WO2018117496A1 - 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to steel for pressure vessels used in boilers, pressure vessels, fittings, and the like of power plants, and more particularly, high temperature tempering heat treatment and welding.
  • It relates to a pressure vessel steel excellent in post-heat treatment resistance and a method of manufacturing the same.
  • PWHT post weld heat treatment
  • the steel plate which performed the PWHT process for a long time has a problem that a structure becomes coarse and strength falls.
  • strength and toughness may be simultaneously decreased due to softening of matrix and grain boundary, grain growth, and coarsening of carbide after prolonged PWHT.
  • tempering heat treatment is applied to a material material whose C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu, Sol.Al, P, and S content is controlled, that is, high temperature heat treatment followed by low temperature heat treatment.
  • the method of compensating the decrease in strength due to the decrease of dislocation density during tempering is applied to the precipitation strengthening effect caused by low temperature tempering.
  • the resistance due to PWHT is greatly deteriorated.
  • the thick material as described above has a problem that the strength and toughness of the material during the fitting process performed in a medium-high temperature environment is greatly deteriorated.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 2012-0073448
  • One aspect of the present invention can be suitably used at medium and high temperature of about 350 ⁇ 600 °C, the steel for pressure vessel excellent in high temperature tempering heat treatment and heat treatment resistance after welding minimizing the deterioration of strength and toughness even after a long time PWHT heat treatment And it is to provide a method for producing this.
  • 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: 0.002-0.15 Further comprises at least two selected from%, and includes residual Fe and inevitable impurities,
  • the microstructure includes a tempered martensite and bainite mixed structure, and the tempered martensite provides a steel material for pressure vessels having excellent high temperature tempering heat treatment and an after-weld heat treatment resistance.
  • the present inventors are concerned with deterioration of strength and toughness after post-weld heat treatment (PWHT), which is performed to minimize residual stress generated during welding of pressure vessel steel materials used at medium and high temperatures of about 350 to 600 ° C. in power plants and plant industries.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the present invention has a technical significance in ensuring excellent resistance to deterioration in strength and toughness even after a long time PWHT heat treatment by performing the normalizing heat treatment three times in the production of pressure vessel steel having the target physical properties. will be.
  • the steel for pressure vessel having excellent heat treatment resistance after high temperature tempering heat treatment and welding is C: 0.05 to 0.17%, Si: 0.50 to 1.00%, Mn: 0.3 to 0.8%, Cr: 1.0 to It is preferable to contain 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. .
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an effective element for improving the strength of steel, and if the content of C is less than 0.05%, there is a problem that the strength of the matrix structure is lowered. On the other hand, if the content exceeds 0.17%, the strength is excessively increased, so the toughness may be inferior.
  • the content of C it is preferable to control the content of C to 0.05 ⁇ 0.17%. More preferably, it is contained at 0.08 to 0.15%.
  • Silicon (Si) is an element effective for deoxidation and solid solution strengthening and is accompanied by an increase in the impact transition temperature. In order to secure the target strength in the present invention, it is preferable to add Si to 0.50% or more, but if the content exceeds 1.00%, there is a problem in that weldability is lowered and impact toughness is lowered.
  • the content of Si it is preferable to control the content of Si to 0.50 to 1.00%. More preferably, it is contained at 0.55 to 0.80%.
  • MnS manganese (Mn) forms MnS, which is a nonmetallic inclusion drawn together with sulfur (S), to lower room temperature elongation and low temperature toughness, it is preferable to control the content to 0.8% or less. However, when the Mn content is less than 0.3%, it is not preferable to secure the strength of the steel.
  • the content of Mn it is preferable to control the content of Mn to 0.3 ⁇ 0.8%. More preferably, it contains 0.5 to 0.7%.
  • Chromium (Cr) is an element that increases the high temperature strength, and in order to sufficiently obtain the effect of increasing the strength, it is preferable to add it at 1.0% or more. However, since Cr is an expensive element and its content exceeds 1.5%, it is not preferable because it causes an increase in manufacturing cost.
  • the content of Cr it is preferable to control the content of Cr to 1.0 to 1.5%. More preferably, it is contained in 1.2 to 1.4%.
  • Molybdenum (Mo) is not only an element effective for increasing the high temperature strength like Cr, but also has an effect of preventing the occurrence of cracking due to sulfides. In order to sufficiently obtain such effects, it is preferable to add Mo to 0.3% or more. However, when the content exceeds 1.0% as an expensive element, there is a problem in that the manufacturing cost increases significantly.
  • the content of Mo it is preferable to control the content of Mo to 0.3 ⁇ 1.0%. More preferably, it is contained at 0.5 to 0.8%.
  • Nickel (Ni) is the most effective element for improving low temperature toughness, and it is necessary to add it to 0.003% or more. However, if the content thereof exceeds 0.30%, the above-mentioned effect is saturated and there is a problem of causing an increase in manufacturing cost.
  • Ni it is preferable to control the content of Ni to 0.003 to 0.30%. More preferably, it is contained at 0.05 to 0.25%.
  • Copper (Cu) is an effective element for increasing the strength of the steel, and the strength increase effect can be achieved by adding 0.003% or more. However, if Cu is an expensive element and its content exceeds 0.30%, manufacturing cost increases.
  • the content of Cu it is preferable to control the content of Cu to 0.003 to 0.30%. More preferably, it is contained at 0.05 to 0.20%.
  • Soluble aluminum (Sol.Al), together with the Si, is a powerful deoxidizer in the steelmaking process. If the content of Sol.Al is less than 0.005%, the deoxidation effect is insignificant, whereas if the content exceeds 0.06%, the deoxidation effect is saturated, and there is a problem in that the manufacturing cost is increased.
  • Phosphorus (P) is an element that increases the low embrittlement susceptibility while lowering the low-temperature toughness, so it is preferable to control the content as low as possible.
  • the process for lowering the content of P is difficult and there is concern about an increase in the production cost due to the further process, it is preferable to control the content of P to 0.015% or less.
  • S Sulfur
  • S is also an element that reduces low-temperature toughness, and forms an MnS inclusion in the steel to impair the toughness of the steel, so it is desirable to control the content as low as possible.
  • the process for lowering the content of S is difficult and there is concern about an increase in the production cost due to the additional process, it is preferable to control the content of S to 0.020% or less.
  • the steel for pressure vessels of the present invention having the above-described alloy composition preferably further includes the elements described below in order to more advantageously secure the physical properties.
  • it may include two or more selected from the group consisting of Nb, V, and Co.
  • Niobium is an element that is effective in forming fine carbides or nitrides to prevent softening of matrix structures. For this purpose, it is preferable to add Nb at 0.002% or more, but it is preferable to limit the upper limit to 0.025% because it is an expensive element.
  • Vanadium (V) is an element that can easily form fine carbides or nitrides like Nb. For this purpose, it is preferable to add V to 0.002% or more, but it is preferable to limit the upper limit to 0.03% because it is an expensive element.
  • Co Co is an element having the effect of preventing softening of matrix structure and retarding recovery of dislocations, and is preferably added within the range of 0.002 to 0.15%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the microstructure is preferably configured as follows.
  • the pressure vessel steel material of the present invention includes a tempered martensite and bainite mixed structure, and the tempered martensite has an area fraction of 20% or more. If the phase fraction of the tempered martensite is less than 20%, the strength cannot be sufficiently secured, which is not preferable. More advantageously, the tempered martensite phase is preferably included in an area fraction of 20 to 50%.
  • the bainite phase may include a tempered bainite phase.
  • the steel for pressure vessel of the present invention is excellent in PWHT resistance and may have appropriate strength and toughness by including fine carbide in the matrix.
  • the size means the equivalent circular diameter of the particles detected by observing the cross section of the steel sheet in the thickness direction.
  • Steel for pressure vessels according to the present invention can be produced by the steel slab that satisfies the alloy composition proposed in the present invention by the process of [reheating-hot rolling-heat treatment-cooling-tempering], hereinafter the respective process conditions It will be described in detail.
  • the steel slab that satisfies the above-described alloy composition in a temperature range of 1000 to 1250 ° C. At this time, if the reheating temperature is less than 1000 °C solute solid solution is difficult, whereas if it exceeds 1250 °C austenite grain size is too coarse to damage the properties of the steel is not preferred.
  • the hot rolling is preferably carried out at a reduction ratio of 5 to 30% per pass.
  • the rolling reduction per pass during the hot rolling is less than 5%, there is a problem that the manufacturing cost increases due to the decrease in the rolling productivity. On the other hand, if it exceeds 30%, the load is generated in the rolling mill. This is undesirable because it can have a fatal adverse effect on the installation.
  • the heat treatment is preferably maintained for ⁇ (1.3 ⁇ t) + (10 ⁇ 30) ⁇ minutes (where t means the thickness of the steel sheet (unit: mm)) in the temperature range of 850 ⁇ 950 °C. .
  • the temperature during the heat treatment is less than 850 °C difficult to re-use the solid solution of the solute elements, it is difficult to secure the target strength, while if the temperature exceeds 950 °C there is a fear that the low temperature toughness due to grain growth occurs.
  • the holding time during heat treatment in the above temperature range is less than ⁇ (1.3 ⁇ t) +10 ⁇ minutes, homogenization of the tissue is difficult, while if it exceeds ⁇ (1.3 ⁇ t) +30 ⁇ minutes, productivity is not preferable because it hinders productivity. .
  • the heat-treated hot rolled steel sheet is preferably cooled to room temperature at a cooling rate of 2 ⁇ 30 °C / s.
  • the cooling rate is less than 2 ° C / s during the cooling there is a fear that coarse ferrite grains are generated, if the cooling rate exceeds 30 ° C / s is not preferable because the excessive cooling equipment impairs the economic efficiency.
  • Tempering treatment to hold the cooled hot-rolled steel sheet for ⁇ (1.6 ⁇ t) + (10 ⁇ 30) ⁇ minutes (where t means the thickness of the steel sheet (unit: mm)) in the temperature range of 600 ⁇ 750 °C It is preferable to carry out.
  • the temperature is less than 600 °C during the tempering treatment, it is difficult to secure the target strength due to the precipitation of fine precipitates, while when the temperature exceeds 750 °C, the growth of precipitates may occur to inhibit the strength and low temperature toughness.
  • the holding time is less than ⁇ (1.6 ⁇ t) +10 ⁇ minutes during the tempering treatment in the above temperature range, homogenization of the tissue is difficult, while if it exceeds ⁇ (1.6 ⁇ t) +30 ⁇ minutes, productivity is not preferable because it hinders productivity. Can not do it.
  • the pressure vessel steel material of the present invention manufactured through the above process requires a post-weld heat treatment (PWHT) process for removing residual stress by a welding process added during fabrication of the pressure vessel.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the pressure vessel steel produced by the present invention is a long time ( ⁇ 50 hours in the temperature range of 600 °C ⁇ (Ac1-20) °C of the normal PWHT temperature conditions ) Even if the heat treatment is performed, there is an advantage in that welding construction is possible without a great decrease in strength and toughness.
  • the steel sheet of the present invention has a tensile strength of 550 MPa or more even after 50 hours of PWHT, and has an excellent strength and toughness with a Charpy impact energy value at -30 ° C of 100 J or more.
  • the steel slab was heated for 300 minutes at 1140 °C, and then rolled in a recrystallized region (1100 ⁇ 900 °C) with a reduction ratio of 5-20% per pass to hot-rolled steel sheet Prepared. Thereafter, the hot rolled steel sheet was heat treated to maintain the temperature range of 900 ⁇ 970 °C, and then cooled to room temperature at a cooling rate of 3.5 ⁇ 15 °C / s based on the central cooling rate. Thereafter, the hot-rolled steel sheets were subjected to a tempering treatment and a PWHT heat treatment under the conditions shown in Table 2 below.
  • Inventive Examples 1 to 9 satisfying the alloy composition and manufacturing conditions proposed by the present invention have a tensile strength of 600 MPa or more and a ductility of 30% or more even after PWHT heat treatment for a long time (up to 50 hours). In addition, it can be confirmed that the Charpy impact energy value is superior to 300J or more.
  • Comparative Examples 1 to 3 in which the alloy composition did not satisfy the present invention can confirm that the strength after the PWHT heat treatment is lower than the invention examples, it can be seen that the low temperature toughness is significantly deteriorated as the PWHT heat treatment time is longer.

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Abstract

본 발명은 발전소의 보일러, 압력용기, 피팅(fitting) 등에 사용되는 압력용기용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법
본 발명은 발전소의 보일러, 압력용기, 피팅(fitting) 등에 사용되는 압력용기용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고온 템퍼링 열처리 및 용접
후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 석유의 품귀 현상 및 고유가 시대를 맞이하여 열악한 환경에서의 유전 개발이 활발하게 이루어지고 있으며, 이에 따라 원유의 정제 및 저장용 강재에 대해서도 후물화가 이루어지고 있다.
이러한 강재는 후물화 이외에도 용접을 행하는 경우 용접 후 구조물의 변형을 방지하고 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적에서, 용접시 발생된 응력을 제거하기 위해 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행하고 있다.
그런데, 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 조직이 조대화되어 강도가 저하되는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 장시간의 PWHT 후 기지조직(matrix) 및 결정립계의 연화, 결정립 성장, 탄화물의 조대화 등에 의해 강도 및 인성이 동시에 저하되는 현상을 초래하기도 한다.
이에, 특허문헌 1에서는 C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu, Sol.Al, P, S 함량이 제어된 후물재에 대해 템퍼링 열처리를 적용, 즉 고온 열처리 후 저온 열처리를 실시하여 고온 템퍼링시 전위밀도 감소에 따른 강도 감소를 저온 템퍼링에 의해 발생하는 석출강화 효과로부터 보완하는 방법을 적용하였다. 그러나, 위와 같은 방법을 적용하더라도 PWHT에 따른 저항성이 크게 열화되는 단점이 있다.
한편, 위와 같은 후물재는 중·고온 환경에서 행해지는 피팅(fitting) 공정시 소재의 강도 및 인성이 크게 열화되는 문제가 있다.
따라서, 장시간의 용접 후 열처리(PWHT) 후에도 강도와 인성의 저하를 최소화할 수 있으면서, 중·고온 환경에서 적합하게 사용할 수 있는 강재의 개발이 요구된다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제2012-0073448호
본 발명의 일 측면은, 350~600℃ 정도의 중·고온에서 적합하게 사용할 수 있으면서, 장시간의 PWHT 열처리 후에도 강도 및 인성의 열화가 최소화된 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 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% 이하와, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002~0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상을 추가로 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 혼합조직을 포함하고, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율 20% 이상인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 {(1.3×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 열처리 단계; 상기 열처리된 열연강판을 2~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 600~750℃의 온도범위에서 {(1.6×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 템퍼링 처리 단계를 포함하고,
상기 템퍼링 처리 전 상기 열처리 및 냉각 단계를 2회 더 행한 다음, 상기 템퍼링 처리를 행하는 것인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재를 제공한다.
본 발명에 의하면, 최대 50시간에 이르는 장시간의 PWHT 후에도 강도와 인성이 열화되지 않는 압력용기용 강재를 제공할 수 있다.
본 발명자들은 발전소, 플랜트 산업 등에서 350~600℃ 정도의 중·고온에서 사용되는 압력용기용 강재의 용접시 발생하는 잔류응력을 최소화시키기 위해 실시하는 용접 후 열처리(PWHT) 이후 강도 및 인성의 열화에 대한 저항성을 향상시킬 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 상기 압력용기용 강재의 합금조성 및 제조조건을 최적화하는 것으로부터 고온 템퍼링 열처리는 물론이고, 용접 후 열처리에 대한 저항성이 우수한 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 목표로 하는 물성을 가지는 압력용기용 강재를 제조함에 있어서, 노멀라이징 열처리를 3회 반복실시함으로써 장시간의 PWHT 열처리 후에도 강도 및 인성 열화에 대한 저항성을 우수하게 확보함에 기술적 의의가 있다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재는 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 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 압력용기용 강재의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.17%
탄소(C)는 강의 강도 향상에 유효한 원소로서, 이러한 C의 함량이 0.05% 미만이면 기지조직의 자체 강도가 저하되는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.17%를 초과하게 되면 강도가 과도하게 증가하여 인성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.05~0.17%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08~0.15%로 포함하는 것이 바람직하다.
Si: 0.50~1.00%
실리콘(Si)은 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도의 상승을 동반하는 원소이다. 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위해서는 0.50% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.00%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 충격인성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.50~1.00%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.55~0.80%로 포함하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.3~0.8%
망간(Mn)은 황(S)과 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온 인성을 저하시키므로, 그 함량을 0.8% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Mn의 함량이 0.3% 미만이면 강의 강도 확보가 곤란해지므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 0.3~0.8%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5~0.7%로 포함하는 것이 바람직하다.
Cr: 1.0~1.5%
크롬(Cr)은 고온강도를 증가시키는 원소로서, 강도 증가 효과를 충분히 얻기 위하여 1.0% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Cr은 고가의 원소로서 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 제조비용의 상승을 초래하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 1.0~1.5%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 1.2~1.4%로 포함하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.3~1.0%
몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 마찬가지로 고온강도 증대에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 효과가 있다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.3% 이상으로 Mo을 첨가하는 것이 바람직하나, 이 역시 고가의 원소로서 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.3~1.0%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5~0.8%로 포함하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.003~0.30%
니켈(Ni)은 저온인성 향상에 가장 효과적인 원소로서, 이를 위해서는 0.003% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 그 함량이 0.30%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 제조비용의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ni의 함량을 0.003~0.30%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05~0.25%로 포함하는 것이 바람직하다.
Cu: 0.003~0.30%
구리(Cu)는 강의 강도 증대에 효과적인 원소로서, 0.003% 이상 첨가함으로써 강도 증대 효과를 도모할 수 있다. 다만, 상기 Cu는 고가의 원소로 그 함량이 0.30%를 초과하게 되면 제조비용이 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cu의 함량을 0.003~0.30%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.05~0.20%로 포함하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.005~0.06%
가용 알루미늄(Sol.Al)은 상기 Si과 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제이다. 이러한 Sol.Al의 함량이 0.005% 미만이면 탈산효과가 미비하며, 반면 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 탈산효과가 포화되고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Sol.Al의 함량을 0.005~0.06%로 제어하는 것이 바람직하다.
P: 0.015% 이하
인(P)은 저온 인성을 저하시키면서 소려취화 감수성을 증대시키는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 P의 함량을 낮추기 위한 공정이 까다롭고, 추가공정으로 인한 생산비용의 증가가 우려되므로, 상기 P의 함량을 0.015% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.020% 이하
황(S) 역시 저온 인성을 감소시키는 원소이며, 강 중 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 해치는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 S의 함량을 낮추기 위한 공정이 까다롭고, 추가공정으로 인한 생산비용의 증가가 우려되므로, 상기 S의 함량을 0.020% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 압력용기용 강재는 보다 유리하게 물성을 확보하기 위하여 후술하는 원소들을 추가로 더 포함하는 것이 바람직하다.
구체적으로, Nb, V 및 Co로 이루어지는 그룹에서 선택된 2종 이상을 포함할 수 있다.
Nb: 0.002~0.025%
니오븀(Nb)은 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 이를 위해서는 0.002% 이상으로 Nb을 첨가하는 것이 바람직하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.025%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.002~0.03%
바나듐(V)은 상기 Nb과 마찬가지로 미세한 탄화물 또는 질화물을 용이하게 헝성할 수 있는 원소이다. 이를 위해서는 0.002% 이상으로 V을 첨가하는 것이 바람직하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
Co: 0.002~0.15%
코발트(Co)는 기지조직의 연화를 방지하고, 전위의 회복을 지연시키는 효과를 지닌 원소로, 0.002~0.15%의 범위 내에서 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 압력용기용 강재는 미세조직이 다음과 같이 구성되는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 본 발명의 압력용기용 강재는 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 혼합조직을 포함하고, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율 20% 이상인 것이 바람직하다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 상 분율이 20% 미만이면 강도를 충분히 확보할 수 없으므로 바람직하지 못하다. 보다 유리하게는, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 20~50%로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 베이나이트 상은 템퍼드 베이나이트 상을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 압력용기용 강재는 상술한 미세조직의 결정립 내부에 80nm 이하의 미세한 탄화물을 포함하며, 상기 탄화물은 MX(M=Al,Nb,V,Cr,Mo), X=N,C)형인 것이 바람직하다.
이와 같이, 본 발명의 압력용기용 강재는 미세한 탄화물을 기지조직 내에 포함하는 것에 의해 PWHT 저항성이 우수하고 적절한 강도와 인성을 가질 수 있다.
여기서 크기란 강판의 두께 방향 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 압력용기용 강재는 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 열처리 - 냉각 - 템퍼링]의 공정을 거침으로써 제조할 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
먼저, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다. 이때, 재가열 온도가 1000℃ 미만이면 용질원자의 고용이 어렵고, 반면 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대해져 강의 물성을 해치므로 바람직하지 못하다.
[열간압연]
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 열간압연은 패스당 압하율 5~30%로 행하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연시 패스당 압하율이 5% 미만이면 압연생산성의 저하로 제조비용이 상승하는 문제가 있다. 반면, 30%를 초과하게 되면 압연기에 부하를 발생시켜 설비에 치명적인 악영향을 끼칠 수 있으므로 바람직하지 못하다.
[열처리 (노멀라이징)]
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 일정 온도에서 일정 시간 동안 열처리하는 것이 바람직하다. 구체적으로, 상기 열처리는 850~950℃의 온도범위에서 {(1.3×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 것이 바람직하다.
상기 열처리시 온도가 850℃ 미만이면 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 목표로 하는 강도의 확보가 어려우며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 결정립 성장이 일어나 저온 인성을 해칠 우려가 있다.
상술한 온도범위에서 열처리시 유지 시간이 {(1.3×t)+10}분 미만이면 조직의 균질화가 어렵고, 반면 {(1.3×t)+30}분을 초과하게 되면 생산성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
[냉각]
상기 열처리된 열연강판을 2~30℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 것이 바람직하다.
상기 냉각시 냉각속도가 2℃/s 미만이면 조대한 페라이트 결정립이 생성될 우려가 있으며, 상기 냉각속도가 30℃/s를 초과하게 되면 과도한 냉각설비로 경제성을 해치므로 바람직하지 못하다.
본 발명에서는 상술한 열처리(노멀라이징) 및 냉각 공정을 총 3회 실시하는 것이 바람직하다.
통상, 압력용기용 강재의 피팅(fitting) 공정시 3회의 노멀라이징 공정이 일어나는데, 이때 위 강재의 강도 및 인성이 열화되는 문제가 있다. 하지만, 본 발명에서는 강재 제조과정에서 노멀라이징 공정을 3회 실시하는 것으로부터 PWHT 후에 강도 및 인성의 열화를 최소화하는 것이 가능하다.
[템퍼링]
상기 냉각된 열연강판을 600~750℃의 온도범위에서 {(1.6×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 템퍼링 처리를 행하는 것이 바람직하다.
상기 템퍼링 처리시 온도가 600℃ 미만이면 미세한 석출물의 석출이 어려워 목표로 하는 강도의 확보가 어려우며, 반면 750℃를 초과하게 되면 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 저해할 우려가 있다.
상술한 온도범위에서 템퍼링 처리시 유지 시간이 {(1.6×t)+10}분 미만이면 조직의 균질화가 어렵고, 반면 {(1.6×t)+30}분을 초과하게 되면 생산성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
상기한 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 압력용기용 강재는 압력용기로의 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등을 위하여 용접 후 열처리(PWHT) 공정이 요구된다.
일반적으로 장시간 PWHT 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 본 발명에 의해 제조된 압력용기용 강재는 통상적인 PWHT 온도 조건인 600℃~(Ac1-20)℃의 온도범위에서 장시간(~50시간) 열처리를 행하더라도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점이 있다.
특히, 본 발명의 강판은 50시간의 PWHT 후에도 550MPa 이상의 인장강도를 갖고, -30℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 100J 이상으로 우수한 강도와 인성을 가진다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1140℃에서 300분간 가열한 다음, 패스당 압하율 5~20%로 재결정영역(1100~900℃)에서 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 900~970℃의 온도범위에서 유지하는 열처리를 행한 다음, 중심부 냉각속도를 기준으로 3.5~15℃/s의 냉각속도로 상온까지 수냉하였다. 그 후, 각 열연강판에 대해 하기 표 2에 나타낸 조건으로 템퍼링 처리 및 PWHT 열처리를 행하였다.
상기 템퍼링 처리 및 PWHT 열처리를 완료한 열연강판에 대해 인장시험을 행하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 평가하였다. 또한, 샤르피 충격시험을 행하여 -30℃에서 충격 에너지 값을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
강종 합금조성 (중량%)
C Mn Si P S Sol.Al Ni Cr Mo Cu Nb V Co
A 0.14 0.59 0.59 0.005 0.0011 0.028 0.13 1.35 0.60 0.10 0.018 0 0.15
B 0.13 0.55 0.62 0.006 0.0013 0.031 0.17 1.29 0.63 0.13 0 0.008 0.10
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 0
D 0.14 0.56 0.58 0.008 0.0012 0.033 0.15 1.32 0.60 0.13 0 0 0
강종 두께(mm) 제조조건 구분
열처리온도(℃) 열처리시간(분) 열처리횟수 템퍼링온도(℃) 템퍼링시간(분) PWHT 온도(℃) PWHT 시간(hr)
A 50 910 85 3 730 100 710 15 발명예 1
100 910 150 3 730 180 710 30 발명예 2
150 910 210 3 730 260 710 50 발명예 3
B 50 910 85 3 730 100 710 15 발명예 4
100 910 150 3 730 180 710 30 발명예 5
150 910 210 3 730 260 710 50 발명예 6
C 50 910 85 3 730 100 710 15 발명예 7
100 910 150 3 730 180 710 30 발명예 8
150 910 210 3 730 260 710 50 발명예 9
D 50 910 85 3 730 100 710 15 비교예 1
100 910 150 3 730 180 710 30 비교예 2
150 910 210 3 730 260 710 50 비교예 3
구분 미세조직 기계적 물성
템퍼드마르텐사이트 템퍼드베이나이트 YS (MPa) TS (MPa) El (%) CVN @-30℃ (J)
발명예 1 40 60 498 652 30 312
발명예 2 30 70 482 642 31 323
발명예 3 25 75 480 636 32 329
발명예 4 42 58 487 645 32 319
발명예 5 30 70 494 639 34 306
발명예 6 27 73 507 627 33 318
발명예 7 38 62 596 634 32 318
발명예 8 30 70 582 628 33 326
발명예 9 26 74 553 619 35 318
비교예 1 15 85 401 521 30 275
비교예 2 10 90 395 513 32 45
비교예 3 7 93 394 509 33 38
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 9는 장시간(최대 50시간)의 PWHT 열처리 후에도 600MPa 이상의 인장강도와 30% 이상의 연성을 가지면서, 샤르피 충격 에너지 값이 300J 이상으로 우수한 것을 확인할 수 있다.
반면, 합금조성이 본 발명을 만족하지 아니한 비교예 1 내지 3은 PWHT 열처리 후 강도가 발명예들 대비 낮은 것을 확인할 수 있으며, PWHT 열처리 시간이 길어질수록 저온 인성이 크게 열화하는 것을 확인할 수 있다.

Claims (7)

  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% 이하와, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002~0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상을 추가로 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 혼합조직을 포함하고, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율 20% 이상인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 상기 템퍼드 마르텐사이트 상을 면적분율 20~50%로 포함하는 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 상기 미세조직의 결정립 내부에 80nm 이하의 미세한 MX(M=Al,Nb,V,Cr,Mo), X=N,C)형 탄화물을 포함하는 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 용접 후 열처리(PWHT) 후에도 550MPa 이상의 인장강도를 갖고, -30℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 100J 이상인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재.
  5. 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% 이하와, Nb: 0.002~0.025%, V: 0.002~0.03% 및 Co: 0.002~0.15% 중 선택된 2종 이상을 추가로 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 850~950℃의 온도범위에서 {(1.3×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 열처리 단계;
    상기 열처리된 열연강판을 2~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 600~750℃의 온도범위에서 {(1.6×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 템퍼링 처리 단계를 포함하고,
    상기 템퍼링 처리 전 상기 열처리 및 냉각 단계를 2회 더 행한 다음, 상기 템퍼링 처리를 행하는 것인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 열간압연은 패스당 압하율 5~30%로 행하는 것인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 템퍼링 처리 단계 후 최대 50시간 용접 후 열처리(PWHT) 공정을 추가로 행하는 것인 고온 템퍼링 열처리 및 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
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