WO2017104969A1 - 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a high-temperature pressure vessel steel sheet of 350 ⁇ 600 °C, such as boilers, pressure vessels of power plants, and more specifically, steel plate and excellent strength and toughness in the post-weld heat treatment (PWHT) It is about a method.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication No. 2012-0073448
  • One preferred aspect of the present invention is to provide a high-strength steel sheet excellent in resistance and toughness after PWHT resistance and toughness that does not degrade the strength and toughness even after a long post-weld heat treatment (PWHT). .
  • One preferred aspect of the present invention is by weight% C: 0.05 ⁇ 0.17%, Si: 0.50 ⁇ 1.00%, Mn: 0.3 ⁇ 0.8%, Cr: 1.0 ⁇ 1.5%, Mo: 0.3 ⁇ 1.0%, Ni: 0.003 ⁇ 0.30 %, Cu: 0.003-0.30%, Sol.Al: 0.005-0.06%, P: 0.015% or less, S: 0.020% or less, Nb: 0.002-0.025%, V: 0.002-0.03%, and Co: 0.002 PWHT resistance further comprises at least two elements selected from ⁇ 0.15%, the rest includes Fe and unavoidable impurities, and the central microstructure of the steel sheet consists of a mixed structure of at least 20 area% of tempered martensite and residual bainite.
  • the excellent pressure vessel steel sheet is by weight% C: 0.05 ⁇ 0.17%, Si: 0.50 ⁇ 1.00%, Mn: 0.3 ⁇ 0.8%, Cr: 1.0 ⁇ 1.5%, Mo: 0.3 ⁇ 1.
  • each alloy element is The value expressed in weight percent] may be maintained at a tensile strength of 550 MPa or more even if PWHT is performed for a maximum of 50 hours.
  • the steel sheet may have a Charpy impact energy value at -30 ° C. of 100 J or more, more preferably 200 J or more, even when PWHT is performed for a maximum of 50 hours in a 600 ⁇ (Ac 1-20) ° C. range.
  • Another preferred aspect of the present invention reheats the steel slab satisfying the composition range in the temperature range of 1000 ⁇ 1250 °C and hot rolling step;
  • the present invention relates to a pressure vessel steel sheet having excellent PWHT resistance.
  • the tempering heat treatment step may further include a step of PWHT up to 50 hours in 600 ⁇ (Ac1-20) °C section.
  • the microstructure of the steel may be made of a mixed structure of more than 20 area% of the tempered martensite and the remaining bainite, more preferably 20 to 80% or more of the mixed area of the tempered martensite and the remaining bainite Can be organized.
  • the present invention relates to a high-temperature pressure vessel steel plate and a method for manufacturing the same, which are used as structural steel in the power generation and plant industries, and to a PWHT (Post Weld Heat Treatment) heat treatment performed to minimize residual stress caused by welding during manufacturing. It relates to a high-temperature pressure vessel steel plate and a method of manufacturing the same, which greatly improves the resistance to deterioration of strength and toughness even after a long time.
  • PWHT Post Weld Heat Treatment
  • the high-temperature pressure vessel steel plate of the present invention is 350 ⁇ 600, such as boilers, pressure vessels of power plants having excellent PWHT resistance that does not cause a decrease in strength and toughness even after long-term welding after heat treatment (PWHT, Post Weld Heat Treatment, PWHT). It may be more preferably applied to a high temperature pressure vessel steel sheet or the like of about °C.
  • composition range of the present invention will be described in detail (hereinafter,% by weight).
  • the content of carbon (C) is preferably limited to 0.05 to 0.17%.
  • C is an element that improves strength, and if its content is less than 0.05%, its own strength on the matrix is lowered. If it is more than 0.17%, C has a problem of decreasing toughness due to excessive increase in strength.
  • the content of silicon (Si) is preferably limited to 0.50 to 1.00%.
  • Si is an element effective for deoxidation and solid solution strengthening and is accompanied by an increase in impact transition temperature.
  • 0.50% or more should be added.
  • weldability is lowered and impact toughness is lowered.
  • the content of manganese (Mn) is preferably limited to 0.3 ⁇ 0.8%. Since Mn forms MnS, which is a nonmetallic inclusion drawn together with S, lowers the normal temperature elongation and low temperature toughness, Mn is preferably managed at 0.8% or less. However, when Mn is added in an amount of less than 0.3% due to the characteristics of the present invention, it is difficult to secure appropriate strength, so the content is limited to 0.3 to 0.8%.
  • the content of aluminum (Al) is preferably limited to 0.005 to 0.06%.
  • Al is one of the strong deoxidizers in the steelmaking process together with Si, and the deoxidation effect is insignificant at less than 0.005%, and when added in excess of 0.06%, the deoxidation effect is saturated and manufacturing costs are increased.
  • Cr chromium
  • the content of chromium (Cr) is preferably limited to 1.0 to 1.5%. Since Cr is an element that increases the high temperature strength, in order to increase the strength in the present invention, it should be added more than 1.0%, but since it is an expensive element, if it is added more than 1.5%, it will increase the manufacturing cost, so it is 1.5% or less It is desirable to manage.
  • Mo molybdenum
  • Mo is not only an element effective for increasing the high temperature strength, but also an element for preventing the occurrence of cracking due to sulfides. In order to achieve the above effect, 0.3% or more should be added, but Mo is also an expensive element, which leads to an increase in manufacturing cost.
  • the content of copper (Cu) is preferably limited to 0.003 to 0.30%.
  • Cu is an element effective for increasing strength. Therefore, the effect of increasing the strength can be achieved only by adding 0.003% or more, but it is preferable to add at 0.30% or less due to the high price.
  • Ni nickel
  • Ni is the most effective element for improving low temperature toughness, and the above content can be obtained when its content is added to 0.003% or more, but it is preferable to add it to 0.30% or less since it causes an increase in manufacturing cost with expensive elements.
  • P is an element that increases the susceptibility of embrittlement while lowering the toughness at low temperature.
  • the content of P should be controlled low, but it is difficult to control the content of P, which is difficult, and the production cost is increased by additional processes.
  • S is an element that reduces low-temperature toughness, such as P, and forms a MnS inclusion in the steel, which impairs the toughness of the steel. Therefore, S is to be managed at a low content.
  • the present invention further includes two or more elements selected from Nb: 0.002-0.025%, V: 0.002-0.03%, and Co: 0.002-0.15%.
  • Nb niobium
  • the content of niobium (Nb) is preferably added 0.002 to 0.025%.
  • Nb is an element that is effective to prevent the softening of the matrix structure by forming fine carbides or nitrides, but is expensive, so it is preferably added within the range of 0.002 to 0.025%.
  • V vanadium
  • Nb nitrides
  • Co Co is an element having an effect of preventing softening of matrix structure and delaying recovery of dislocations, and preferably added within 0.002 to 0.15%.
  • the rest consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the central microstructure of the steel sheet consists of a mixed structure of tempered martensite + bainite, and in the structure, The area fraction should contain at least 20% (remaining tempered bainite).
  • the reason for controlling the tissue in the above-described form is to have excellent PWHT resistance and adequate strength and toughness as the object of the present invention.
  • the present invention reheats the steel slab satisfying the composition range to a temperature range of 1000 ⁇ 1250 °C. If the reheating temperature is lower than 1000 °C solute solid solution is difficult, if it exceeds 1250 °C austenite grain size becomes too coarse to damage the properties of the steel sheet.
  • the reduction ratio per pass is not particularly limited, and may be preferably 5 to 30%.
  • the heat treatment is carried out in the temperature range of 850 ⁇ 950 °C for ⁇ 1.3 ⁇ t + (10 ⁇ 30) ⁇ (min) (where t means the thickness of the steel (mm)).
  • the temperature of the heat treatment is less than 850 ° C it is difficult to re-use the solute solute elements difficult to secure the strength, while when the heat treatment temperature exceeds 950 ° C grains grow to damage the low-temperature toughness.
  • the reason for limiting the heat treatment holding time as described above is that if the thickness is less than (1.3 ⁇ t + 10) minutes (t means the thickness of the steel (mm)), the homogenization of the tissue is difficult, and (1.3 ⁇ t + 30) minutes ( This is because when t exceeds the thickness (mm) of the steel, the productivity is impaired.
  • the steel sheet maintained at the temperature and time conditions is cooled to 2.5 ⁇ 30 °C / sec based on the central cooling rate. If the cooling rate is 2.5 °C / sec or less coarse ferrite grains may be generated during the cooling, if it exceeds 30 °C / sec is disadvantageous in terms of economics due to excessive cooling equipment.
  • the temperature of the tempering heat treatment is less than 600 ° C it is difficult to ensure the strength of the precipitation of fine precipitates, while when the heat treatment temperature exceeds Ac1 ° C the growth of the precipitate occurs to damage the strength and low temperature toughness.
  • the reason for limiting the heat treatment holding time as described above is that if the thickness is less than 1.6 x t + 10 minutes (t means the thickness of the steel (mm)), the homogenization of the tissue is difficult, and 1.6 ⁇ t + 30 minutes (t is the This is because if the thickness (mm) is exceeded, productivity is impaired.
  • PWHT treatment may be performed to remove residual stress added by the welding process.
  • the steel sheet produced by the present invention is a strength even if carried out for a long time ( ⁇ 50 hours) at 600 ⁇ (Ac1- 20) °C of the normal PWHT temperature conditions And it has the advantage that welding construction is possible without a large drop in toughness.
  • the steel sheet of a preferred example of the present invention has a tensile strength of 550 MPa or more even after 50 hours of PWHT, and the Charpy impact energy value at ⁇ 30 ° C. satisfies 100 J or more, thereby having excellent strength and toughness.
  • Table 1 shows the chemical components of the inventive steel and the comparative steel, respectively.
  • the steel slab having the composition shown in Table 1 was heated at 1140 ° C. for 300 minutes, hot rolled at 15% reduction rate, and finished hot rolling at 950 ° C. to prepare hot rolled steel sheets having the thickness of Table 2 below.
  • the hot rolled hot rolled steel sheet was maintained at a time of ⁇ 1.3 ⁇ t + (10 to 30) ⁇ minutes (where t denotes the thickness of the steel (mm)) at 930 ° C. for the first heat treatment, and then The heat-treated steel sheet was cooled at a cooling rate of 3 to 20 ° C./sec and subjected to tampering and PWHT treatment under the conditions shown in Table 2 below.
  • the low temperature toughness is evaluated by the Charpy impact energy value obtained by performing a Charpy impact test on a specimen having a V notch at -30 ° C.
  • the inventive steel that satisfies the composition and manufacturing conditions of the present invention has a comparatively low strength and toughness, even if the PWHT time reaches 50 hours.
  • the composition of the invention it can be seen that even under the same PWHT conditions, strength and toughness significantly deteriorated compared to the invention steel.
  • the strength of the comparative steel is lowered by about 100 MPa and the low temperature toughness is lowered by about 250 J or more, while the inventive steel has no decrease in low temperature toughness even after 50 hours of PWHT.

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Abstract

본 발명은 장시간의 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행해도 강도 및 인성의 저하가 발생하지 않는 PWHT 저항성이 우수한 발전소의 보일러, 압력용기 등 350~600℃ 정도의 중고온 압력용기강판에 관한 것으로서, 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.50~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al:0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 중심부 미세조직이 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기 강판 및 그 제조방법
본 발명은 발전소의 보일러, 압력용기 등 350~600℃ 정도의 중고온 압력용기강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)에도 강도와 인성이 우수한 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.
종래 제조법으로는 대한민국 공개특허 2012-0073448에서와 같이 중량%로 C:0.13~0.15%, Si:0.20~0.65%, Mn:0.4~0.6%, Cr:1.3~2.3%, Mo:0.6~1.1%, Ni:0.1~0.2%, Cu:0.1~0.2%, Sol.Al: 0.2~0.6%, P:0.008%이하, S:0.020%으로 구성된 후물 강판재를 활용하여 템퍼링 열처리 패턴을 적용, 즉 고온열처리 후 저온 열처리를 실시하여 고온 템퍼링시 전위밀도 감소에 따른 강도 감소를 저온 템퍼링에 의해 발생하는 석출강화 효과를 활용하는 방법을 사용하였으나 이러한 방법 역시 장시간 PWHT에 따른 저항성이 크게 열화되는 단점이 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허 제2012-0073448호
본 발명의 바람직한 일 측면은 장시간의 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 강도와 인성이 저하되지 않는 용접 후 열처리(PWHT) 저항성 및 인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면은 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.50~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al: 0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 중심부 미세조직이 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판에 관한 것이다.
상기 강판은 600~(Ac1-20)℃[단, Ac1(℃) = 723 + 29.1*Si- 10.7*Mn- 16.9*Ni + 16.9*Cr + 6.38*W + 290*As, 각 합금원소는 그 함량을 중량%로 나타낸 값] 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 인장강도 550MPa 이상으로 유지할 수 있다.
상기 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 -30℃에서의 샤르피 충격에너지값이 100J 이상일 수 있고, 더 바람직하게는 200J 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열하고 열간압연 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 1.3×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 1차 열처리 단계; 및
상기 열처리된 강판을 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 1.6×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법에 관한 것이다.
상기 템퍼링 열처리 단계 이후에, 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 PWHT하는 공정을 추가로 포함할 수 있다.
상기 템퍼링 열처리 단계 후, 강의 미세조직은 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있고, 더 바람직하게는 20~80 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있다.
본 발명에 의하면, 장시간 PWHT 후에도 강도 및 인성이 열화되지 않는 압력용기용 강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 발전 및 플랜트산업에서 구조용강으로 사용되고 있는 중고온용 압력용기강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 제작 시 용접에 의해 발생하는 잔류응력을 최소화 시키기 위해 실시하는 PWHT(Post Weld Heat Treatment) 열처리를 장시간 수행한 후에도 강도와 인성의 열화에 대한 저항성을 크게 향상시킨 중고온용 압력용기강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 중고온용 압력용기강판은 장시간의 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행해도 강도 및 인성의 저하가 발생하지 않는 PWHT 저항성이 우수한 발전소의 보일러, 압력용기 등 350~600℃ 정도의 중고온 압력용기 강판 등에 보다 바람직하게는 적용될 수 있다.
먼저, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%)
탄소(C)의 함량은 0.05~0.17%로 한정하는 것이 바람직하다. C는 강도를 향상시키는 원소로서, 그 함량이 0.05% 미만에서는 기지 상의 자체적인 강도가 저하되고, 0.17%를 초과하는 경우에는 과도한 강도의 증대에 따른 인성을 저하시키는 문제점이 있다.
실리콘(Si)의 함량은 0.50~1.00%로 한정하는 것이 바람직하다. Si는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도 상승을 동반하는 원소이다. 목표강도를 달성하기 위해서는 0.50% 이상 첨가되어야 하나, 1.00%를 초과하여 첨가되는 경우에는 용접성이 저하되고 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.
망간(Mn)의 함량은 0.3~0.8%로 한정하는 것이 바람직하다. Mn은 S와 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 0.8% 이하로 관리하는 것이 바람직하다. 그러나 본 발명의 특성상 Mn이 0.3% 미만으로 첨가되는 경우에는 적절한 강도를 확보하기 어려우므로 그 함량은 0.3~0.8%로 한정한다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.005~0.06%로 한정하는 것이 바람직하다. Al은 상기 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제의 하나이며, 0.005% 미만에서는 상기 탈산효과가 미미하고, 0.06%를 초과하여 첨가되는 경우에는 상기 탈산효과는 포화되고 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
크롬(Cr)의 함량은 1.0~1.5%로 한정하는 것이 바람직하다. Cr은 고온강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명에서 강도 증가 효과를 위해서는 1.0% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로, 1.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조비용의 상승을 초래하므로 1.5% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.3~1.0%로 한정하는 것이 바람직하다. Mo은 Cr과 마찬가지로, 고온강도 증대에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 원소이다. 상기 효과를 위해서는 0.3%이상 첨가되어야 하나, Mo 역시 고가의 원소로 제조비용의 상승을 초래하므로, 1.0% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
구리(Cu)의 함량은 0.003~0.30%로 한정하는 것이 바람직하다. Cu는 강도의 증대에 효과적인 원소이다. 따라서, 0.003% 이상 첨가되어야 강도 증대의 효과를 도모할 수 있으나, 고가인 관계로 0.30% 이하로 첨가함이 바람직하다.
니켈(Ni)의 함량은 0.003~0.30%로 한정하는 것이 바람직하다. Ni은 저온 인성의 향상에 가장 효과적인 원소로서, 그 함량이 0.003% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 고가의 원소로 제조비용 상승을 초래하므로 0.30% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
P는 저온인성을 저하시키면서 소려취화 감수성을 증대 시키는 원소로써 그 함량을 낮게 제어해야 하나 P함량을 낮추기 위한 공정이 까다로우며 추가공정으로 인한 생산비용 증가되므로 0.015% 이하로 관리한다.
S는 P와 같이 저온인성을 감소시키는 원소이며 강중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 해치므로 함량을 낮게 관리해야 하나 제거공정이 까다로워 과다한 추가 생산비용이 소요되므로 0.020% 이하로 관리한다.
본 발명은 상기 조성에, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함한다.
니오븀(Nb)의 함량은 0.002~0.025%를 첨가하는 것이 바람직하다. Nb는 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이긴 하지만 고가이므로 0.002~0.025%의 범위 내에서 첨가함이 바람직하다.
바나듐(V)의 함량은 0.002~0.03%를 첨가하는 것이 바람직하다. V역시 Nb와 마찬가지로 미세한 탄화물 및 질화물을 쉽게 형성할 수 있는 원소이긴 고가이므로 0.002~0.03%의 범위 내에서 첨가함이 보다 바람직하다.
코발트(Co)는 기지조직의 연화를 방지하고 전위의 회복을 지연시키는 효과를 지닌 원소로 0.002~0.15%의 범위 내에서 첨가하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
상기와 같은 조성을 갖는 강을 후술하는 과정에 의해 적정한 제어압연 및 열처리를 하면 그 강판의 중심부 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 + 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며, 상기 조직내에는 템퍼드 마르텐사이트 조직의 면적분율이 최소한 20% 이상(나머지 템퍼드 베이나이트)을 함유하여야 한다. 그리고 열처리 완료된 강의 내부조직 즉, 결정립 내부에는 80nm이하의 미세한 MX[(M=Al, Nb, V, Cr, Mo), (X=N, C]] 형 탄화물을 형성하는 것을 특징으로 한다. 상기 조직을 상술한 형태로 제어하는 이유는 본 발명에서 대상으로 하는 PWHT 저항성이 우수하고 적절한 강도와 인성을 가지도록 하기 위함이다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1000℃보다 낮을 경우 용질원자의 고용이 어렵고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강판의 성질을 해치기 때문이다.
이후, 상기와 같이 가열된 강 슬라브를 열간압연하고, 냉각된 열연강판을 열처리한다.
상기 열간압연 시, 패스당 압하율은 특별히 한정되는 것은 아니며, 바람직하게는 5 ~ 30%일 수 있다.
상기 열처리는 850~950℃의 온도범위에서 {1.3×t + (10~30)}(분)[단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미]의 시간 동안 유지하여 실시한다.
상기 열처리의 온도가 850℃미만에서는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 950℃를 초과하게 되면 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해치게 된다.
상기 열처리 유지시간을 상기와 같이 한정하는 이유는 (1.3×t + 10)분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, (1.3×t + 30)분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다
상기 온도 및 시간 조건으로 유지된 강판을 중심부 냉각속도 기준으로 2.5~30℃/sec로 냉각한다. 상기 냉각속도가 2.5℃/sec이하인 경우에는 냉각 중 조대한 페라이트 결정립이 발생될 수 있고 30℃/sec를 초과하는 경우에는 과도한 냉각설비로 경제성 측면에서 불리하게 된다.
상기 열처리 및 냉각된 강판(맞는지 확인 부탁 드립니다)을 600~Ac1℃의 온도범위에서 {1.6×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 거치게 된다.
상기 템퍼링 열처리의 온도가 600℃ 미만에서는 미세한 석출물의 석출이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 Ac1℃를 초과하게 되면 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 해치게 된다.
상기 열처리 유지시간을 상기와 같이 한정하는 이유는 1.6×t + 10분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, 1.6×t + 30분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다.
상기 열처리된 강판을 2.5~30℃/sec의 냉각속도로 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 {1.6×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 템퍼링 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강판을 이용하여 압력용기를 제작할 시, 용접공정에 의해 부가되는 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리를 행할 수 있다.
일반적으로 장시간 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 상기 본 발명에 의해 제조된 강판은 통상적인 PWHT 온도 조건인 600 ~ (Ac1- 20)℃ 에서 장시간(~50시간)실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점을 가지고 있다.
본 발명의 바람직한 일례의 강판은 50시간의 PWHT 후에도 550MPa 이상의 인장강도를 갖고, -30℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 100J 이상을 만족하여 우수한 강도와 인성을 갖는다.
이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 다만, 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
하기 표 1은 발명강과 비교강의 화학성분을 각각 나타낸 것이다.
하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1140℃에서 300분 가열한 뒤, 15% 압하율로 열간압연하고, 950℃에서 열간 압연을 종료하여 하기 표 2의 두께를 갖는 열간압연 강판들을 제조하였다.
상기 열간압연된 열연강판을 930℃에서 {1.3×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하여 1차 열처리한 다음, 상기 1차 열처리된 강판을 3~20℃/sec의 냉각 속도로 냉각하고 하기 표 2의 조건으로 탬퍼링 및 PWHT처리를 수행하였다.
상기와 같이, PWHT처리된 강판들의 미세조직, 항복 강도, 인장강도 및 저온 인성을 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 저온 인성은 -30℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값으로 평가한 것이다.
　 C Mn Si P S Sol.Al Ni Cr Mo Cu Nb V
발명강 A 0.14 0.59 0.59 0.005 0.0011 0.028 0.13 1.35 0.60 0.10 0.0018 -
발명강 B 0.13 0.55 0.62 0.006 0.0013 0.031 0.17 1.29 0.63 0.13 - 0.008
발명강 C 0.13 0.60 0.65 0.008 0.0015 0.030 0.14 1.30 0.65 0.12 0.020 0.010
비교강 D 0.14 0.56 0.58 0.008 0.0012 0.033 0.15 1.32 0.60 0.13 - -
구 분 강판두께(mm) 열처리 조건
1차 열처리 온도(℃) 1차 열처리 시간(분) 템퍼링 온도(℃) 템퍼링 시간(분) PWHT온도(℃) PWHT 시간(시간)
발명강 A 50 930 85 730 100 710 15
100 930 150 730 180 710 30
150 930 215 730 260 710 50
발명강 B 50 930 85 730 100 710 15
100 930 150 730 180 710 30
150 930 215 730 260 710 50
발명강 C 50 930 85 730 100 710 15
100 930 150 730 180 710 30
150 930 215 730 260 710 50
비교강 D 50 930 85 730 100 710 15
100 930 150 730 180 710 30
150 930 215 730 260 710 50
구 분 　 강판두께(mm) 물성
템퍼드 마르텐사이트면적분율(%) YS(MPa) TS (MPa) EL (%) CVN @ -30℃ (J)
발명강 A 50 41 498 652 30 312
100 36 482 642 31 323
150 27 480 636 32 329
발명강 B 50 38 487 645 32 319
100 32 494 639 34 306
150 26 507 627 33 318
발명강 C 50 45 596 634 32 318
100 37 582 628 33 326
150 28 553 619 35 318
비교강 D 50 18 401 521 30 125
100 15 395 513 32 45
150 12 394 509 33 38
상기 표 1, 2 및 3의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 만족하는 발명강은 PWHT 시간이 50시간에 이르게 되어도, 강도와 인성이 저하되지 않는 것에 비해, 비교강은 본 발명의 조성을 벗어나는 것으로서, 동일한 PWHT 조건에서도 발명강에 비해 강도와 인성이 현저히 열화되는 것을 확인할 수 있다.
특히, 발명강은 50시간의 PWHT후에도 저온인성 값의 저하가 없음에 비해, 비교강은 강도는 약 100MPa 정도 저하되고, 저온인성 값은 약 250J 이상의 저하가 발생한 것을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.50~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al: 0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강판의 중심부 미세조직이 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 인장강도 550MPa 이상으로 유지되는 것인 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 -30℃에서의 샤르피 충격에너지값이 100J 이상인 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판.
  4. 중량%로 C:0.05~0.17%, Si:0.50~1.00%, Mn:0.3~0.8%, Cr:1.0~1.5%, Mo:0.3~1.0%, Ni:0.003~0.30%, Cu:0.003~0.30%, Sol.Al: 0.005~0.06%, P:0.015%이하, S:0.020%이하를 포함하고, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002 ~ 0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상의 원소를 추가로 포함하며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열하고 열간압연 하는 단계;
    상기 열간압연된 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 {1.3×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간동안 유지하는 1차 열처리 단계; 및
    상기 열처리된 강판을 냉각하고 600℃ ~ Ac1의 온도범위에서 {1.6×t + (10~30)}분(단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리 단계를 포함하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계 이후에, 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 PWHT하는 공정을 추가로 포함하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계 후 강판의 미세조직은 20 면적% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 것을 특징으로 하는 PWHT 저항성이 우수한 저온용 압력용기 강판의 제조방법.
  7. 제 4항에 있어서,
    상기 열간압연 단계에서 패스당 압하율은 5 ~ 30%인 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
  8. 제 4항에 있어서,
    상기 냉각단계에서 냉각속도는 2.5~30℃/sec인 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
  9. 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계 후의 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 인장강도 550MPa 이상으로 유지하는 것을 특징으로 하는 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
  10. 제 4항에 있어서, 상기 템퍼링 열처리 단계후의 강판은 600~(Ac1-20)℃ 구간에서 최대 50시간 동안 PWHT를 실시하여도 -30℃에서의 샤르피 충격에너지값이 100J 이상인 PWHT저항성이 우수한 압력용기강판의 제조방법.
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