 결정립 크기가 15㎛ 이하인 것이 바람직하다. 만일 결정입 크기가 15㎛를 초과하면 초과하면 -60^oC의 저온에서 충격인성을 보증하기 어려운 문제가 있다.

또한 본 발명에서 상기 페라이트 조직 내에 크기가 40nm 이하인 NbC 또는 VC 탄화물이 존재할 수 있다. 이와 같이, 페라이트 기지내에 존재하는 탄화물은 강도를 향상시키는 역할을 하며, 그 크기가 40nm이하일 필요가 있다. 만일 그 크기가 40nm를 초과하면 PWHT 후 강도가 하락할 뿐만 아니라 저온충격인성이 크게 저하하는 문제가 있다.

상술한 조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 압력용기용 강재는, 1/4t 지점 (여기서, t는 강재 두께(mm)를 의미함)에서 압연방향의 수직으로 평가한 항복강도가 260MPa 이상, 인장강도가 485MPa 이상, -60℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(CVN) 값이 평균 150J 이상으로 적절한 강도와 더불어 우수한 저온 충격인성을 가질 수 있다.

다음으로, 본 발명의 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법을 상세히 설명한다.

본 발명의 압력용기의 강재의 제조방법은, 상술한 합금성분을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 최종 패스 압하율 10% 이상의 조건에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 Ar3~ Tnr 범위의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 제조된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계; 및 상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 (1.3t~30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후, 상온까지 공냉하는 공정을 2~3회 반복하는 단계;를 포함한다.

[강 슬라브 가열]

먼저 본 발명에서는 상술한 합금성분을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위로 가열한다.

본 발명에서는 후술하는 열간압연을 행하기에 앞서, 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1200℃의 온도범위에서 가열 공정을 행하는 것이 바람직하다.

상기 강 슬라브의 가열 온도가 1100℃ 미만이면 슬라브 내에 형성된 석출물(탄질화물)이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 된다. 반면, 그 온도가 1200℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 강의 물성을 저해할 우려가 있다.

[열간압연]

이어, 본 발명에서는 상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 최종 패스 압하율 10% 이상의 조건에서 조압연한다.

상기 조압연 시 온도가 1050℃ 미만이면, 후속 마무리 열간압연시 온도가 낮아지는 문제가 있다. 이때, 상기 조압연시 압하력을 충분히 줌으로써 결정립이 조대화되는 것을 방지하는 것이 중요하므로 조압연 마지막 pass의 압하율을 10% 이상 주는 것이 바람직하다. 조압연시 압하력이 충분하지 않으면 조압연 후 결정립이 조대화될 가능성이 크다.

그리고 본 발명에서는 상기 조압연된 강 슬라브를 Ar3~ Tnr 범위의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조한다.

만일 마무리 열간압연온도가 Tnr을 초과하면, 압연 중 오스테나이트 결정립 크기가 증가하여 강도 및 저온충격인성 확보에 문제가 있는 반면에, 상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3 미만이면 압연 부하가 커져 표면크랙 등의 품질 불량이 발생할 우려가 있다. 한편 본 발명에서 Tnr과 Ar3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.

Tnr=887 + 464C + 363×(Al×0.8) - 357×(Si×0.8) + 6445×(Nb×0.8)-644×(Nb×0.8)^1/2 + 732×(V×0.8) - 230×(V×0.8)^1/2(여기서, 각 원소는 중량함량을 의미함)

Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni - 80Mo + 119V + 124Ti - 18Nb + 179Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미함)

[냉각 및 재가열(노멀라이징)]

그리고 상기에 따라 제조된 열연강판은 상온까지 공냉한 후, 상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 (1.3t~30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후, 상온까지 공냉하는 공정을 2~3회 반복한다.

본 발명에서는 상기 재가열 공정을 통해 미세한 오스테나이트 조직의 생성을 유도하고, 공냉 후 페라이트의 미세화에도 기여할 수 있다.

특히, 본 발명에서는 상기 재가열/냉각 공정을 2회 이상 반복함에 따라 오스테나이트 조직의 추가적인 미세화를 가능하게 하여 저온 충격인성을 개선할 수 있으나, 열처리 부하 및 기지 내 탄화물의 조대화 방지를 고려하여 3회를 넘지 않는 것이 효과적이다.

한편 이러한 열연강판의 재가열에 의해 오스테나이트 조직을 형성할 수 있으나, 만일 상기 재가열 온도가 Ac3 미만이면 열연강판 조직이 페라이트 및 오스테나이트의 2상 조직이 될 우려가 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 열연강판의 재가열시 Ac3 이상, 바람직하게는 830~930℃의 온도범위로 행하는 것이 바라직하다.

또한 100%의 오스테나이트 상이 상기 열연강판의 중심부까지 충분히 형성될 수 있도록 상기 온도범위에서 (1.3t~30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 동안 유지하는 것이 바람직하다.

한편 본 발명에서 Ac3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.

Ac3 = 937.2 - 436.5C + 56Si - 19.7Mn - 26.6Ni + 38.1Mo + 124.8V + 136.3Ti - 19.1Nb + 198.4Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미함)

상기 공냉된 열연강판은 그 미세조직이 페라이트 및 펄라이트 상을 포함할 수 있다

[PWHT 열처리]

한편 통상, 압력용기용 강재는 용접을 하여 사용하므로 용접부의 인성 열화를 극복하기 위해 PWHT 열처리를 실시하는 것이 일반적이다.

따라서 본 발명에서는 필요에 따라, 상기 공냉된 열연강판을 550~650℃의 온도범위에서 강재 두께 inch당 1시간 이상 PWHT(용접후열처리) 열처리하므로써 용접 후 강재의 인성 안정화를 도모함이 바람직하다.

상기 PWHT 열처리시 온도가 550℃ 미만이면 장시간의 열처리가 요구되어 경제성이 떨어지는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 650℃를 초과하게 되면 강도 하락 효과가 지나치게 커질 뿐만 아니라, 탄화물이 조대화되어 충격인성 역시 저하될 우려가 있다.

상기 PWHT 열처리가 완료된 열연강판을 상온으로 공냉하며, 페라이트와 펄라이트 상으로 구성된 강재를 효과적으로 얻을 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예)

하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 용강을 연속주조하여 연주 슬라브를 제조하였다. 이때, 상기 연주 슬라브는 300mm의 두께로 제조하였다.

상기 연주 슬라브를 1120℃로 가열한 후 1050℃에서 마지막 Pass 12%의 압하율을 적용하여 조압연한 다음, 870℃에서 마무리 열간압연하여 두께 100mm의 열연강판을 얻었다. 상기 열연강판을 상온으로 공냉한 후 890℃로 재가열하여 160분간 유지한 후 다시 상온으로 공냉하는 노멀라이징 열처리를 수행하였다. 이때, 열처리 횟수는 각 발명강 및 비교강에 대해 1~4회 실시하였다. 이후, 공냉된 열연강판을 615℃로 가열 및 240분간 유지하여 PWHT(용접후열처리) 열처리를 실시한 후 상온으로 공냉하여 최종 강재를 제조하였으며, 상세 조건을 표 2에 나타내었다.

	C	Si	Mn	P	S	Al	Nb	Ni	Mo	V	N	Tnr
발명강1	0.145	0.20	1.40	0.008	0.002	0.0	0.017	0.35	0.10	-	0.0035	918
발명강2	0.145	0.20	1.40	0.008	0.002	0.03	0.009	0.35	0.10	-	0.0035	898
발명강3	0.145	0.20	1.40	0.008	0.002	0.03	-	0.35	0.10	0.009	0.0035	892
발명강4	0.145	0.20	1.40	0.008	0.002	0.03	-	0.35	0.10	0.017	0.0035	889
비교강5	0.145	0.20	1.40	0.008	0.002	0.03	-	0.35	0.10	-	0.0035	906
비교강6	0.145	0.20	1.40	0.008	0.002	0.03	0.050	0.35	0.10	-	0.0035	1035
비교강7	0.145	0.20	1.40	0.002	0.002	0.03	-	0.35	0.10	0.1	0.0035	899

	구분	가열온도 (℃)	압연종료온도(℃)	열처리온도(℃)	열처리 시간 (min)	열처리 횟수	PWHT 온도(℃)	PWHT 시간(min)	비고
발명강1	1-1	1120	872	892	160	1	615	240	비교예1
	1-2	1117	870	888	160	3	614	240	발명예1
	1-3	1121	869	891	160	4	615	240	비교예2
발명강2	2-1	1120	871	890	160	1	614	240	비교예3
	2-2	1121	869	891	160	3	616	240	발명예2
	2-3	1121	870	891	160	4	615	240	비교예4
발명강3	3-1	1122	873	889	160	1	614	240	비교예5
	3-2	1121	872	888	160	3	615	240	발명예3
	3-3	1120	872	889	160	4	614	240	비교예6
발명강4	4-1	1119	868	890	160	1	614	240	비교예7
	4-2	1117	869	891	160	3	616	240	발명예4
	4-3	1120	870	891	160	4	615	240	비교예8
비교강5	5-1	1124	871	889	160	1	616	240	비교예9
	5-2	1122	869	890	160	3	616	240	비교예10
	5-3	1123	872	892	160	4	614	240	비교예11
비교강6	6-1	1120	871	888	160	1	614	240	비교예12
	6-2	1119	873	891	160	3	615	240	비교예13
	6-3	1118	877	890	160	4	616	240	비교예14
비교강7	7-1	1123	869	893	160	1	614	240	비교예15
	7-2	1123	869	888	160	3	615	240	비교예16
	7-3	1118	871	890	160	4	615	240	비교예17

이후, 상기 제조된 각각의 각 강재의 두께 방향 1/4t 지점에서의 미세조직을 관찰하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 구체적으로, 강재 미세조직은 광학현미경으로 관찰한 다음, 분석 프로그램으로 이용하여 페라이트의 직경을 측정하였다. 또한 기지 내 탄화물은 투과전자현미경(TEM)을 이용하여 관찰 후 NbC, VC의 직경을 측정한 후 평균을 구하였다.

또한 상기 제조된 각각의 각 강재의 기계적 물성을 평가하여, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 구체적으로, 각 강재의 두께 방향 1/4t 지점에서 기계적 물성을 평가하였으며, 이때 인장시편은 JIS 1호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 각 두께 방향 지점에서 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 그리고 충격시편은 JIS 4호 규격 시험편을 압연방향에서 수직한 방향으로 두께 방향 1/4t 지점에서 채취하여 -60℃에서의 평균 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

	구분	페라이트 직경(㎛)	NbC 또는 VC 탄화물 직경(nm)	YP(MPa)	TS(MPa)	-60℃ 충격인성(J)	비고
발명강1	1-1	16	20	353	511	142	비교예1
	1-2	13	24	367	522	188	발명예1
	1-3	12	28	380	523	172	비교예2
발명강2	2-1	18	27	351	506	136	비교예3
	2-2	15	29	364	520	156	발명예3
	2-3	13	35	388	519	158	비교예4
발명강3	3-1	17	17	351	517	120	비교예5
	3-2	14	21	373	523	169	발명예5
	3-3	11	24	384	522	156	비교예6
발명강4	4-1	18	20	344	498	126	비교예7
	4-2	15	22	355	503	151	발명예7
	4-3	14	25	341	497	155	비교예8
비교강5	5-1	24	-	305	477	94	비교예9
	5-2	22	-	302	475	88	비교예10
	5-3	21	-	315	478	96	비교예11
비교강6	6-1	14	40	354	534	144	비교예12
	6-2	13	47	364	541	136	비교예13
	6-3	10	56	368	543	149	비교예14
비교강7	7-1	16	42	381	528	148	비교예15
	7-2	14	48	395	550	144	비교예16
	7-3	14	55	394	559	132	비교예17

상기 표 1-3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서는 제안하는 합금조성, 성분관계 및 제조조건을 만족하는 발명예 1-4는 페라이트의 결정립 크기 및 탄화물의 크기가 미세하여 강재의 항복강도와 인장강도가 우수할 뿐만 아니라 강재의 충격인성도 우수함을 알 수 있다.

이에 반하여, 강재 합금조성은 본 발명범위내이나, 1회 노멀라이징 열처리를 행한 비교예 1, 비교예 3, 비교예 5 및 비교예 7은 페라이트 결정입 크기가 커서 강재의 항복강도와 인장강도가 다소 떨어질 뿐만 아니라 충격인성이 좋지 않음을 알 수 있다.

또한 강재 합금조성은 본 발명범위내이나 노멀라이징 열처리를 4회 실시한 비교예 2, 비교예 4, 비교예 6 및 비교예 8은 노멀라이징 열처리 회수 증가에 따라 페라이트의 결정립 크기가 감소하고, 반면 석출물의 평균 크기는 증가하는 양상인 것을 확인할 수 있다. 즉, 노멀라이징 열처리 횟수 증가에 따라 항복강도는 지속적으로 향상되는 것을 확인할 수 있는 반면, 횟수가 4회가 되면 석출물의 조대화로 인해 인장강도와 충격인성은 거의 동등하거나 3회 열처리 대비 다소 저하되는 것을 확인할 수 있다.

또한 비교예 9-11은 Nb, V이 미첨가된 경우로서, 노멀라이징 열처리 횟수와 관계없이 낮은 강도와 충격인성을 나타내었다.

그리고 Nb 및 V이 과도하게 첨가된 비교예 12-17은 노멀라이징 열처리 횟수 증가에 따라 항복강도 및 인장강도는 향상되었으나, NbC 내지 VC 석출물이 조대화되어 반복 열처리에도 충격인성의 개선이 뚜렷하지 않음을 알 수 있다.

한편 도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 강재의 1/4t 지점에서의 미세조직 사진으로서, (a)는 노멀라이징을 1회 실시한 비교예 1을, 그리고 (b)는 노멀라이징을 3회 실시한 발명예 1을 나타낸다.

이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.12~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~1.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 티타늄(Ti): 0.005% 이하(0% 포함), 질소(N): 0.002~0.01%, 그리고 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0% 제외)와 바나듐(V): 0.05% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
페라이트 및 펄라이트의 혼합 미세조직을 가지며,
상기 페라이트의 결정립 크기가 15㎛ 이하이며, 그리고
상기 페라이트 조직 내 크기가 40nm 이하인 NbC 또는 VC 탄화물이 존재하는 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
제 1항에 있어서, 상기 강재는 항복강도가 260MPa이상, 인장강도가 485MPa이상이며, -60℃에서 측정한 충격인성이 150J 이상인 것을 특징으로 하는 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
중량%로, 탄소(C): 0.12~0.18%, 실리콘(Si): 0.1~0.5%, 망간(Mn): 1.0~1.5%, 인(P): 0.01% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.5%, 구리(Cu): 0.25% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.01~0.15%, 티타늄(Ti): 0.005% 이하(0% 포함), 질소(N): 0.002~0.01%, 그리고 니오븀(Nb): 0.02% 이하(0% 제외)와 바나듐(V): 0.05% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1100~1200℃의 온도범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 1050℃ 이상의 온도에서 최종 패스 압하율 10% 이상의 조건에서 조압연하는 단계;
상기 조압연 후 Ar3~ Tnr 범위의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 제조된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계; 및
상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 (1.3t~30)분(여기서, t는 강의 두께(mm)를 의미함) 이상 열처리한 후, 상온까지 공냉하는 공정을 2~3회 반복하는 단계;를 포함하는 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
제 3항에 있어서, 상기 열처리 공정을 반복한 후, 550~650℃의 온도 범위에서 강재 두께 inch당 1시간 이상 PWHT(용접후열처리) 열처리를 실시하는 것을 특징으로 하는 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.