WO2020085684A1 - 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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    • F17C2209/21—Shaping processes
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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate used in a pressure vessel for low temperature, a vessel, storage tank, structural steel, and the like, and more specifically, a tensile strength 700MPa grade low temperature pressure vessel steel plate excellent in cryogenic toughness and ductility, and a manufacturing method thereof It is about.
  • High-strength high-strength thick steel is made of a mixed structure of tempered martensite, retained austenite, and tempered bainite, and these steels must be used as cryogenic structural materials during construction. Toughness and ductility are required.
  • the high-strength structural steel for cryogenic properties requires excellent cryogenic toughness and ductility
  • the high-strength hot-rolled steel produced through conventional NOMALIZING treatment has a mixed structure of ferrite and pearlite, and is described in Patent Document 1 as an example. The invention is mentioned.
  • Patent Document 1 by weight, C: 0.08 ⁇ 0.15%, Si: 0.2 ⁇ 0.3%, Mn: 0.5 ⁇ 1.2%, P: 0.01 ⁇ 0.02%, S: 0.004 ⁇ 0.006%, Ti: exceeds 0% To 0.01% or less, Mo: 0.05 to 0.1%, Ni: 3.0 to 5.0%, and the rest of Fe and other unavoidable impurities, characterized in that 500MPa class LPG high strength steel is proposed, and the steel composition It is characterized by adding Mo.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication No. 2012-0011289
  • the present invention is to solve the problems of the prior art, by controlling the cooling and heat treatment process of the steel structure produced by the tempered bainite and tempered martensite mixed structure to secure a tensile strength of 700MPa class
  • An object of the present invention is to provide a low pressure pressure vessel steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • C 0.05 to 0.15%
  • Si 0.20 to 0.40%
  • Mn 0.3 to 0.6%
  • Al 0.001 to 0.05%
  • P 0.012% or less
  • S 0.015% or less
  • Ni 4.0 to 5.0%
  • the present invention relates to a low pressure pressure vessel steel sheet having excellent cryogenic toughness and ductility, wherein the steel microstructure is composed of 15 to 80% by area of tempered bainite and the remaining tempered martensite.
  • Cryogenic toughness including; a step of tempering the secondary cooled steel material for ⁇ 2.4 ⁇ t + (10 ⁇ 30) ⁇ minutes [where t denotes the thickness (mm) of the steel material] in a section of 600 to 670 ° C; and
  • the present invention relates to a method for manufacturing a steel sheet for a pressure vessel for cryogenic properties having excellent ductility and low ductility.
  • the steel microstructure obtained by the tempering process may be composed of 15 to 80 area fractions (%) of tempered bainite and the remaining tempered martensite.
  • the present invention having the above configuration can effectively provide a low pressure pressure vessel steel sheet excellent in toughness and ductility that can be stably used at a low temperature of about -150 ° C while satisfying a tensile strength of 700 MPa.
  • the low pressure toughness and ductility of the present invention is a pressure vessel steel sheet for low temperature, by weight, C: 0.05 ⁇ 0.15%, Si: 0.20 ⁇ 0.40%, Mn: 0.3 ⁇ 0.6%, Al: 0.001 ⁇ 0.05%, P : 0.012% or less, S: 0.015% or less, Ni: 4.0 to 5.0%, In: 0.001 to 0.10%, balance Fe and unavoidable impurities.
  • the specific steel composition components and the reasons for limiting the components are as follows, and in the following description of the steel composition components,% means weight%.
  • the C content in the steel sheet it is preferable to limit the C content in the steel sheet to a range of 0.05 to 0.15%. This is because if the C content is less than 0.05%, the strength of the matrix phase decreases, and if it exceeds 0.15%, the weldability of the steel sheet is greatly impaired.
  • Si is a component added for deoxidation effect, solid solution strengthening effect and impact transition temperature increase effect, and it is preferable to add 0.20% or more in order to achieve this addition effect.
  • it is added in excess of 0.40% the weldability is reduced and the oxide film is severely formed on the surface of the steel sheet, so it is preferable to limit the content to 0.20 to 0.40%.
  • Mn forms MnS, which is a non-metallic inclusion stretched together with S, thereby reducing elongation at room temperature and low-temperature toughness, so it is preferable to manage it at 0.6% or less.
  • Al is one of the strong deoxidizers in the steelmaking process together with Si, and its effect is insignificant when it is less than 0.001% and the manufacturing cost increases when it exceeds 0.05%, so its content is preferably limited to 0.001 to 0.05%.
  • P is an element that harms low-temperature toughness or an excessive cost is required to be removed in the steelmaking process, so it is desirable to manage it within a range of 0.012% or less.
  • S is an element that adversely affects low-temperature toughness in addition to P, but like P, it may be expensive to remove it in the steelmaking process, so it is preferable to manage within the range of 0.015% or less.
  • Ni is the most effective element for improving low-temperature toughness.
  • the addition amount is less than 4.0%, it causes a decrease in low-temperature toughness, and if it is added in excess of 5.0%, it leads to an increase in manufacturing cost, so it is preferable to add within the range of 4.0 to 5.0%.
  • In is a low melting point metal and is an important element for increasing ductility.
  • the addition amount is less than 0.001%, the effect of the addition cannot be expected, and if it exceeds 0.1%, it is preferable to limit it to 0.001 to 0.1% because it may appear as a coarse precipitate during the playing process and impair low-temperature toughness.
  • the In is added in the range of 0.05 to 0.08%.
  • the steel sheet of the present invention is made of 25 to 80% by area of the steel microstructure of tempered bainite and the remaining tempered martensite. If the fraction of tempered bainite is less than 15%, the amount of tempered martensite becomes excessive, and the low-temperature toughness of the steel sheet may deteriorate. On the other hand, if it exceeds 80%, it may be difficult to secure the strength of the target steel sheet.
  • the steel sheet having the above-mentioned emphasizing component and microstructure can effectively maintain the tensile strength of 700 MPa, as well as have excellent ductility and low-temperature toughness.
  • the steel material for pressure vessels according to the present invention can be manufactured through a process of [reheating-hot rolling and cooling-heat treatment and cooling-tempering] for steel slabs satisfying the alloy composition proposed in the present invention. It will be described in detail.
  • the present invention it is preferable to reheat the steel slabs satisfying the above-described alloy composition to a temperature range of 1050 to 1250 ° C. At this time, if the reheating temperature is less than 1050 ° C, solute atom is difficult to employ, whereas when it exceeds 1250 ° C, the austenite grain size becomes too coarse and impairs the properties of steel, which is not preferable.
  • the reheated steel slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling is preferably performed at a rolling reduction rate of 5 to 30% per pass.
  • the reduction ratio per pass during the hot rolling is less than 5%, there is a problem in that manufacturing cost increases due to a decrease in rolling productivity. On the other hand, if it exceeds 30%, it is not preferable because a load is generated in the rolling mill, which can have a fatal adverse effect on the equipment. It is preferable to finish rolling at a temperature of 800 ° C or higher at the end of rolling. It is not preferable to roll to a temperature of less than 800 ° C because it causes a load on the rolling mill.
  • the heat treatment is preferably maintained for ⁇ (2.4 ⁇ t) + (10 ⁇ 30) ⁇ minutes (where t denotes the thickness of the steel sheet (unit: mm)) in a temperature range of 690 to 760 ° C. .
  • the secondary cooled hot-rolled steel sheet is tempered for ⁇ 2.4 ⁇ t + (10 to 30) ⁇ minutes in the section of 600 to 670 ° C, where t is the thickness of the steel (mm). do.
  • t is the thickness of the steel (mm).
  • the steel microstructure obtained by the tempering process may consist of 15 to 80 area fractions (%) of tempered bainite and the remaining tempered martensite.
  • each steel slabs having the compositional components shown in Table 1 were reheated at a temperature range of 1050 to 1250 ° C. And each of these reheated steel sheets was hot rolled at a rolling reduction rate of 5 to 30% per pass, and the end temperature of hot rolling was controlled as shown in Table 2. Then, each hot-rolled steel sheet was first cooled under the conditions of Table 2 within 30 seconds after the hot rolling, and then heat-treated under the conditions of Table 2. Subsequently, the heat-treated hot-rolled steel sheet was secondary cooled to room temperature, and then tempered on the secondary cooled steel sheet under the conditions shown in Table 2.
  • the yield strength, tensile strength, and low-temperature toughness of the prepared steel sheets were evaluated, and the results are also shown in Table 2 below.
  • the low-temperature toughness is a result of evaluating the Charpy impact energy value obtained by performing a Charpy impact test on a specimen having a V notch at -150 ° C.
  • the tensile test for measuring the tensile strength and yield strength was performed in accordance with ASTM A20, A370 and E8.
  • a * is the hot rolling end temperature (°C)
  • B * is the primary cooling (water cooling) rate (°C / s)
  • C * is the heat treatment temperature (°C)
  • D * is the heat treatment time (min)
  • E * Indicates tempering temperature (° C)
  • F * indicates tempering time (hr)
  • G * indicates tempered bainite fraction (%)
  • H * indicates -150 ° C impact toughness (J).
  • the tempered bainite and the remainder of 15-80% as an area fraction after tempering treatment Tempered martensitic structure can be obtained, yield strength and tensile strength of about 100MPa and 80MPa, respectively, are superior to those of Comparative Materials 1-6, while elongation is at least 10% and -150 °C low temperature toughness is also excellent at over 100J. .
  • the manufacturing process conditions are out of the scope of the present invention, and the comparative example 1-2 and the steel production process condition are within the scope of the present invention or the steel composition component is within the scope of the present invention. It can be seen from Comparative Example 2-4 that it is difficult to secure desirable microstructure and secure desired properties.

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Abstract

극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법이 제공된다. 본 발명의 압력용기용 강판은, 중량%로, 중량%로, C: 0.05 ~ 0.15%, Si: 0.20 ~ 0.40%, Mn: 0.3 ~ 0.6%, Al:0.001~0.05%, P: 0.012% 이하, S: 0.015%이하, Ni: 4.0 ~ 5.0%, In: 0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강 미세조직이 15~80 면적%의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진다.

Description

극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 저온용 압력용기, 선박, 저장탱크, 구조용강 등에 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 극저온 인성 및 연성이 우수한 인장강도 700MPa급 저온 압력용기용 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
저온용 고강도 후판강재는 템퍼드 마르텐사이트 (martensite)조직, 잔류오스테나이트(Retained Austenite) 및 템퍼드 베이나이트 조직의 혼합조직으로 이루어지며, 이러한 강재는 시공 시 극저온용 구조재로 이용될 수 있어야 하므로 극저온 인성 및 연성이 요구되고 있다.
한편 이와 같이, 극저온용 고강도 구조용 강재는 우수한 극저온 인성 및 연성이 요구되는데, 종래 통상의 NOMALIZING처리을 통하여 제조된 고강도 열연강재는 페라이트와 퍼얼라이트의 혼합조직을 가지고 있었으며, 그 일예로 특허문헌 1에 기재된 발명을 들 수 있다.
상기 특허문헌 1에는, 중량%로, C: 0.08 ~ 0.15%, Si : 0.2 ~ 0.3%, Mn : 0.5 ~ 1.2%, P : 0.01 ~ 0.02%, S : 0.004 ~ 0.006%, Ti : 0% 초과 내지 0.01% 이하, Mo : 0.05 ~ 0.1%, Ni : 3.0 ~ 5.0% 및 나머지 Fe과 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것을 특징으로 하는 500MPa급 LPG용 고강도 강재를 제시하고 있으며, 그 강 조성성분에서 Ni과 Mo를 첨가함을 특징으로 하고 있다.
그런데 상기 공개공보에 기재된 발명은 통상의 NOMALIZING을 통하여 제조된 강재이므로 비록 Ni등을 첨가하여도 강재의 극저온 인성 및 연성이 충분하지 못하다는 문제가 있다.
그러므로 저온용 압력용기, 선박, 저장탱크, 구조용강 등에 사용되는 고강도 후강판에 있어서, 극저온 인성 및 연성이 우수한 고강도 강재의 개발에 대한 요구가 대두되고 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 특허공개공보 2012-0011289호
따라서 본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 냉각 및 열처리공정을 제어함으로써 제조되는 강재의 조직을 템퍼드 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합조직으로 함으로써 인장강도 700MPa급을 확보할 수 있는 저온용 압력용기 강판 및 그 제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.
그러나 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C: 0.05 ~ 0.15%, Si: 0.20 ~ 0.40%, Mn: 0.3 ~ 0.6%, Al:0.001~0.05%, P: 0.012% 이하, S: 0.015%이하, Ni: 4.0 ~ 5.0%, In: 0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강 미세조직이 15~80 면적%의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기 강판에 관한 것이다.
상기 In을 0.05~0.08% 범위로 함유하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명은,
중량%로, C: 0.05 ~ 0.15%, Si: 0.20 ~ 0.40%, Mn: 0.3 ~ 0.6%, Al:0.001~0.05%, P: 0.012% 이하, S: 0.015%이하, Ni: 4.0 ~ 5.0%, In: 0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050 ~ 1250℃에서 재가열하는 공정;
상기 재가열된 강판을 패스당 5 ~ 30%의 압하율로 열간 압연하고, 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료하는 열간압연 공정;
상기 열간 압연된 강판을 열간압연 후 30초 이내 2.5~50℃/sec의 냉각 속도로 1차 냉각하는 공정;
상기 1차 냉각된 강재를 690 ~ 760℃에서 {2.4×t + (10~30)}분 [여기서 t는 강재의 두께(mm)를 의미한다] 동안 중간 열처리 후, 2.5~50℃/sec의 냉각 속도로 2차 냉각하는 공정; 및
상기 2차 냉각된 강재를 600~670℃구간에서 {2.4×t + (10~30)}분 [여기서 t는 강재의 두께(mm)를 의미한다] 동안 템퍼링하는 공정;을 포함하는 극저온 인성 및 연성이 우수한 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기용 강판 제조 방법에 관한 것이다.
상기 템퍼링 공정으로 얻어진 강 미세조직은 15~80 면적분율(%)의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 인장 강도 700MPa급을 만족하면서 -150℃ 정도의 저온에서 안정적으로 사용이 가능한 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기 강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 저온 인성 및 연성이 저온용 압력용기 강판은, 중량%로, C: 0.05 ~ 0.15%, Si: 0.20 ~ 0.40%, Mn: 0.3 ~ 0.6%, Al:0.001~0.05%, P: 0.012% 이하, S: 0.015%이하, Ni: 4.0 ~ 5.0%, In: 0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 구체적인 강 조성 성분 및 그 성분 제한사유는 아래와 같으며, 이하의 강 조성 성분 설명에서 %는 중량%를 의미한다.
·C:0.05~0.15%
본 발명에서는 강판 중 C 함량을 0.05 ~ 0.15% 범위로 제한함이 바람직하다. 만일 C 함량이 0.05% 미만인 경우에는 기지 상의 자체 강도가 저하되고, 0.15%를 초과하는 경우에는 강판의 용접성을 크게 해치기 때문이다.
·Si:0.20~0.40%
본 발명에서 Si은 탈산 효과, 고용 강화 효과 및 충격 천이 온도 상승 효과를 위하여 첨가되는 성분으로서, 이러한 첨가 효과를 달성하기 위해서는 0.20% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 하지만, 0.40%를 초과하여 첨가되면 용접성이 저하되고 강판 표면에 산화 피막이 심하게 형성되므로 그 함량을 0.20 ~ 0.40%로 제한함이 바람직하다.
·Mn:0.3~0.6%
본 발명에서 Mn은 S와 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 0.6%이하로 관리하는 것이 바람직하다. 그러나, 본 발명의 성분 특성상 Mn이 0.3% 미만이 되면 적절한 강도를 확보하기 어려우므로 Mn의 첨가량은 0.3 ~ 0.6%로 제한함이 바람직하다.
·Al:0.001~0.05%
본 발명에서 Al은 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제의 하나이며, 0.001% 미만에서는 그 효과가 미미하고 0.05%를 초과하여 첨가시에는 제조원가가 상승하므로 그 함량을 0.001~0.05%로 한정함이 바람직하다.
·P: 0.012% 이하
본 발명에서 P는 저온인성을 해치는 원소이나 제강 공정에서 제거하는데 과다한 비용이 소요되므로 0.012%이하의 범위 내에서 관리함이 소망스럽다.
·S: 0.015% 이하
본 발명에서 S 역시 P와 더불어 저온인성에 악영향을 주는 원소이지만 P와 마찬가지로 제강 공정에서 제거하는데 과다한 비용이 소요될 수 있으므로 0.015% 이하의 범위 내에서 관리함이 바람직하다.
·Ni: 4.0~5.0%
본 발명에서 Ni은 저온 인성의 향상에 가장 효과적인 원소이다. 그러나 그 첨가량이 4.0% 미만이면 저온인성의 저하를 초래하고, 5.0%를 초과하여 첨가하면 제조비용의 상승을 가져오므로 4.0 ~ 5.0%의 범위 내에서 첨가함이 바람직하다.
·In: 0.001~0.1%
본 발명에서 In은 저융점 금속으로 연성을 증가시키는 중요한 원소이다. 그러나 그 첨가량이 0.001% 미만이면 첨가에 따른 효과를 기대할 수 없고 0.1%를 초과하여 첨가하면 연주 과정에서 조대한 석출물로 나타나 저온인성을 해칠 수 있으므로 0.001~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게는, 상기 In을 0.05~0.08% 범위로 첨가하는 것이다.
한편 본 발명의 강판은 그 강 미세조직이 25~80 면적%의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어져 있다. 만일 템퍼드 베이나이트 분율이 15% 미만이면 템퍼드 마르텐사이트의 량이 과대해져서 강판의 저온인성이 열화될 수 있다. 반면에 80%를 초과하면 목표로 하는 강판의 강도를 확보할 수가 어려울 수 있다.
상술한 바와 같은 강조성성분과 미세조직을 갖는 강판은 인장강도 700MPa급을 효과적으로 유지할 수 있을 뿐만 아니라 우수한 연성 및 저온인성을 가질 수 있다.
다음으로, 본 발명의 우수한 연성 및 저온인성을 갖는 저온용 압력용기용 강판의 제조방법을 설명한다.
본 발명에 따른 압력용기용 강재는 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 및 냉각- 열처리 및 냉각 -템퍼링]공정을 거쳐 제조할 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
·강 슬라브 재가열
먼저, 본 발명에서는 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1050~1250℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다. 이때, 재가열 온도가 1050℃ 미만이면 용질원자의 고용이 어렵고, 반면 1250℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대해져 강의 물성을 해치므로 바람직하지 못하다.
·열간압연 및 1차 냉각
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 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. 압연종료는 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료하는 것이 바람직하다. 800℃ 미만의 온도까지 압연을 하게 되면 압연기의 부하를 초래하므로 바람직하지 못하다.
그리고 열간압연 후 30초 이내 2.5~50℃/sec의 냉각 속도로 1차 냉각(수냉)하는 공정을 거친다. 열간압연 후 냉각하기 전 30초를 초과하면 강판의 온도가 과도하게 낮아져 소입성이 낮아 원하는 베이나이트 + 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없다. 또한 그 냉각 속도가 2.5℃/sec 미만에서는 페라이트 조직이 얻어질 수 있고 50℃/sec를 초과하는 냉각 속도를 가져오기 위해서는 필요 이상의 냉각설비를 요하므로 바람직하지 않다.
·열처리 및 2차 냉각
그리고 상기 1차 냉각된 열연강판을 일정 온도에서 일정 시간 동안 열처리하는 것이 바람직하다. 구체적으로, 상기 열처리는 690~760℃의 온도범위에서 {(2.4×t)+(10~30)}분(여기서, t는 강판 두께(단위: mm)를 의미함)간 유지하는 것이 바람직하다.
상기 열처리시 온도가 690℃ 미만이면 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 목표로 하는 강도의 확보가 어려운 반면, 그 온도가 760℃를 초과하게 되면 결정립 성장이 일어나 저온 인성을 해칠 우려가 있다.
상술한 온도범위에서 열처리시 유지 시간이 {(2.4×t)+10}분 미만이면 조직의 균질화가 어렵고, 반면 {(2.4×t)+30}분을 초과하게 되면 생산성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
이어, 본 발명에서는 상기 열처리된 열연강판을 2.5~50℃/s의 냉각속도로 상온까지 2차 냉각(수냉)하는 것이 바람직하다.
상기 냉각시 냉각속도가 2.5℃/s 미만이면 조대한 페라이트 결정립이 생성될 우려가 있으며, 상기 냉각속도가 50℃/s를 초과하게 되면 과도한 냉각설비로 경제성을 해치므로 바람직하지 못하다.
·템퍼링
후속하여, 본 발명에서는 상기 2차 냉각된 열연강판을 600~670℃구간에서 {2.4×t + (10~30)}분 [여기서 t는 강재의 두께(mm)를 의미한다] 동안 템퍼링을 실시한다. 상기 템퍼링 처리시 온도가 600℃ 미만이면 미세한 석출물의 석출이 어려워 목표로 하는 강도의 확보가 어려우며, 반면 670℃를 초과하게 되면 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 저해할 우려가 있다.
상술한 온도범위에서 템퍼링 처리시 유지 시간이 {(2.4×t)+10}분 미만이면 조직의 균질화가 어렵고, 반면 {(2.4×t)+30}분을 초과하게 되면 생산성을 저해하므로 바람직하지 못하다.
상기 템퍼링 공정으로 얻이진 강 미세조직은 15~80 면적분율(%)의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어질 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 조성성분을 갖는 강슬라브를 각각 마련한 후, 이들 강슬라브를 1050 ~ 1250℃ 온도 범위에서 재가열하였다. 그리고 이러한 재가열된 각각의 강판을 패스당 5 ~ 30%의 압하율로 열간 압연하였으며, 이때 열간압연 종료온도는 표 2와 같이 제어하였다. 그리고 열간압연된 각각의 강판을 열간압연 후 30초 이내에 표 2의 조건으로 1차 냉각하였으며, 이후, 표 2의 조건으로 열처리를 실시하였다. 후속하여, 상기 열처리된 열연강판은 상온으로 2차 냉각하였으며, 이어, 2차 냉각된 강판에 표 2에 나타난 바와 같은 조건으로 템퍼링를 실시하였다.
상기와 같이, 제조된 강판들에 대하여 항복 강도, 인장강도 및 저온 인성을 평가하여 그 결과를 하기 표 2에 또한 나타내었다. 한편 하기 표 2에서 저온 인성은 -150℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격에너지 값으로 평가한 결과이다. 그리고 인장강도와 항복강도 측정을 위한 인장시험은 ASTM A20, A370 및 E8에 의거하여 실시하였다.
강종 조성성분(중량%)
C Mn Si Al P S Ni In
발명강a 0.10 0.52 0.29 0.032 0.009 0.0012 4.49 0.08
발명강b 0.09 0.55 0.27 0.029 0.008 0.0010 4.45 0.05
발명강c 0.10 0.50 0.28 0.033 0.010 0.0011 4.85 0.07
비교강d 0.11 0.50 0.29 0.030 0.012 0.0012 4.20 -
Figure PCTKR2019013214-appb-img-000001
-표 2에서 A*는 열간압연 종료온도(℃), B*는 1차 냉각(수냉)속도(℃/s), C*는 열처리온도(℃), D*는 열처리시간(min), E*는 템퍼링온도(℃), F*는 템퍼링시간(hr), G*는 템퍼드 베이나이트 분율(%), 그리고 H*는 -150℃ 충격인성치(J)를 나타낸다.
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 강 조성성분 및 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 만족하는 발명예 1-6의 경우, 템퍼링처리 후 면적분율로 15-80%의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있어, 항복강도 및 인장강도가 비교재 1-6에 비해 각각 약 100MPa 및 80MPa 정도 우수하면서도 연신율도 10% 이상, -150℃ 저온 인성 역시 100J 이상 우수함을 알 수 있다.
이에 반하여, 강 조성성분은 본 발명의 범위를 만족하나 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 비교예 1-2와, 강 제조공정 조건은 본 발명 범위 내이나 강 조성성분이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 2-4는 바람직한 미세조직 확보 및 원하는 물성의 확보가 어려움을 알 수 있다.
그리고 강 조성성분뿐만 아니라 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어나는 비교예 5-6에서도 역시 바람직한 미세조직 확보 및 원하는 물성의 확보가 어렵다는 사실을 확인할 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.05 ~ 0.15%, Si: 0.20 ~ 0.40%, Mn: 0.3 ~ 0.6%, Al:0.001~0.05%, P: 0.012% 이하, S: 0.015%이하, Ni: 4.0 ~ 5.0%, In: 0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    강 미세조직이 15~80 면적%의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어진 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기 강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 In을 0.05~0.08% 범위로 함유하는 것을 특징으로 하는 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기 강판.
  3. 중량%로, C: 0.05 ~ 0.15%, Si: 0.20 ~ 0.40%, Mn: 0.3 ~ 0.6%, Al:0.001~0.05%, P: 0.012% 이하, S: 0.015%이하, Ni: 4.0 ~ 5.0%, In: 0.001~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050 ~ 1250℃에서 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 강판을 패스당 5 ~ 30%의 압하율로 열간 압연하고, 800℃ 이상의 온도에서 압연을 종료하는 열간압연 공정;
    상기 열간 압연된 강판을 열간압연 후 30초 이내 2.5~50℃/sec의 냉각 속도로 1차 냉각하는 공정;
    상기 냉각된 강재를 690 ~ 760℃에서 {2.4×t + (10~30)}분 [여기서 t는 강재의 두께(mm)를 의미한다] 동안 중간 열처리 후, 2.5~50℃/sec의 냉각 속도로 2차 냉각하는 공정; 및
    상기 2차 냉각된 강재를 600~670℃구간에서 {2.4×t + (10~30)}분 [여기서 t는 강재의 두께(mm)를 의미한다] 동안 템퍼링하는 공정;을 포함하는 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기용 강판 제조 방법.
  4. 제 3항에 있어서, 상기 템퍼링 공정으로 얻어진 강 미세조직은 15~80 면적분율(%)의 템퍼드 베이나이트와 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 것을 특징으로 하는 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기용 강판 제조 방법.
  5. 제 3항에 있어서, 상기 In을 0.05~0.08% 범위로 함유하는 것을 특징으로 하는 극저온 인성 및 연성이 우수한 저온용 압력용기 강판 제조방법.
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