WO2018117495A1 - Pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a pressure vessel steel plate excellent in PWHT resistance and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a pressure vessel steel plate excellent in PWHT resistance that can be preferably applied to a material such as HRSG (Heat Recovery Steam Generator) and the like. It relates to a manufacturing method.
  • HRSG Heat Recovery Steam Generator
  • One of several objects of the present invention is to provide a pressure vessel steel plate excellent in PWHT resistance and a method of manufacturing the same.
  • C 0.10 to 0.20%, Si: 0.15 to 0.40%, Mn: 1.15 to 1.50%, Mo: 0.45 to 0.60%, Cu: 0.03 to 0.30%, P: 0.025% Or less, S: 0.025% or less, sol.Al: 0.005 to 0.06%, Cr: 0.03 to 0.30%, Nb: 0.002 to 0.025%, and Zr: 0.002 to 0.025%
  • PWHT Post Weld Heat Treatment
  • C 0.10 to 0.20%, Si: 0.15 to 0.40%, Mn: 1.15 to 1.50%, Mo: 0.45 to 0.60%, Cu: 0.03 to 0.30%, P: 0.025% Or less, S: 0.025% or less, sol.Al: 0.005 to 0.06%, Cr: 0.03 to 0.30%, Nb: 0.002 to 0.025%, and Zr: 0.002 to 0.025%
  • reheating the slab containing the balance Fe and unavoidable impurities in a temperature range of 1000 to 1250 ° C. hot rolling the reheated slab under a condition of a reduction ratio of 2.5 to 30% per pass to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the steel plate for pressure vessel of the present invention has an advantage of excellent PWHT resistance.
  • C is an element that improves strength, and if its content is less than 0.10%, its own strength on the matrix is lowered. If it is more than 0.20%, C has a problem of deterioration of toughness due to excessive strength increase and deterioration of weldability.
  • Si is an element effective for deoxidation and solid solution strengthening and is accompanied by an increase in impact transition temperature.
  • 0.15% or more must be added, but when it exceeds 0.40%, the weldability is lowered and the impact toughness is deteriorated.
  • Mn is an alloying element that has an important effect on the strength and low temperature toughness of steel. If the Mn content is too low, the strength and toughness may deteriorate. Preferably, 1.15% or more is added, more preferably 1.21% or more, and even more preferably 1.30% or more. However, when the content is too high, the weldability is lowered, there is a fear of the steel manufacturing cost rise, the upper limit is preferably limited to 1.50%.
  • Mo is an element effective in improving the hardenability of steel, preventing sulfide cracks, and improving the strength of steel by fine carbide precipitation after hardening and annealing. In order to obtain such an effect in the present invention, it is preferable to add 0.45% or more. However, if the content is too high, there is a risk of rising steel manufacturing costs, the upper limit is preferably limited to 0.60%.
  • Cu is an effective element for increasing the strength, and the addition of 0.03% or more can obtain the strength increasing effect, but the upper limit is preferably limited to 0.3% because it is expensive.
  • P is an unavoidably added impurity in steel, and is an element that increases the tender embrittlement susceptibility while lowering the low temperature toughness. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible, and in the present invention, the P content is managed to 0.025% or less.
  • S is also an inevitable impurity contained in steel, and is an element that degrades low-temperature toughness and forms MnS inclusions to impair the toughness of steel. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible, and in the present invention, the S content is managed to 0.025% or less.
  • sol.Al is one of the strong deoxidizers in the steelmaking process in addition to Si. If the content is less than 0.005%, the deoxidation effect is insignificant. If it is added more than 0.06%, the deoxidation effect is saturated and the manufacturing cost increases. have.
  • Cr is an element that increases the high temperature strength. In order to obtain such an effect in the present invention, it should be added at least 0.03%, but it is preferable to limit the upper limit to 0.30% because it is an expensive element.
  • Nb is an element that is effective in forming fine carbides or nitrides to prevent softening of matrix tissue. In order to obtain such an effect in the present invention, it should be added at least 0.002%, but it is preferable to limit the upper limit to 0.025% because it is an expensive element.
  • Zr like Nb, is an effective element that forms fine carbides or nitrides to prevent softening of matrix structures. In order to obtain such an effect in the present invention, it should be added at least 0.002%, but it is preferable to limit the upper limit to 0.025% because it is an expensive element.
  • the rest is Fe.
  • unavoidable impurities that are not intended from the raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus, this cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, not all of them are specifically mentioned in the present specification.
  • Steel plate for pressure vessel of the present invention after the heat treatment (Post Weld Heat Treatment, PWHT) for up to 60 hours in the temperature range of 600 ⁇ 660 °C is made of a mixed structure of ferrite, pearlite and tempered bainite, wherein, The area fraction of the tempered bainite may be 10% or more (excluding 100%), and preferably 12% or more (excluding 100%). In this case, it may be advantageous in terms of PWHT resistance. On the other hand, the larger the area fraction of tempered bainite is advantageous in terms of PWHT resistance, the present invention is not particularly limited to the upper limit.
  • the size means the equivalent circular diameter of the particles detected by observing the cross section of the steel sheet in the thickness direction.
  • the steel plate for pressure vessel of the present invention described above can be produced by various methods, the production method is not particularly limited. However, as a preferred example, it may be prepared by the following method.
  • the temperature of the hot rolled steel sheet (slab) is determined by the temperature at the t / 4 (t: thickness of the steel sheet) in the plate thickness direction from the surface of the hot rolled steel sheet (slab). it means.
  • standard of the measurement of a cooling rate at the time of water cooling is also the same.
  • the slab which has the above-mentioned component system is reheated in the temperature range of 1000-1250 degreeC. If the reheating temperature is less than 1000 ° C, solute atoms are difficult to solidify, whereas if the reheating temperature is above 1250 ° C, the austenite grain size may be excessively coarse, which may damage the properties of the steel sheet.
  • the reheated slab is hot rolled under the condition of a reduction ratio of 2.5 to 30% per pass to obtain a hot rolled steel sheet. If the reduction rate per pass is less than 2.5%, there may be an internal defect due to insufficient rolling reduction, whereas if it exceeds 30%, it may exceed the capacity reduction capability of the facility.
  • the hot rolled steel sheet is subjected to a normalizing heat treatment between (1.3 ⁇ t) + (10 to 30 minutes) (where t denotes the thickness of the steel (mm)) in a temperature range of 820 to 950 ° C. If the normalizing heat treatment temperature is less than 820 ° C., it is difficult to re-use the solid solution solute elements, thereby making it difficult to secure the strength. On the other hand, if the temperature exceeds 950 ° C., the growth of hard grains occurs and the low temperature toughness is damaged.
  • the reason for limiting the holding time is that if the holding time is less than (1.3 ⁇ t) + 10 minutes, the homogenization of the tissue may not be sufficient, and if (1.3 ⁇ t) + 30 minutes is exceeded. This is because it hurts productivity.
  • the cooled steel sheet is temper-treated between (1.6 x t) + (10 to 30 minutes) (where t denotes the thickness (mm) of the steel) in a temperature range of 550 to 680 ° C. If the tempering heat treatment temperature is less than 550 ° C., precipitation of fine precipitates is difficult to secure strength, whereas if the tempering heat treatment temperature exceeds 680 ° C., growth of precipitates occurs to damage strength and low temperature toughness.
  • the reason for limiting the holding time is that if the holding time is less than (1.6 ⁇ t) + 10 minutes, the homogenization of the tissue may not be sufficient, and if it exceeds (1.6 ⁇ t) + 30 minutes, productivity may be reduced. Because it hurts.
  • the pressure vessel steel plate of the present invention manufactured through the heat treatment process requires a PWHT treatment for the removal of residual stress by a welding process added during the production of the pressure vessel.
  • deterioration of strength and toughness occurs after a long time PWHT heat treatment, the steel sheet manufactured by the present invention is welded without a significant decrease in strength and toughness even after a long time heat treatment in a temperature range of 600 ⁇ 660 °C normal PWHT conditions This has the advantage of being possible.
  • the steel sheet for pressure vessel of the present invention has a tensile strength of 550MPa or more even after heat treatment (Post Weld Heat Treatment, PWHT) for up to 60 hours in a temperature range of 600 ⁇ 660 °C, Charpy impact at -10 °C
  • the energy value may be at least 100J.
  • the slab having the composition shown in Table 1 was reheated at 1140 ° C. for 300 minutes, and hot rolling was completed in the recrystallization area (1100 ° C. to 900 ° C.) under conditions of a reduction ratio of 10 to 15% per pass to obtain a hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot rolled steel sheet was subjected to normalized heat treatment at a temperature of 890 ° C. (1.3 ⁇ t) + 20 minutes, cooled in air, and then tempered at (650 ⁇ t) + 20 minutes at a temperature of 650 ° C. for pressure vessels. A steel sheet was obtained.
  • YS, TS, El, CVN @ -10 °C each means yield strength, tensile strength, elongation, low temperature impact toughness, low temperature impact toughness obtained by Charpy impact test of a specimen having a V notch at -10 °C Charpy impact energy value.
  • the inventive steels 1 to 3 satisfying both the alloy composition and the manufacturing conditions proposed by the present invention do not deteriorate in strength and toughness even when the PWHT time reaches 60 hours.
  • the strength is about 50 MPa and the low temperature toughness is lowered by about 100 J or more.

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Abstract

중량%로, C: 0.10~0.20%, Si: 0.15~0.40%, Mn: 1.15~1.50%, Mo: 0.45~0.60%, Cu: 0.03~0.30%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, sol.Al: 0.005~0.06%를 포함하고, Cr: 0.03~0.30%, Nb: 0.002~0.025% 및 Zr: 0.002~0.025%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 600~660℃의 온도 범위에서 60시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후 조직은 페라이트, 펄라이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며, 상기 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 10% 이상(100% 제외)인 압력용기용 강판과 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
본 발명은 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, HRSG(Heat Recovery Steam Generator) 등의 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 PWHT 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, 용접후열처리(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 ASTM A302 Grade B강에서와 같이 중량%로 C: 0.10~0.20%, Si: 0.15~0.40%, Mn: 1.15~1.50%, Mo: 0.45~0.60%, Cu: 0.03~0.30%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하로 구성된 후물 강판재를 활용하여 노말라이징 또는 노말라이징 + 템퍼링 열처리 패턴을 적용하여 제조하였다. 이렇게 제조된 강을 사용시 구조물 제작을 위해 필수적인 용접을 시행하게 된다. 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 발생된 응력을 제거하기 위하여, 용접후열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)를 행하게 된다. 그러나 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 인장강도 및 충격인성이 크게 저하되는 문제가 있다.
본 발명의 여러 목적 중 하나는, PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.10~0.20%, Si: 0.15~0.40%, Mn: 1.15~1.50%, Mo: 0.45~0.60%, Cu: 0.03~0.30%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, sol.Al: 0.005~0.06%를 포함하고, Cr: 0.03~0.30%, Nb: 0.002~0.025% 및 Zr: 0.002~0.025%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 600~660℃의 온도 범위에서 최대 60시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후 조직은 페라이트, 펄라이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며, 상기 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 10% 이상(100% 제외)인 압력용기용 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.10~0.20%, Si: 0.15~0.40%, Mn: 1.15~1.50%, Mo: 0.45~0.60%, Cu: 0.03~0.30%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, sol.Al: 0.005~0.06%를 포함하고, Cr: 0.03~0.30%, Nb: 0.002~0.025% 및 Zr: 0.002~0.025%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1250℃의 온도 범위에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 패스당 압하율 2.5~30%의 조건 하 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계, 상기 열연강판을 820~950℃의 온도 범위에서 (1.3×t) + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미) 간 노말라이징 열처리하는 단계, 상기 노말라이징 열처리된 강판을 2~30℃/sec의 속도로 냉각하는 단계, 및 상기 냉각된 강판을 550~680℃의 온도 범위에서 (1.6×t) + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미) 간 템퍼링 열처리하는 단계를 포함하는 압력용기용 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명의 압력용기용 강판은 PWHT 저항성이 우수한 장점이 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면인 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 압력용기용 강판의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.
C: 0.10~0.20%
C는 강도를 향상시키는 원소로써, 그 함량이 0.10% 미만일 경우 기지 상의 자체적인 강도가 저하되고, 0.20%를 초과할 경우 과도한 강도 증대에 따른 인성 저하와 함께 용접성이 저하되는 문제가 있다.
보다 바람직하게는 0.12~0.18%로 포함하는 것이 바람직하다.
Si: 0.15~0.40%
Si는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도 상승을 동반하는 원소이다. 목표 강도 달성을 위해서는 0.15% 이상 첨가되어야만 하나, 0.40%를 초과하여 첨가되는 경우에는 용접성이 저하되고, 충격인성이 열화된다.
보다 바람직하게는 0.20~0.35%로 포함하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.15~1.50%
Mn은 강의 강도 및 저온 인성에 중요한 영향을 미치는 합금원소이다. 만약, Mn 함량이 지나치게 낮을 경우 강도 및 인성이 열화될 우려가 있는 바, 1.15% 이상 첨가함이 바람직하고, 1.21% 이상 첨가함이 보다 바람직하며, 1.30% 이상 첨가함이 보다 더 바람직하다. 다만, 그 함량이 지나치게 높을 경우 용접성이 저하되고, 강 제조 원가 상승의 우려가 있는 바, 그 상한은 1.50%로 한정함이 바람직하다.
Mo: 0.45~0.60%
Mo은 강의 소입성을 향상시키고, 황화물 크랙을 방지할 뿐 아니라, 소입-소려 후 미세 탄화물 석출에 의한 강의 강도 향상에 유효한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.45% 이상 첨가함이 바람직하다. 다만, 그 함량이 지나치게 높을 경우 강 제조 원가 상승의 우려가 있는 바, 그 상한은 0.60%로 한정함이 바람직하다.
Cu: 0.03~0.30%
Cu는 강도 증대에 효과적인 원소로, 0.03% 이상 첨가하여야 강도 증대 효과를 얻을 수 있으나, 고가이므로 그 상한은 0.3%로 한정함이 바람직하다.
P: 0.025% 이하
P는 강중 불가피하게 첨가되는 불순물로써, 저온인성을 저하시키면서 소려취화 감수성을 증대시키는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 P 함량을 0.025% 이하로 관리한다.
S: 0.025% 이하
S 또한 강중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 저온인성을 저하시키며 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 해치는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 S 함량을 0.025% 이하로 관리한다.
sol.Al: 0.005~0.06%
sol.Al은 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제 중 하나로써, 그 함량이 0.005% 미만일 경우 탈산 효과가 미미하고, 0.06%를 초과하여 첨가되는 경우에는 탈산 효과는 포화되고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
Cr: 0.03~0.30%, Nb: 0.002~0.025% 및 Zr: 0.002~0.025%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상
Cr은 고온 강도를 증가시키는 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.03% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.30%로 한정함이 바람직하다.
Nb는 미세 탄화물 혹은 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.002% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.025%로 한정함이 바람직하다.
Zr은 Nb와 마찬가지로 미세 탄화물 혹은 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.002% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.025%로 한정함이 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
이하, 본 발명의 압력용기용 강판의 PWHT 열처리 후 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 압력용기용 강판은 600~660℃의 온도 범위에서 최대 60시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후 조직이 페라이트, 펄라이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며, 이때, 상기 템퍼드 베이나이트의 면적분율은 10% 이상(100% 제외)일 수 있고, 바람직하게는 12% 이상(100% 제외)일 수 있다. 이 경우, PWHT 저항성 측면에서 유리할 수 있다. 한편, 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 클수록 PWHT 저항성 측면에서 유리한 바, 본 발명에서는 그 상한에 대해 특별히 한정하지 않는다.
일 예에 따르면, 상기 혼합조직의 결정립 내부에는 10~100nm 크기의 MX[(M=Cr, Nb, Zr), [X=N, C]]형 석출물이 존재할 수 있으며, 상기 MX형 석출물을 부피분율로 0.005~0.20% 포함할 수 있다. 이 경우, PWHT 저항성 측면에서 보다 유리할 수 있다. 여기서 크기란 강판의 두께 방향 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.
이상에서 설명한 본 발명의 압력용기용 강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 이하의 제조방법에 관한 설명에 있어서, 별다른 설명이 없다면, 열연강판(슬라브)의 온도는 열연강판(슬라브)의 표면으로부터 판두께 방향으로 t/4(t: 강판의 두께) 위치에서의 온도를 의미한다. 또한, 수냉시, 냉각 속도의 측정의 기준이 되는 위치 역시 마찬가지이다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 슬라브를 1000~1250℃의 온도 범위에서 재가열한다. 재가열 온도가 1000℃ 미만인 경우 용질 원자의 고용이 어렵고, 반면 1250℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립 크기가 지나치게 조대해져 강판의 성질을 해칠 수 있다.
다음으로, 재가열된 슬라브를 패스당 압하율 2.5~30%의 조건 하 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 패스당 압하율이 2.5% 미만일 경우 압하량이 부족해 내부 결함이 발생할 우려가 있으며, 반면, 30%를 초과할 경우 설비의 압하 능력을 초과할 우려가 있다.
다음으로, 열연강판을 820~950℃의 온도 범위에서 (1.3×t) + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미) 간 노말라이징 열처리한다. 만약, 노말라이징 열처리 온도가 820℃ 미만인 경우 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면, 그 온도가 950℃를 초과하는 경우 경정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해치게 된다.
한편, 노말라이징 열처리시, 유지시간의 제약을 두는 이유는, 유지시간이 (1.3×t) + 10분 미만인 경우 조직의 균질화가 충분치 않을 수 있으며, (1.3×t) + 30분을 초과하는 경우 생산성을 해치기 때문이다.
다음으로, 노말라이징 열처리된 강판을 공기 중 냉각한다.
다음으로, 냉각된 강판을 550~680℃의 온도 범위에서 (1.6×t) + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미) 간 템퍼링 열처리한다. 만약, 템퍼링 열처리 온도가 550℃ 미만일 경우 미세 석출물의 석출이 어려워 강도 확보가 어려워지고, 반면, 680℃를 초과할 경우 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 해치게 된다.
한편, 템퍼링 열처리시, 유지시간의 제약을 두는 이유는 유지시간이 (1.6×t) + 10분 미만인 경우 조직의 균질화가 충분치 않을 수 있으며, (1.6×t) + 30분을 초과하는 경우 생산성을 해치기 때문이다.
상기 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 압력용기용 강판은 압력용기 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 조건인 600~660℃의 온도 범위에서 장시간 열처리 후에도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접 시공이 가능하다는 장점이 있다. 일 예에 따르면, 본 발명의 압력용기용 강판은 600~660℃의 온도 범위에서 최대 60시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 550MPa 이상이고, -10℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 100J 이상일 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 조성을 갖는 슬라브를 1140℃에서 300분 간 재가열하고, 패스당 압하율 10~15%의 조건 하 재결정 영역(1100~900℃)에서 열간압연을 완료하여 열연강판을 얻었다. 이후, 열연강판을 890℃의 온도에서 (1.3×t) + 20분 간 노말라이징 열처리하고, 공기 중 냉각한 후, 650℃의 온도에서 (1.6×t) + 20분 간 템퍼링 열처리하여 압력용기용 강판을 얻었다.
이후, 압력용기용 하기 표 2의 조건으로 PWTH 열처리를 실시한 후 미세조직을 분석하고, 항복강도, 인장강도, 연신율, 저온 충격인성을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 참고로, 표 2에서 모든 예에 있어서 템퍼드 베이나이트 이외 잔부 조직은 페라이트 및 펄라이트였으며, 석출물 부피란 페라이트, 펄라이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직의 결정립 내부에 위치한 10~100nm 크기의 MX[(M=Cr, Nb, Zr), [X=N, C]]형 석출물의 부피분율을 의미한다. 또한, YS, TS, El, CVN @ -10℃ 각각은 항복강도, 인장강도, 연신율, 저온 충격인성을 의미하며, 저온 충격인성은 -10℃에서 V 노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값이다.
강종 합금 조성 (중량%)
C Mn Si P S sol.Al Mo Cu Cr Nb Zr
발명강1 0.17 1.43 0.35 0.008 0.0014 0.028 0.50 0.15 0.15 0.016
발명강2 0.18 1.46 0.32 0.010 0.0013 0.031 0.53 0.13 0.14 - 0.017
발명강3 0.17 1.45 0.35 0.009 0.0015 0.030 0.51 0.14 - 0.015 0.014
비교강1 0.17 1.44 0.36 0.009 0.0013 0.030 0.50 0.13 - - -
강종 강판두께(mm) PWHT 온도(℃) PWHT시간(hr) 미세조직 PWHT 후 기계적 물성
템퍼드 베이나이트 분율(면적%) 석출물 분율(부피%) 잔부조직 YS(MPa) TS(MPa) El(%) CVN @ -10℃ (J)
발명강1 50 630 15 15 0.11 85 458 602 30 212
100 630 30 13 0.09 87 452 592 31 223
150 630 60 12 0.08 88 450 589 32 229
발명강2 50 630 15 16 0.12 84 457 605 32 219
100 630 30 15 0.10 85 454 599 34 206
150 630 50 14 0.09 86 447 591 33 218
발명강3 50 630 15 14 0.10 86 456 599 32 218
100 630 30 13 0.09 87 452 598 33 226
150 630 50 12 0.07 88 445 590 35 218
비교강1 50 630 15 8 - 92 401 531 30 95
100 630 30 6 - 94 405 523 32 45
150 630 50 5 - 95 398 510 31 38
(표 2에서 잔부 조직은 페라이트와 펄라이트이다.)
표 3에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제안하는 합금 조성 및 제조 조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 3은 PWHT 시간이 60시간에 이르더라도 강도 및 인성이 저하되지 않는데에 반해, 비교강 1은 본 발명에서 제안하는 합금 조성을 만족하지 않은 경우로써, 강도는 약 50MPa, 저온인성은 약 100J 이상 저하되는 것을 알 수 있다.
이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.10~0.20%, Si: 0.15~0.40%, Mn: 1.15~1.50%, Mo: 0.45~0.60%, Cu: 0.03~0.30%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, sol.Al: 0.005~0.06%를 포함하고, Cr: 0.03~0.30%, Nb: 0.002~0.025% 및 Zr: 0.002~0.025%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    600~660℃의 온도 범위에서 최대 60시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후 조직은 페라이트, 펄라이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어지며, 상기 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 10% 이상(100% 제외)인 압력용기용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 혼합조직의 결정립 내부에는 10~100nm 크기의 MX[(M=Cr, Nb, Zr), [X=N, C]]형 석출물이 존재하는 압력용기용 강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 MX형 석출물을 부피분율로 0.005~0.20% 포함하는 압력용기용 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    600~660℃의 온도 범위에서 최대 60시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 인장강도가 550MPa 이상이고, -10℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 100J 이상인 압력용기용 강판.
  5. 중량%로, C: 0.10~0.20%, Si: 0.15~0.40%, Mn: 1.15~1.50%, Mo: 0.45~0.60%, Cu: 0.03~0.30%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하, sol.Al: 0.005~0.06%를 포함하고, Cr: 0.03~0.30%, Nb: 0.002~0.025% 및 Zr: 0.002~0.025%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1000~1250℃의 온도 범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 패스당 압하율 2.5~30%의 조건 하 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 820~950℃의 온도 범위에서 (1.3×t) + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미) 간 노말라이징 열처리하는 단계;
    상기 노말라이징 열처리된 강판을 2~30℃/sec의 속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 강판을 550~680℃의 온도 범위에서 (1.6×t) + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미) 간 템퍼링 열처리하는 단계;
    를 포함하는 압력용기용 강판의 제조방법.
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