WO2020032493A1 - 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2020032493A1
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pressure vessel
impact toughness
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김대우
강상덕
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to steel materials that can be used in petrochemical manufacturing facilities, storage tanks, and the like, and more particularly, to a pressure vessel steel having excellent surface quality and impact toughness and a method of manufacturing the same.
  • the steel used in the above facilities is due to the surface defects such as the occurrence of indentation defects due to scale, star cracks, etc. that may occur during the steelmaking / casting or rolling process, the error rate is reduced, accordingly manufactured There is a problem that the cost rises.
  • Post Weld Heat Treatment is performed.
  • This post-weld heat treatment is performed for a long time, and thus, there is a disadvantage in that strength and impact toughness are greatly reduced due to softening and growth of steel sheets and coarsening of carbonitrides.
  • the base material may be re-diffused and displaced during prolonged PWHT.
  • the recovery, grain growth, carbide growth and precipitation process not only decrease the strength but also increase the ductile-brittle transition temperature (DBTT).
  • Patent Document 1 discloses a steel material in which a ferrite and bainite composite structure is formed of a steel microstructure, and the strength and toughness of the bainite are not reduced even after prolonged PWHT by controlling the size and amount of the packet size and carbonitride of the bainite.
  • Patent Document 1 is not only sensitive to the occurrence of surface defects by containing a large amount of Cu in the alloy composition, but also a large amount of Ti and B is added to the value of low-temperature impact toughness due to coarse carbonitride There is a danger of greatly reducing. Therefore, there is a limit in simultaneously securing low temperature toughness and surface quality after PWHT.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-1657828
  • One aspect of the present invention is to provide a pressure vessel steel material having excellent strength and toughness and excellent surface quality even after prolonged post weld heat treatment (PWHT), and a method of manufacturing the same.
  • PWHT post weld heat treatment
  • carbon (C) 0.1 ⁇ 0.15%
  • silicon (Si) 0.15 ⁇ 0.5%
  • manganese (Mn) 1.2 ⁇ 1.8%
  • phosphorus (P) 0.01% or less ( 0% (excluding 0%)
  • sulfur (S) 0.01% or less (excluding 0%)
  • aluminum (Al) 0.01-0.05%
  • niobium (Nb) 0.01-0.05%
  • nickel (Ni): 0.01-0.25% Copper (Cu): 0.1% or less (excluding 0%)
  • Molybdenum (Mo) 0.01 to 0.1%
  • Vanadium (V) 0.01 to 0.05%
  • Titanium (Ti) 0.003% or less (excluding 0%)
  • Boron (B) 5 ppm or less (excluding 0%)
  • nitrogen (N) 20 to 100 ppm, including residual iron (Fe) and other unavoidable impurities, satisfying the following relational formula 1,
  • the microstructure provides a pressure vessel steel with excellent surface quality and impact toughness including a composite structure of ferrite and bainitic ferrite.
  • Another aspect of the present invention having the alloy composition described above, reheating a steel slab satisfying the relation 1 at 1050 ⁇ 1200 °C; Roughly rolling the reheated slab in a temperature range of Ar3 + 100 ° C. to 1200 ° C .; Manufacturing a hot rolled steel sheet by finishing hot rolling at a temperature of at least Ar3 + 30 ° C.
  • the steel of the present invention can be suitably used for petrochemical manufacturing equipment, storage tanks and the like.
  • Figure 2 shows the results of observing the microstructure of the 1 / 4t point of the invention steel 1 (thickness 70mm material) according to an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention have studied deeply in order to provide steel with improved surface quality as well as excellent strength and toughness even after long-term post-weld heat treatment (PWHT) for pressure vessel steel. As a result, it is possible to secure the target strength and toughness even after long-term heat treatment at high temperature by optimizing the alloy composition and manufacturing conditions, while providing a steel material with minimized defects such as star cracks on the surface. It was confirmed that the present invention was completed, and the present invention was completed.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the inventors have found that it is necessary to control the addition and composition of alloying elements in order to reduce the sensitivity to the occurrence of surface defects in the process of manufacturing steel for pressure vessels.
  • copper (Cu) in the alloy composition of the steel has an effect of improving the strength, but causing a star crack on the surface of the steel and embrittle the grain boundary as the thickening occurs by selective oxidation, so as to the appropriate content with nickel (Ni) It needs to be controlled.
  • the steel for pressure vessel having excellent surface quality and impact toughness is% by weight, carbon (C): 0.1 to 0.15%, silicon (Si): 0.15 to 0.5%, manganese (Mn): 1.2 ⁇ 1.8%, phosphorus (P): 0.01% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), aluminum (Al): 0.01 to 0.05%, niobium (Nb): 0.01 ⁇ 0.05%, Nickel (Ni): 0.01-0.25%, Copper (Cu): 0.1% or less (excluding 0%), Molybdenum (Mo): 0.01-0.1%, Vanadium (V): 0.01-0.05%, Titanium ( Ti): 0.003% or less (except 0%), boron (B): 5 ppm or less (except 0%), and nitrogen (N): It is preferable to contain 20-100 ppm.
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an effective element for improving the strength of steel, and is preferably contained at 0.1% or more in order to secure sufficient strength. However, if the content exceeds 0.15%, there is a fear that the low-temperature impact toughness of the base metal and the weld portion is greatly inhibited.
  • the content of C in 0.1 to 0.15%, more preferably 0.12 to 0.14%.
  • Si Silicon
  • Si is used as a deoxidizer and is an advantageous element for improving strength and toughness. If the content of Si exceeds 0.5%, low-temperature toughness may deteriorate and weldability may be inferior. On the other hand, if the content is less than 0.15%, the deoxidation effect may be insufficient.
  • the content of Si in the present invention is preferably 0.15 ⁇ 0.5%.
  • Manganese (Mn) is an element that is advantageous for securing strength due to a solid solution strengthening effect, and for this purpose, it is preferable to include 1.2% or more. However, when the content exceeds 1.8%, there is a problem of significantly inhibiting room temperature elongation and low temperature toughness by forming MnS by combining with S in steel.
  • the content of Mn is preferably 1.2 to 1.8%, more preferably 1.3 to 1.7%.
  • Phosphorus (P) is an element that is advantageous for securing the strength and corrosion resistance of the steel, but if the content is excessive, the impact toughness can be greatly inhibited, so it is desirable to keep it as low as possible.
  • the P is preferably controlled to 0.01% or less, more preferably 0.008% or less. However, 0% is excluded in consideration of the inevitable level.
  • S is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.01%, it combines with Mn and the like to form a non-metallic inclusion (eg, MnS), thereby greatly inhibiting the impact toughness of the steel.
  • the content of S in the present invention is preferably 0.01% or less, more preferably 0.003% or less can be controlled.
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation of molten steel, and it is preferable to contain it in 0.01% or more in order to fully acquire the effect. However, if the content exceeds 0.05%, there is a fear of causing nozzle clogging during continuous casting.
  • the content of Al in the present invention is preferably 0.01 ⁇ 0.05%.
  • Niobium (Nb) precipitates in the form of NbC or Nb (C, N) to greatly improve the strength of the base metal and the welded part, as well as the recrystallization of austenite and transformation of ferrite or bainite when Nb is dissolved in reheating at high temperature.
  • NbC or Nb (C, N) Niobium
  • it improves the stability of austenite during cooling after rolling, and also plays a role of promoting the formation of a hard phase such as martensite or bainite even at low speed cooling, which is useful for securing the base metal strength.
  • Nb in 0.01% or more.
  • the Nb is not only an expensive element, but when excessively added with Ti, coarse (Ti, Nb) (C, N) is formed during heating or after PWHT, thereby causing a low temperature impact toughness.
  • the content of Nb in the present invention is preferably 0.01 ⁇ 0.05%.
  • Nickel (Ni) is an element capable of simultaneously improving the strength and toughness of the base material, and in order to sufficiently obtain the effect, it is preferably contained at 0.01% or more. However, when Ni is an expensive element and its content exceeds 0.25%, economic efficiency is greatly deteriorated.
  • the content of Ni in the present invention is preferably 0.01 ⁇ 0.25%.
  • Copper (Cu) is an element that can improve the strength while minimizing the toughness of the base metal. However, when excessively adding such Cu significantly inhibits the surface quality of the product, it is preferably contained in the present invention to 0.1% or less, 0% is excluded.
  • Molybdenum (Mo) has the effect of greatly improving the hardenability even with a small amount of addition to suppress the formation of ferrite and induce the formation of bainite or martensite phase. It is also advantageous for greatly improving the strength of the steel. In order to sufficiently obtain such an effect, it is preferable to include 0.01% or more, but if the content exceeds 0.1%, the hardness of the welded portion is excessively increased, which is likely to impair toughness.
  • the Mo is preferably included in 0.01 to 0.1%, more preferably may be included in 0.05 to 0.08%.
  • Vanadium (V) has a low temperature of solid solution compared to other alloying elements, and has the effect of preventing the drop in strength by precipitation in the welding heat affected zone (HAZ). Therefore, when the strength after the post-weld heat treatment is insufficient, it may include more than 0.01%. However, when the content exceeds 0.05%, the fraction of the hard phase such as the MA phase is excessively increased, thereby deteriorating the low temperature impact toughness of the weld.
  • the addition of the V may include 0.01 to 0.05%.
  • Titanium (Ti) is an element added to reduce the occurrence of surface cracks due to the formation of AlN precipitates, but when the content exceeds 0.003%, titanium (Ti, Nb) (coarse during reheating, tempering or post-weld heat treatment) C, N) forms carbonitrides and becomes a factor of impairing low-temperature impact toughness.
  • the Ti is preferably 0.003% or less, and 0% is excluded.
  • Boron (B) is an element that improves the hardenability even with a small amount of addition, but when the content exceeds 5 ppm, there is a problem that significantly lowers the low-temperature impact toughness.
  • the B is preferably 5 ppm or less, and 0% is excluded.
  • Nitrogen (N) forms an TiN precipitate when added with titanium (Ti) to inhibit grain growth due to welding heat effects.
  • Ti titanium
  • coarse TiN is formed to not only impair low-temperature impact toughness, but also cause surface cracks by AlN formation.
  • the steelmaking load is greatly increased, the grain growth inhibitory effect is insufficient.
  • N is preferably 20 to 100ppm, more preferably 20 to 50ppm may be included.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus 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.
  • the steel material of the present invention having the alloy composition described above preferably satisfies the component relationship represented by the following relational formula (1).
  • Ti, Nb, B, N, Cu, and Ni shown in the following component relations, are elements that affect the surface quality and low temperature toughness of steel, by controlling the content of each element and controlling the content relation of these elements by the following Equation 1.
  • the surface quality and low temperature toughness can be improved more advantageously.
  • the steel material of the present invention satisfying the above-described alloy composition and relational formula 1 preferably includes a composite structure of ferrite and bainitic ferrite as a main structure as a main structure.
  • ferrite means acicular ferrite.
  • the present invention preferably controls the fraction of the microstructure according to the thickness of the steel produced.
  • the microstructure is made of ferrite and residual bainitic ferrite having an area fraction of 40 to 80%, while the thickness of the steel is less than 35mm. It is preferred to consist of an area fraction of 20 to 60% of ferrite, 20% or less (including 0%) of tempered martensite, and residual bainitic ferrite.
  • the ferrite phase is insufficiently formed in the microstructure, the low-temperature impact toughness may drop rapidly. On the other hand, if the ferrite phase is excessively excessive, the target strength may not be secured. Therefore, in forming the ferrite and bainitic ferrite composite structure as the matrix structure with the microstructure of the steel provided in the present invention, it will be preferable to control the fraction of each phase in the range as described above.
  • the steel of the present invention may include carbonitride in the microstructure.
  • the carbonitride is in the form of M (C, N), where M is at least one of Nb, Ti and V, wherein the ratio of Nb is preferably 20% or more.
  • the above-mentioned carbonitrides have an average particle diameter of 100 nm or less. If the size of the carbonitrides exceeds 100nm, it is not preferable because the strength and toughness may be lowered.
  • the fine carbonitride by forming the fine carbonitride, excellent strength and toughness can be ensured even after the intended mechanical properties, in particular, PWHT, and in addition, the surface quality can be excellently secured.
  • the steel of the present invention can secure a tensile strength of 480 MPa or more and Charpy impact absorption energy at -50 ° C. or more at a point of 1 / 4t (where t means steel thickness (mm)) even after PWHT.
  • t means steel thickness (mm)
  • the number of star cracks (Star Crack) can be secured to excellent surface quality of less than one per unit area (50m 2 ).
  • the steel of the present invention can secure a tensile strength of 480 MPa or more and Charpy impact absorption energy at ⁇ 50 ° C. or more at 1/2 t after PWHT.
  • the steel slab may be a playing slab obtained through continuous casting in Ar3 or more, or a forging slab having the thickness of the playing slab lowered to a thickness of 10 to 60% of the initial thickness, but is not limited thereto.
  • the steel slab in a temperature range of 1050 ⁇ 1200 °C. If the reheating temperature exceeds 1200 ° C., the austenite grains are coarsened, and thus physical properties of the target level cannot be secured. On the other hand, if the temperature is less than 1050 ° C., it may be difficult to re-use carbonitrides produced in the slab.
  • the reheated steel slab may be rough rolled and finished hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the rough rolling is preferably carried out in the temperature range of Ar3 + 100 °C ⁇ 1200 °C, if the rough rolling temperature is lower than Ar3 + 100 °C it is impossible to secure the appropriate temperature during the subsequent hot rolling.
  • finish hot rolling After finishing the rough rolling in the above-mentioned temperature range, it is preferable to perform finish hot rolling at Ar3 + 30 ° C or higher.
  • finish hot rolling temperature is less than Ar3 + 30 °C normal hot rolling is difficult due to the rolling load there is a fear that quality defects occur.
  • Ar3 can be represented as follows.
  • Ar3 910-310C-80Mn-20Cu-55Ni-80Mo + 119V + 124 Ti-18Nb + 179Al (where each element means weight content)
  • the air-cooled hot-rolled steel sheet is reheated to a temperature range of Ac3 or higher, preferably Ac3 or higher and 950 ° C or lower, and at that temperature (where t is steel Thickness (mm)) + 20) minutes or more.
  • the reheating is to form the tissue of the hot-rolled steel sheet into austenite single phase tissue, wherein the temperature is less than Ac3 or the retention time is less than (1.3t + 20) minutes to form a two-phase structure of ferrite and austenite to form a final structure. Cannot be obtained as the desired organization.
  • the reheating temperature exceeds 950 ° C, the austenite structure is coarsened, and thus the impact toughness cannot be sufficiently secured.
  • the packet size of the ferrite grains or the upper bainite (Co) is coarse, it may be difficult to secure the target physical properties.
  • the upper limit of the cooling rate during the cooling is not particularly limited, but the upper limit may be limited to 100 ° C / s in consideration of the cooling equipment.
  • the holding time during tempering in the above-mentioned temperature range is less than (1.9t + 30) minutes, the temperature of the center of the hot-rolled steel sheet does not reach the target temperature, and it is not enough time for carbides to be precipitated from martensite. There is a risk of serious harm.
  • the steel material of the present invention manufactured through a series of the above-described process may further perform a post-weld heat treatment (PWHT) process for the purpose of removing residual stress by the welding process added during production into a pressure vessel or the like.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the post-weld heat treatment process conditions are not particularly limited, but may be performed for 120 minutes or more in a temperature range of 595 ⁇ 635 °C.
  • the degradation of the strength and toughness of the steel occurs after a long time PWHT process, while the steel material of the present invention does not significantly decrease the strength and toughness even if the PWHT process as described above.
  • the steel material of the present invention can ensure a tensile strength of 480 MPa or more and Charpy impact absorption energy at ⁇ 50 ° C. or more even after PWHT.
  • the steel of the present invention may have a thickness of 10 ⁇ 150mm. If the thickness of the steel of the present invention is less than 10mm, there is a possibility that a shape defect occurs during the cooling process after rolling or reheating, whereas if the thickness exceeds 150mm, the cooling rate is insufficient when cooling after reheating, the ferrite fraction is excessive As it increases, it is difficult to secure the target level of strength.
  • the steel slab having the alloy composition shown in Table 1 was reheated at a temperature range of 1120 ⁇ 1170 °C according to the thickness (mm) of each, and then finished hot rolling at a temperature of 930 ⁇ 1000 °C to produce a hot rolled steel sheet. Then, after cooling each hot rolled steel sheet to room temperature, it reheated to 910 degreeC, and then quenched (qhenching) and cooled to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheets cooled according to the above were tempered at a temperature range of 635 to 680 ° C., and then air-cooled to room temperature again to prepare respective steels. Thereafter, post-weld heat treatment (PWHT) was performed for 165 minutes at 615 ⁇ ⁇ for each of the manufactured steels. At this time, the post-weld heat treatment was performed twice.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the specimens were taken in a direction perpendicular to the rolling direction and observed with an optical microscope at a 1 / 4t point. Then, the ferrite, bainitic ferrite, and martensite phases were visually separated using EBSD equipment, and each fraction was measured. It was.
  • the mechanical properties were measured for the steel of 70mm thickness of each steel material, in which the JIS No. 5 test specimens were taken in the direction perpendicular to the rolling direction, tensile strength (TS), yield strength (YS), elongation (El ) And impact toughness (CVN) were measured, and the results are shown in Table 4 below.
  • the test pieces were collected at 1 / 4t and 1/2 points in the thickness direction, respectively.
  • the impact toughness was evaluated by Charpy V-noach impact test at -50 ° C, and measured three times in total to show the average value and the individual value.
  • each steel i.e., the upper and lower surfaces, was visually inspected to evaluate the number of star cracks per unit area (50 m 2 ).
  • the microstructure for each thickness of the steel produced by the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention can be confirmed. Specifically, when the thickness of the steel is less than 30mm is formed of a mixed structure of ferrite + bainitic ferrite + temper martensite, whereas when the thickness of the steel exceeds 30mm it is formed of a two-phase structure of ferrite + bainitic ferrite You can check it.
  • Comparative steels 1 to 3 in which the alloy composition does not satisfy the present invention, contain a large amount of hardenable elements, all of which are formed of a tempered martensite single phase structure having a steel thickness of 60 mm or less, and ferrite only when the thickness is larger It was formed into a complex structure of + bainitic ferrite or a complex structure of ferrite + bainitic ferrite + temper martensite.
  • the invention steels 1 and 2 exhibited excellent surface quality because no star cracks occurred on the surface, whereas in the case of Comparative steels 1 to 3, The surface quality was inferior to the number of 5 / 50m 2 , 4 / 50m 2 , 5 / 50m 2 , respectively (see FIG. 1). Comparative steels 1 to 3 are believed to have caused star cracks due to embrittlement of grain boundaries due to the concentration of Cu contained in a large amount.
  • the inventive steels 1 and 2 have excellent strength and impact toughness in both the 1 / 4t point and 1 / 2t point in the thickness direction after PWHT, whereas the comparative steels 1 to 3 can be found to be inferior in impact toughness after PWHT.
  • the comparative steels 1 to 3 can be found to be inferior in impact toughness after PWHT.
  • coarse (Ti, Nb) (C, N) carbonitrides were formed by prolonged exposure to high temperature during the manufacturing process. Carbon nitride acts as a crack inducing factor, indicating that impact toughness is inferior.

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Abstract

본 발명의 일 측면은, 장시간의 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 강도 및 인성을 우수하게 가지면서, 표면품질이 우수한 압력용기용 강재 및 이것의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법
본 발명은 석유화학 제조설비, 저장탱크 등에 사용될 수 있는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근들어 석유화학의 제조설비, 저장탱크 등과 같은 설비의 대형화 및 대용량 저장의 요구로 인해, 이들에 사용되는 강재의 후물화에 대한 요구가 지속적으로 증가하고 있으며, 특히 극한지에서의 사용에 대한 수요가 증대됨에 따라 인성을 보증하는 온도가 낮아지고 있는 추세이다.
또한, 위와 같은 설비에 사용되는 강재는 제강/연주 또는 압연 과정 중 발생할 수 있는 스케일(scale), 스타 크랙(star crack) 등에 의한 압입흠 발생과 같은 표면결함으로 인하여 실수율이 저하하고, 그에 따라 제조비용이 상승하는 문제점이 있다.
한편, 상기와 같은 강재를 용접하는 경우, 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수 안정화와 더불어 용접시 발생한 응력을 제거하기 위하여, 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)를 행한다. 이러한 용접후열처리는 장시간 행해지는데, 그에 따라 강판의 연화 및 성장, 탄질화물 등의 조대화로 인해 강도 및 충격인성이 크게 저하되는 단점이 있다.
특히, 미세조직이 베이나이트(Bainite), 마르텐사이트(Martensite), 도상 마르텐사이트(MA) 상과 같은 경한상(Hard Phase)으로 이루어지는 고강도 강재의 경우, 장시간 PWHT시 모재는 탄소의 재확산, 전위 회복, 결정립 성장 및 탄화물 성장과 석출 등의 과정을 거치면서 강도가 하락할 뿐만 아니라, 연성-취성 천이온도(DBTT)도 증대되는 경향을 보인다.
특허문헌 1은 강 미세조직으로 페라이트와 베이나이트 복합조직을 형성하고, 상기 베이나이트의 패킷 사이즈 및 탄질화물의 크기와 양을 제어함으로써 장시간 PWHT 후에도 강도 및 인성이 저하되지 않는 강재를 개시하고 있다.
하지만, 위 특허문헌 1은 합금조성 중 Cu를 다량으로 함유하는 것에 의해 표면결함의 발생에 대한 민감도가 클 뿐만 아니라, 다량의 Ti와 B이 첨가되어 조대한 탄질화물로 인해 저온 충격인성의 값을 큰 폭으로 저하시킬 우려가 있다. 따라서, PWHT 후의 저온인성과 표면품질을 동시에 확보함에는 한계가 있다.
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-1657828호
본 발명의 일 측면은, 장시간의 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 강도 및 인성을 우수하게 가지면서, 표면품질이 우수한 압력용기용 강재 및 이것의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.15%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.25%, 구리(Cu): 0.1% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 바나듐(V): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 제외), 보론(B): 5ppm 이하(0% 제외), 질소(N): 20~100ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 복합조직을 포함하는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재를 제공한다.
[관계식 1]
0.5 < [(Ti + Nb + B)/3.5N + (Cu/Ni)] < 2.5
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지고, 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 슬라브를 Ar3+100℃~1200℃의 온도범위에서 조압연하는 단계; 상기 조압연 후 Ar3+30℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계; 상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상으로 재가열한 후 (1.3t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함)+20)분 이상 유지하는 단계; 상기 유지 후 2℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 600~700℃의 온도범위에서 (1.9t+30)분 이상 유지하는 템퍼링 단계; 및 상기 템퍼링 후 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 용접후열처리(PWHT)를 행하더라도 강도 및 충격인성이 우수할 뿐만 아니라, 표면품질이 우수한 압력용기용 강재를 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 강재는 석유화학 제조설비, 저장탱크 등에 적합하게 사용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 1과 비교강 1의 표면을 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강 1(두께 70mm재)의 1/4t 지점의 미세조직을 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 압력용기용 강재에 대하여 장시간의 용접후열처리(PWHT)를 행하더라고 강도와 인성이 우수할 뿐만 아니라, 표면품질이 향상된 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금조성과 제조조건을 최적화하는 것으로부터 고온에서 장시간 열처리를 행한 이후에도 목표로 하는 강도와 인성의 확보가 가능하면서, 표면에서 스타 크랙(star crack) 등과 같은 결함이 최소화된 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명자들은 압력용기용 강재를 제조하는 과정에서 표면결함의 발생에 대한 민감도를 감소시키기 위하여 합금원소의 첨가 및 조성을 제어할 필요가 있음을 발견하였다.
구체적으로, 강의 합금조성 중 구리(Cu)는 강도 향상 효과가 있으나, 강 표면에 스타 크랙을 유발하고, 선택적 산화에 의해 농화가 발생됨에 따라 입계를 취화시키므로, 니켈(Ni)과 함께 적정 함량으로 제어될 필요가 있다.
뿐만 아니라, 질소(N)를 과도하게 첨가하는 경우, 강 중 알루미늄(Al)과 반응하여 AlN 석출물을 형성하는 것에 의해 표면결함이 발생할 가능성이 있다. 이러한 석출물의 형성을 억제하기 위해서는, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 보론(B) 등의 원소를 첨가하여 탄질화물(예컨대, (Ti,Nb)(C,N)) 또는 보론 화합물(BN)을 형성시키는 것이 유리하다. 다만, 탄질화물이 조대하게 형성되면 오히려 크랙 개시지점(Crack Initiation)으로 작용하여 저온 충격인성을 크게 저해하므로, 이를 고려하여 상기 원소들의 함량을 적절히 제어할 필요가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른, 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.15%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.25%, 구리(Cu): 0.1% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 바나듐(V): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 제외), 보론(B): 5ppm 이하(0% 제외), 질소(N): 20~100ppm를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 압력용기용 강재의 합금성분을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.1~0.15%
탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데에 효과적인 원소로서, 충분한 강도의 확보를 위해서는 0.1% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 모재 및 용접부의 저온 충격인성을 크게 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.1~0.15%로 포함하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.12~0.14%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.15~0.5%
실리콘(Si)은 탈산제로 사용되며, 강도 향상 및 인성 향상에도 유리한 원소이다. 이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 저온인성이 저하하고 용접성이 열위할 우려가 있으며, 반면 그 함량이 0.15% 미만일 경우에는 탈산 효과가 불충분할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si의 함량은 0.15~0.5%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.2~1.8%
망간(Mn)은 고용강화 효과로 강도 확보에 유리한 원소이며, 이를 위해서는 1.2% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 1.8%를 초과하게 되면 강 중 S와 결합하여 MnS를 형성함으로써 상온 연신율 및 저온인성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 1.2~1.8%인 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 1.3~1.7%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.01% 이하(0% 제외)
인(P)은 강의 강도와 내식성 확보에 유리한 원소이지만, 그 함량이 과도할 경우 충격인성을 크게 저해할 수 있으므로, 가능한 낮게 유지하는 것이 바람직하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.008% 이하로 제어할 수 있다. 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.01% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물(예컨대, MnS)을 형성하여 강의 충격인성을 크게 저해할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 S의 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.003% 이하로 제어할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.05%
알루미늄(Al)은 용강의 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 연속주조시 노즐 막힘을 유발할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Al의 함량은 0.01~0.05%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.01~0.05%
니오븀(Nb)은 NbC 또는 Nb(C,N)의 형태로 석출하여 모재 및 용접부의 강도를 크게 향상시킬 뿐만 아니라, 고온으로 재가열시에 고용된 Nb이 오스테나이트의 재결정 및 페라이트 또는 베이나이트의 변태를 억제하여 조직을 미세화시키는 효과가 있다. 또한, 압연 후 냉각시에도 오스테나이트의 안정성을 높여 낮은 속도로의 냉각에서도 마르텐사이트 또는 베이나이트와 같은 경질상의 생성을 촉진시키는 역할을 하여, 모재 강도 확보에 유용하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Nb을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Nb은 고가의 원소일 뿐만 아니라, Ti과 함께 과도하게 첨가될 경우 가열 중 또는 PWHT 후에 조대한 (Ti,Nb)(C,N)을 형성하여 저온 충격인성을 저해하는 요인이 된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Nb의 함량은 0.01~0.05%인 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 0.01~0.25%
니켈(Ni)은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 원소로서, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 Ni은 고가의 원소로서 그 함량이 0.25%를 초과하는 경우 경제성이 크게 나빠진다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ni의 함량은 0.01~0.25%인 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.1% 이하(0% 제외)
구리(Cu)는 모재의 인성 저하를 최소화하는 동시에 강도를 향상시킬 수 있는 원소이다. 하지만, 이러한 Cu를 과도하게 첨가하는 경우 제품의 표면품질을 크게 저해하므로, 본 발명에서는 0.1% 이하로 함유하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%
몰리브덴(Mo)은 소량의 첨가만으로도 경화능을 크게 향상시켜 페라이트의 형성을 억제함과 동시에 베이나이트 또는 마르텐사이트 상의 형성을 유도하는 효과가 있다. 또한, 강의 강도를 크게 향상시키는데 유리하다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 용접부의 경도를 과도하게 증가시켜 인성을 저해할 가능성이 크다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 0.01~0.1%로 포함하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.05~0.08%로 포함할 수 있다.
바나듐(V): 0.01~0.05%
바나듐(V)은 다른 합금원소에 비해 고용되는 온도가 낮고, 용접열영향부(HAZ)에서 석출하여 강도의 하락을 방지하는 효과가 있다. 그러므로, 용접후열처리 이후의 강도 확보가 불충분한 경우에 0.01% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 MA상과 같은 경질상의 분율이 과도하게 증가하여 용접부 저온 충격인성이 나빠지게 된다.
따라서, 상기 V의 첨가시 0.01~0.05%로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 제외)
티타늄(Ti)은 AlN 석출물의 형성에 의한 표면 크랙 발생을 저감시키기 위하여 첨가하는 원소이지만, 그 함량이 0.003%를 초과할 경우에는 재가열, 템퍼링 또는 용접후열처리 과정 중에 조대한 (Ti,Nb)(C,N) 탄질화물을 형성하여 저온 충격인성을 저해하는 요인이 된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.003% 이하인 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
보론(B): 5ppm 이하(0% 제외)
보론(B)은 미량의 첨가로도 경화능을 향상시키는 원소이지만, 그 함량이 5ppm을 초과하는 경우에는 오히려 저온 충격인성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 B은 5ppm 이하인 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
질소(N): 20~100ppm
질소(N)는 티타늄(Ti)과 함께 첨가시 TiN 석출물을 형성하여 용접 열영향에 의한 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 다만, 과도하게 첨가시 조대한 TiN을 형성하여 저온 충격인성을 해칠 뿐만 아니라, AlN 형성에 의해 표면크랙을 유발하므로, 이를 고려하여 최대 100ppm으로 함유하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 N를 20ppm 미만으로 제어하기 위해서는 제강부하가 크게 증가하며, 결정립 성장 억제 효과가 미비하다.
따라서, 본 발명에서 상기 N는 20~100ppm인 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 20~50ppm으로 포함할 수 있다.
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.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 하기 관계식 1로 표현되는 성분관계를 만족하는 것이 바람직하다.
하기 성분관계식에 나타낸 Ti, Nb, B, N, Cu, Ni은 강재의 표면품질과 저온인성에 영향을 미치는 원소들로서, 각각의 함량을 제어하는 동시에 이들 원소들의 함량관계를 하기 관계식 1로 제어함으로서, 보다 유리하게 표면품질과 저온인성을 향상시킬 수 있다.
이때, 관계식 1의 값이 0.5 이하이면 과잉 질소에 의해 AlN 석출물이 형성되어 표면품질이 더 열위해질 우려가 있으며, 강도를 충분히 확보할 수 없다. 반면, 그 값이 2.5 이상이면 조대한 TiNb(C,N) 탄질화물이 형성되어 저온 충격인성이 열화하고, 강 표면에 스타 크랙(star crack)이 발생할 가능성이 높아진다.
[관계식 1]
0.5 < [(Ti + Nb + B)/3.5N + (Cu/Ni)] < 2.5
(여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 본 발명의 강재는 미세조직으로 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 복합조직을 주조직으로 포함하는 것이 바람직하다. 여기서 페라이트는 애시큘러 페라이트(acicular ferrite)를 의미한다.
특히, 본 발명은 제조되는 강재의 두께에 따라서 미세조직의 분율을 제어하는 것이 바람직하다.
보다 구체적으로, 상기 강재의 두께가 35mm를 초과하는 경우에는 미세조직이 면적분율 40~80%의 페라이트 및 잔부 베이니틱 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하며, 반면 상기 강재의 두께가 35mm 이하인 경우에는 미세조직이 면적분율 20~60%의 페라이트, 20% 이하(0% 포함)의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 베이니틱 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
만일, 미세조직 중 페라이트 상이 불충분하게 형성되면 저온 충격인성이 급격히 저하될 우려가 있으며, 반면 페라이트 상이 너무 과도하게 되면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명에서 제공하는 강재의 미세조직으로 페라이트 및 베이니틱 페라이트 복합조직을 기지조직으로 형성함에 있어서, 각 상(phase)의 분율을 상술한 바와 같은 범위로 제어하는 것이 바람직할 것이다.
또한, 본 발명의 강재는 미세조직 내에 탄질화물을 포함할 수 있다. 이때, 탄질화물은 M(C,N)의 형태이고, 여기서 M은 Nb, Ti 및 V 중 하나 이상이며, 그 중 Nb의 비율이 20% 이상인 것이 바람직하다.
상술한 탄질화물들은 평균 입경이 100nm 이하인 것이 바람직하다. 상기 탄질화물들의 크기가 100nm를 초과할 경우 오히려 강도 및 인성이 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다.
이와 같이, 본 발명에서는 미세한 탄질화물을 형성시킴으로써, 의도하는 기계적 물성, 특히 PWHT 후에도 우수한 강도 및 인성을 확보할 수 있으며, 이에 더하여 표면품질을 우수하게 확보할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 강재는 PWHT 후에도 1/4t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함) 지점에서 480MPa 이상의 인장강도, -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지를 150J 이상으로 확보할 수 있고, 상기 강재의 표면에서 스타 크랙(Star Crack)의 개수가 단위면적(50m 2)당 1개 이하로 우수한 표면품질을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 강재는 PWHT 후 1/2t 지점에서 480MPa 이상의 인장강도 및 -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지를 100J 이상으로 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 제작한 후, 이를 일정 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다.
상기 강 슬라브는 Ar3 이상에서 연속주조를 통해 얻은 연주 슬라브 또는 상기 연주 슬라브를 초기 두께 대비 10~60%의 두께로 낮춘 단조 슬라브일 수 있으며, 이에 한정하는 것은 아니다.
본 발명에 있어서, 상기 강 슬라브를 1050~1200℃의 온도범위에서 재가열하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 재가열 온도가 1200℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 목표 수준의 물성을 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 1050℃ 미만이면 슬라브 내에서 생성된 탄질화물의 재고용이 어려워질 수 있다.
상기에 따라 재가열된 강 슬라브를 조압연 및 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 조압연은 Ar3+100℃~1200℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 만일 조압연 온도가 Ar3+100℃ 보다 낮으면 후속하는 마무리 열간압연시 적정 온도를 확보할 수 없게 된다.
상술한 온도범위에서 조압연을 완료한 후 Ar3+30℃ 이상에서 마무리 열간압연을 행하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3+30℃ 미만이면 압연 부하로 정상적인 열간압연이 어려워져 품질 불량이 발생할 우려가 있다.
본 발명에서 Ar3는 다음과 같이 나타낼 수 있다.
Ar3 = 910 - 310C - 80Mn - 20Cu - 55Ni - 80Mo + 119V + 124Ti - 18Nb + 179Al (여기서, 각 원소는 중량함량을 의미한다.)
상술한 바에 따라 열간압연을 종료한 후 상온까지 공냉을 행한 다음, 공냉된 열연강판을 Ac3 이상, 바람직하게는 Ac3 이상 950℃ 이하의 온도범위로 재가열하여 그 온도에서 (1.3t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함)+20)분 이상 유지하는 것이 바람직하다.
상기 재가열은 열연강판의 조직을 오스테나이트 단상 조직으로 형성하기 위한 것으로서, 이때 그 온도가 Ac3 미만이거나 유지 시간이 (1.3t+20)분 미만이면 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직이 형성되어 최종 조직을 원하는 조직으로 얻을 수 없게 된다. 또한, 상기 재가열 온도가 950℃를 초과하게 되면 오스테나이트 조직이 조대화되어 충격인성을 충분히 확보할 수 없게 된다.
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 의미한다.)
상기 재가열 공정에 의하여 조직을 100% 오스테나이트 상으로 형성한 열연강판을 2℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각(quenching)하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 냉각속도가 2℃/s 미만이면 페라이트 결정립 또는 상부 베이나이트(Upper Bainite)의 패킷(packet) 크기가 조대화되어 목표로 하는 물성을 확보하기 어려워질 수 있다.
한편, 상기 냉각시 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 냉각 설비를 고려하여 그 상한을 100℃/s로 제한할 수 있다.
상기 특정 냉각조건으로 냉각을 완료한 후에는 600~700℃의 온도범위에서 (1.9t+30)분 이상 유지하는 템퍼링 공정을 거칠 수 있다.
상기 템퍼링시 그 온도가 600℃ 미만이면 미세한 석출물의 형성이 어려워져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 되고, 반면 700℃를 초과하게 되면 조대한 석출물의 형성으로 저온 충격인성이 저하된다.
한편, 상술한 온도범위에서의 템퍼링시 유지시간이 (1.9t+30)분 미만이면 열연강판 중심부의 온도가 목표 온도로 도달하지 못하게 되어 마르텐사이트로부터 탄화물이 석출될 시간이 충분하지 않아 저온 충격인성을 크게 해칠 우려가 있다.
상기 템퍼링을 완료한 후에는 상온까지 공냉할 수 있다.
한편, 상술한 일련의 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강재는 압력용기 등으로의 제작시 부가되는 용접 공정에 의한 잔류응력의 제거 등을 목적으로 용접후열처리(PWHT) 공정을 더 행할 수 있다.
상기 용접후열처리 공정 조건은 특별히 한정하지 아니하나, 595~635℃의 온도범위에서 120분 이상 행할 수 있다.
일반적으로 장시간의 PWHT 공정 이후에는 강의 강도 및 인성의 열화가 발생하는 반면, 본 발명의 강재는 위와 같은 PWHT 공정을 행하더라도 강도 및 인성의 큰 저하가 없다.
구체적으로, 본 발명의 강재는 PWHT 이후에도 480MPa 이상의 인장강도, -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지를 100J 이상으로 확보할 수 있다.
한편, 본 발명의 강재는 10~150mm의 두께를 가질 수 있다. 본 발명의 강재의 두께가 10mm 미만이면 압연 후 또는 재가열 후 냉각 과정에서 형상 불량이 발생할 우려가 있고, 반면 그 두께가 150mm를 초과하게 되면 재가열 후 냉각시 냉각속도가 불충분하게 되어 페라이트 분율이 과도하게 높아짐에 따라 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다.
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 가지는 강 슬라브에 대하여 각각의 두께(mm)에 따라 1120~1170℃의 온도범위에서 재가열한 후 930~1000℃의 온도에서 마무리 열간압연을 행하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 910℃로 재가열한 다음, 켄칭(qhenching)하여 상온까지 냉각하였다. 상기에 따라 냉각된 열연강판을 635~680℃의 온도범위에서 템퍼링(tempering)한 후 다시 상온까지 공냉하여 각각의 강재를 제조하였다. 그 후, 제조된 각각의 강재에 대해 615℃에서 165분간 유지하는 용접후열처리(PWHT)를 행하였다. 이때, 상기 용접후열처리는 2차례 행하였다.
강 슬라브의 각각의 두께에 따른 제조조건은 표 2에 나타내었다.
구분 합금조성(중량%) 관계식1
C Si Mn P S Al Nb Ni Cu Mo Ti* B* N* V
발명강1 0.126 0.36 1.53 0.0069 0.0007 0.0277 0.010 0.10 0.03 0.07 18 1 36 0.02 1.24
발명강2 0.125 0.46 1.57 0.0050 0.0007 0.0312 0.010 0.10 0.01 0.07 11 1 36 0.02 0.99
비교강1 0.095 0.36 1.56 0.0068 0.0007 0.0358 0.015 0.44 0.18 0.06 102 7 46 0.02 2.02
비교강2 0.104 0.34 1.53 0.0054 0.0010 0.0324 0.014 0.33 0.17 0.05 169 6 47 0.02 2.43
비교강3 0.105 0.32 1.55 0.0061 0.0010 0.0352 0.015 0.43 0.10 0.06 176 7 35 0.02 2.95
(표 1에서 Ti*, B*, N*은 ppm으로 나타낸 것이다.)
두께(mm) 가열로추출온도(℃) 마무리압연온도(℃) 가열 및 냉각(qhenching) 템퍼링(tempering) 용접후열처리(PWHT)
온도(℃) 유지시간(min) 냉각속도(℃/s) 온도(℃) 유지시간(min) 온도(℃) 유지시간(min) 사이클
12 1170 930 910 36 82.5 680 60 615 165 2
30 1130 970 910 59 29.7 670 105 615 165 2
60 1130 990 910 98 8.6 645 180 615 165 2
65 1130 990 910 105 7.5 635 193 615 165 2
70 1130 990 910 111 6.5 645 205 615 165 2
80 1130 990 910 124 5.1 645 230 615 165 2
100 1130 985 910 150 3.5 645 280 615 165 2
120 1120 1000 910 176 2.5 645 438 615 165 2
150 1120 1000 910 215 2.1 635 540 615 165 2
이후, PWHT 공정을 완료한 각각의 최종 강재에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 평가하였다.
미세조직은 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 채취하여 1/4t 지점에서 광학현미경으로 관찰한 다음, EBSD 장비를 이용하여 페라이트, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트 상을 육안으로 구분하고, 각 분율을 측정하였다.
한편, 각각의 강재 중 두께 70mm에 해당하는 강재에 대해 기계적 물성을 측정하였으며, 이때 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 채취하여 인장강도(TS), 항복강도(YS), 연신율(El) 및 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 상기 시험편은 두께방향 1/4t 지점과 1/2 지점에서 채취하여 각각 측정하였다.
상기 충격인성은 -50℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-noach) 충격시험을 실시하여 평가하였으며, 총 3회 측정하여 그 평균값과 개개의 값을 나타내었다.
그리고, 각 강재의 표면 즉, 상면과 하면을 육안으로 검사하여, 단위면적(50m 2) 당 스타 크랙(star crack)의 개수를 평가하였다.
구분 두께(mm) 미세조직 (면적%)
페라이트 베이니틱 페라이트 템퍼드 마르텐사이트
발명강 1 12 21.4 61.4 17.2
30 32.7 57.8 9.5
60 62.1 37.9 -
65 64.7 35.3 -
70 67.4 32.6 -
80 70.2 29.8 -
100 72.9 27.1 -
120 75.1 24.9 -
150 78.2 21.8 -
발명강 2 12 22.6 60.6 16.8
30 34.3 57.3 8.4
60 61.2 38.8 -
65 64.2 35.8 -
70 65.9 34.1 -
80 71.6 28.4 -
100 73.1 26.9 -
120 74.6 25.4 -
150 79.1 20.9 -
비교강 1 12 - - 100
30 - - 100
60 - - 100
65 - 70.5 29.5
70 62.4 32.2 5.4
80 68.4 31.6 -
100 73.1 26.9 -
120 76.6 23.4 -
150 76.2 23.8 -
비교강 2 12 - - 100
30 - - 100
60 - - 100
65 - 71.3 28.7
70 61.0 33.3 5.7
80 67.2 32.8 -
100 73.1 26.9 -
120 75.6 24.4 -
150 77.9 22.1 -
비교강 3 12 - - 100
30 - - 100
60 - - 100
65 - 72.1 27.9
70 - 93.8 6.2
80 72.4 27.6 -
100 76.7 23.3 -
120 79.2 20.8 -
150 80.4 19.6 -
구분 스타 크랙 수(/50m 2) 1/4t 1/2t
인장특성 충격인성(-50℃, J) 인장특성 충격인성(-50℃, J)
YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR 평균값 개개값 YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR 평균값 개개값
발명강1 0 432 556 33 78 306 236~332 420 547 32 77 264 121~369
발명강2 0 456 574 33 77 296 228~311 465 570 32 77 255 159~326
비교강1 5 449 551 32 82 281 22~365 442 562 32 81 214 21~306
비교강2 4 455 582 31 81 47 16~102 451 579 31 81 35 11~97
비교강3 5 453 586 32 77 33 12~89 455 572 31 80 80 10~78
상기 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건에 의해 제조된 강재의 두께별 미세조직을 확인할 수 있다. 구체적으로, 강재 두께가 30mm 이하인 경우에는 페라이트+베이니틱 페라이트+템퍼드 마르텐사이트의 혼합조직으로 형성되는 반면, 강재 두께가 30mm를 초과하는 경우에는 페라이트+베이니틱 페라이트의 2상 조직으로 형성되는 것을 확인할 수 있다.
반면, 합금조성이 본 발명을 만족하지 못하는 비교강 1 내지 3은 경화능 원소들의 다량 함유로, 강재 두께가 60mm 이하에서 모두 템퍼드 마르텐사이트 단상 조직으로 형성되었으며, 그 보다 두께가 큰 경우에만 페라이트+베이니틱 페라이트의 복합조직 또는 페라이트+베이니틱 페라이트+템퍼드 마르텐사이트의 복합조직으로 형성되었다.
또한, 상기 표 4에 나타낸 바와 같이, 발명강 1과 2는 표면에서 스타 크랙(star crack)이 발생하지 않아 우수한 표면품질을 나타내고 있는 반면, 비교강 1 내지 3의 경우에는 표면에서의 스타 크랙의 개수가 각각 5개/50m 2, 4개/50m 2, 5개/50m 2로 표면품질이 열위하였다 (도 1 참조). 비교강 1 내지 3은 다량으로 함유된 Cu의 농화로 인해 입계가 취화되어 스타 크랙이 발생한 것으로 판단된다.
또한, 발명강 1과 2는 PWHT 후 두께방향 1/4t 지점, 1/2t 지점 모두 강도 및 충격인성을 우수하게 가지는 반면, 비교강 1 내지 3은 PWHT 후 충격인성이 열위하는 것을 확인할 수 있다. 특히, 비교강 1에 비해 Ti 함량이 상대적으로 높은 비교강 2와 비교강 3의 경우 제조과정 중에 고온에 장시간 노출됨에 따라 조대한 (Ti,Nb)(C,N) 탄질화물이 형성되었으며, 이 탄질화물이 크랙 유발인자로 작용하여 충격인성이 열위한 것으로 판단된다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.15%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.25%, 구리(Cu): 0.1% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 바나듐(V): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 제외), 보론(B): 5ppm 이하(0% 제외), 질소(N): 20~100ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 복합조직을 포함하는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
    [관계식 1]
    0.5 < [(Ti + Nb + B)/3.5N + (Cu/Ni)] < 2.5
    (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재의 두께가 35mm를 초과하는 경우 미세조직으로 면적분율 40~80%의 페라이트 및 잔부 베이니틱 페라이트를 포함하며,
    상기 강재의 두께가 35mm 이하인 경우 미세조직으로 면적분율 20~60%의 페라이트, 20% 이하(0% 포함)의 템퍼드 마르텐사이트 및 잔부 베이니틱 페라이트를 포함하는 것인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 미세조직 내에 평균 입경 100nm 이하의 M(C,N) 탄질화물을 포함하며, 상기 M은 Nb, Ti 또는 V이며, 상기 Nb의 비율이 20% 이상인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 표면에서 스타 크랙(Star Crack)의 개수가 단위면적(50m 2)당 1개 이하인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 1/4t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함) 지점에서 480MPa 이상의 인장강도, -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 150J 이상인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 1/2t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함) 지점에서 480MPa 이상의 인장강도, -50℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 100J 이상인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 용접후열처리(PWHT) 처리된 것인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  8. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 10~150mm의 두께를 가지는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.15%, 실리콘(Si): 0.15~0.5%, 망간(Mn): 1.2~1.8%, 인(P): 0.01% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.01% 이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.05%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 니켈(Ni): 0.01~0.25%, 구리(Cu): 0.1% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 바나듐(V): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.003% 이하(0% 제외), 보론(B): 5ppm 이하(0% 제외), 질소(N): 20~100ppm, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1200℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 Ar3+100℃~1200℃의 온도범위에서 조압연하는 단계;
    상기 조압연 후 Ar3+30℃ 이상의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계;
    상기 공냉된 열연강판을 Ac3 이상으로 재가열한 후 (1.3t(여기서 t는 강재 두께(mm)를 의미함)+20)분 이상 유지하는 단계;
    상기 유지 후 2℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 열연강판을 600~700℃의 온도범위에서 (1.9t+30)분 이상 유지하는 템퍼링 단계; 및
    상기 템퍼링 후 상온까지 공냉하는 단계
    를 포함하는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.5 < [(Ti + Nb + B)/3.5N + (Cu/Ni)] < 2.5
    (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 슬라브는 Ar3 이상의 온도에서 연속주조를 통해 얻어진 연주 슬라브 또는 상기 연주 슬라브를 최초 두께 대비 10~60% 감소된 두께로 단조하여 얻는 것인 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
  11. 제 9항에 있어서,
    상기 템퍼링 후 상온까지 공냉된 열연강판을 595~635℃의 온도범위에서 120분 이상 용접후열처리(PWHT)하는 단계를 더 포함하는 표면품질 및 충격인성이 우수한 압력용기용 강재의 제조방법.
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