WO2020111859A1 - 고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to the production of medium and high temperature steel at a temperature of about 400 to 600°C, such as a boiler and a pressure vessel in a power plant, and more particularly, to a steel sheet excellent in high temperature strength at 500°C and a method for manufacturing the same.
  • Japanese Patent Application Publication No. 1997-256037 discloses weight percent, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.02 to 0.5%, Mn: 0.2 to 2.0%, Al: 0.005 ⁇ 0.1%, Slab containing Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti, B, Ca, or rare earth elements or more, and the remainder being iron and unavoidable impurities, if necessary After heating and hot rolling, air-cooling to room temperature, and heating and slow-cooling at the AC1 to Ac3 transformation point, the technology to enable PWHT guarantee time up to 16 hours was proposed.
  • the present invention is to solve the above problems, post-weld heat treatment (PWHT) after a long period of welding (PWHT) does not deteriorate the high temperature strength at 500 °C post-weld heat treatment (PWHT) steel sheet for high and high temperature resistance and It is an object to provide a manufacturing method thereof.
  • C 0.05 to 0.25%
  • Mn 0.1 to 1.0%
  • Si 0.1 to 0.8%
  • Cr 1 to 3%
  • Cu 0.05 to 0.3%
  • Mo 0.5 to Heat treatment after welding containing 1.5%
  • Ir:0.005 ⁇ 0.10% and Rh 0.005 ⁇ 0.10%
  • the rest containing Fe and unavoidable impurities It relates to a steel sheet for medium and high temperature excellent in resistance.
  • the steel sheet has a microstructure composed of 50% or more of tempered martensite and residual tempered bainite in area %, and fine IrO 2 or Rh 2 O 3 oxides having a size of 1 ⁇ m or less are present in the grains of the microstructure. It is desirable to do.
  • the steel sheet may have a high temperature tensile strength of 500° C. or higher even after heat treatment (Post Weld Heat Treatment, PWHT) after welding for 100 hours.
  • PWHT Post Weld Heat Treatment
  • C 0.05 to 0.25%
  • Mn 0.1 to 1.0%
  • Si 0.1 to 0.8%
  • Cr 1 to 3%
  • Cu 0.05 to 0.3%
  • Mo 0.5 Steel slab containing ⁇ 1.5%
  • Al 0.005 ⁇ 0.1%
  • Ir 0.005 ⁇ 0.10%
  • Rh 0.005 ⁇ 0.10%
  • Welding including the; tempering heat treatment process to maintain the cooling-controlled steel sheet in a temperature range of 700 to 750° C. for 2.5 ⁇ t+ (10 to 30 minutes) (however, t means the thickness (mm) of the steel). It relates to a method of manufacturing a steel sheet for medium and high temperature excellent in heat treatment resistance after.
  • the steel sheet produced by the tempering heat treatment process has a microstructure consisting of 50% or more of tempered martensite and residual tempered bainite in area %, and fine IrO 2 or Rh of 1 ⁇ m or less inside the grains of the microstructure. 2 O 3 oxide may be present.
  • the medium and high temperature steel sheet having excellent heat treatment resistance after welding of the present invention is, in weight percent, C:0.05 to 0.25%, Mn: 0.1 to 1.0%, Si: 0.1 to 0.8%, Cr: 1 to 3%, Cu: 0.05 to ⁇ 0.3%, Mo:0.5 ⁇ 1.5%, Ni:0.05 ⁇ 0.5%, Al:0.005 ⁇ 0.1%, Ir:0.005 ⁇ 0.10% and Rh: 0.005 ⁇ 0.10%, at least one, Fe and unavoidable Contains impurities.
  • carbon (C) is an element that improves strength, and its content is preferably controlled in the range of 0.05 to 0.25%. If the content is less than 0.05%, the strength of the matrix itself decreases, and if it exceeds 0.25%, there may be a problem of deteriorating toughness due to excessive strength increase.
  • the lower limit of the carbon content is preferably limited to 0.06%, more preferably 0.08%, and the upper limit of the carbon content is preferably 0.24%, more preferably 0.22%.
  • silicon (Si) is an effective element for deoxidation and solid solution strengthening, and is an element accompanying an increase in impact transition temperature. Therefore, in order to achieve the target strength, 0.1% or more should be added, but when it exceeds 0.8%, there may be a problem that weldability and impact toughness are lowered. In consideration of this, in the present invention, the content of silicon (Si) is limited to 0.1 to 0.8%. It is desirable to do.
  • the lower limit of the silicon content is preferably limited to 0.12%, more preferably 0.15%, and the upper limit of the silicon content is preferably limited to 0.75%, more preferably 0.70%.
  • manganese (Mn) is preferably controlled to 1% or less because it lowers the room temperature elongation and low temperature toughness by forming MnS, which is a non-metallic inclusion stretched with S.
  • MnS which is a non-metallic inclusion stretched with S.
  • Mn is added to less than 0.1%, it is difficult to ensure adequate strength, so the content of manganese (Mn) is limited to 0.1 to 1% in the present invention.
  • the lower limit of the manganese content is preferably limited to 0.15%, more preferably 0.2%, and the upper limit of the manganese content is preferably limited to 0.95%, more preferably 0.90%.
  • the aluminum (Al) is one of the strong deoxidizers used in the steelmaking process together with the Si.
  • the lower limit of the aluminum content is preferably limited to 0.01%, more preferably 0.02%, and the upper limit of the aluminum content is preferably limited to 0.09%, more preferably 0.08%.
  • chromium (Cr) is an element that increases high-temperature strength, and should be added at least 1.0% in order to obtain an effect of increasing strength, but when added in excess of 3.0%, there is a problem of increasing manufacturing cost. In consideration of this, the present invention limits the chromium (Cr) content to 1.0 to 3.0%.
  • the lower limit of the chromium content is preferably limited to 1.1%, more preferably 1.2%, and the upper limit of the chromium content is preferably limited to 2.8%, more preferably 2.5%.
  • Mo is not only an effective element for increasing high temperature strength, but also an element for preventing cracking due to sulfide.
  • 0.5% or more should be added, but when it is added in excess of 1.5%, there is also a problem of increase in manufacturing cost. That is, in the present invention, the content of molybdenum (Mo) is limited to the range of 0.5 to 1.5%.
  • the lower limit of the molybdenum content is preferably limited to 0.51%, more preferably 0.53%, and the upper limit of the molybdenum content is preferably 1.4%, more preferably 1.2%.
  • copper (Cu) is an element effective for increasing strength, and it should be added at least 0.005% to obtain an effect of increasing strength, but since it is expensive, it is preferable to use 0.3% or less. In consideration of this, in the present invention, the content of (Cu) is in the range of 0.005 to 0.3%.
  • the lower limit of the copper content is preferably limited to 0.007%, more preferably 0.01%, and the upper limit of the copper content is preferably limited to 0.28%, more preferably 0.25%. .
  • nickel (Ni) is the most effective element for improving low-temperature toughness, and the above-mentioned effect can be obtained only when 0.05% or more is added, and manufacturing cost may increase when it is added in excess of 0.5% as an expensive element. . Therefore, in the present invention, the content of nickel (Ni) is limited to 0.05 to 0.5%.
  • the lower limit of the nickel content is preferably limited to 0.07%, more preferably 0.1%, and the upper limit of the nickel content is preferably limited to 0.48%, more preferably 0.45%.
  • the present invention may include one or more of Ir:0.005 to 0.10% and Rh: 0.005 to 0.10% in the composition.
  • the iridium (Ir) is an element effective to prevent softening of the matrix tissue by forming a fine oxide, and its effect can be sufficiently obtained by adding 0.005% or more, but it is preferable to add it at 0.1% or less because it is expensive.
  • the rhodium (Rh), like Ir, is an element that can easily form a fine oxide, and should be added at least 0.005% to obtain the effect sufficiently, whereas it is expensive to add 0.1% or less.
  • Ir and Rh are added in the range of 0.01 to 0.08% and 0.05 to 0.09%, respectively.
  • IrO 2 or Rh 2 O 3 oxides of 1 ⁇ m or less are important elements.
  • the oxide is formed to have an area fraction of 0.015% or more by adding these elements.
  • the oxides do not grow significantly during PWHT for a long time, and thus play an important role in preventing a drop in high temperature strength even after a long time of PWHT. If the area fraction is less than 0.015%, the high temperature strength may deteriorate.
  • the microstructure may be formed of a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite, and the tempered martensite in the tissue may include at least 50 area%.
  • the internal structure of the heat-treated steel sheet that is, a fine IrO 2 or Rh 2 O 3 oxide of 1 ⁇ m or less is formed inside the grain.
  • the method of manufacturing a steel sheet for medium and high temperature excellent in heat treatment resistance after welding includes a step of hot-rolling a steel slab having the above-described compositional component in a temperature range of 1000 to 1250; A heat treatment process for maintaining the hot rolled steel sheet for a time of 2.5 ⁇ t + (10 to 30 minutes) in the temperature range of 900 to 1000° C. (wherein t denotes the thickness (mm) of the steel); Cooling the heat-treated steel sheet at a cooling rate of 0.2 to 30/sec; And a tempering heat treatment process for maintaining the cooling-controlled steel sheet in a temperature range of 700 to 750° C. for 2.5 ⁇ t+ (10 to 30 minutes) (where t is the thickness (mm) of the steel). .
  • the present invention reheats a steel slab satisfying the above composition range to a temperature range of 1000 to 1250°C. This is because when the reheating temperature is lower than 1000°C, solute atoms are difficult to employ, and when it exceeds 1250°C, the austenite grain size becomes too coarse and spoils the properties of the steel sheet. And in the present invention, the reheated steel slab is subjected to hot rolling under normal conditions and then cooled.
  • heat treatment is performed to maintain the hot-rolled steel sheet under the condition of 2.5 ⁇ t + (10 to 30 minutes) in the temperature range of 900 to 1000° C. (wherein t denotes the thickness (mm) of the steel). .
  • the reason for limiting the heat treatment holding time is that if the holding time is less than 2.5 x t + 10 minutes (t means the thickness of the steel (mm)), homogenization of the tissue is difficult, and 2.5 x t + 30 minutes (t This is because if it exceeds the thickness (meaning mm) of the steel, productivity may be impaired.
  • the heat-treated steel sheet is cooled at a cooling rate of 0.2 to 30/sec based on the central cooling rate. If the cooling rate is less than 0.2/sec, coarse ferrite grains may be generated during cooling, whereas if it exceeds 30/sec, excessive cooling equipment is required.
  • the tempering heat treatment to maintain the cooling-controlled steel sheet for a time of 2.5 ⁇ t+ (10 to 30 minutes) in the temperature range of 700 to 750° C. (wherein t denotes the thickness of the steel (mm)) Conduct.
  • the reason for limiting the tempering heat treatment holding time is less than 2.5 ⁇ t+10 minutes (t means the thickness of the steel (mm)), so it is difficult to homogenize the tissue, and 2.5 ⁇ t+30 minutes (t is the steel This is because if it exceeds the thickness (meaning mm), productivity will be impaired.
  • the microstructure may be formed of a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite, and the tempered martensite in the structure may include at least 50 area%.
  • a fine IrO 2 or Rh 2 O 3 oxide of 1 ⁇ m or less is formed in the internal structure of the heat-treated steel sheet, that is, inside the crystal grains.
  • the steel sheet of the present invention manufactured through the tempering heat treatment process requires PWHT treatment to remove residual stress by a welding process added during the production of a pressure vessel or the like.
  • PWHT heat treatment deterioration of strength and toughness occurs, and the steel sheet manufactured by the present invention has a large strength and toughness even after a long time ( ⁇ 100 hours) at 650 to 740°C, which is a typical PWHT temperature condition
  • the steel sheet of the present invention has excellent strength at 500°C and high temperature tensile strength of 400 MPa or more even after 100 hours of PWHT.
  • Inventive Examples 1-12 satisfying the composition and manufacturing conditions of the present invention are compared with those in which strength and toughness are not deteriorated even when the PWHT time reaches 50 hours or more and 100 hours.
  • Comparative Examples 1-6 are out of the composition and manufacturing conditions of the steel composition of the present invention, when compared with Inventive Examples 1-12, when the PWHT time is small, the strength and toughness show almost the same level as the invention steel, As the PWHT time became longer than 50 hours, it was confirmed that the strength and toughness were significantly deteriorated compared to the invention examples.
  • Comparative Example 7-9 the composition of the steel is within the scope of the present invention, but the steel manufacturing conditions are out of the scope of the present invention, and it can be seen that the high temperature strength value is significantly lower than the case of meeting the manufacturing conditions of the steel.
  • Comparative Example 10-12 the steel manufacturing conditions satisfy the scope of the present invention, but the steel composition component is out of the scope of the present invention, it can be seen that the high temperature strength value is significantly lower than the case where the composition component of the invention steel have.

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Abstract

고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판은, 중량%로, C:0.05~0.25%, Mn:0.1~1.0%, Si:0.1~0.8%, Cr:1~3%, Cu:0.05~0.3%, Mo:0.5~1.5%, Ni:0.05~0.5%, Al:0.005~0.1%을 포함하고, Ir:0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

Description

고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법
본 발명은 발전소의 보일러, 압력용기 등 400~600℃ 정도의 중고온용 강의 제조에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 500℃ 에서 고온 강도가 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 석유의 품귀 현상 및 고유가 시대를 맞이하여 열악한 환경의 유전이 활발하게 개발되는 추세에 따라 원유의 정제 및 저장용 강재에 대하여 후물화가 이루어지고 있다.
상기와 같은 강재의 후물화 이외에도 강재를 용접한 경우에 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 발생된 응력을 제거하기 위하여, 용접 후 열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)를 행하게 된다. 그러나 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 고온 강도가 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.
이러한 장시간 PWHT 열처리에 따른 물성의 저하를 방지하기 위한 수단으로 일본 공개특허번호 1997-256037호에는, 중량％로，C: 0.05~0.20％，Si: 0.02~0.5％，Mn: 0.2~2.0％，Al: 0.005~0.1％，필요에 따라 Cu，Ni，Cr，Mo，V，Nb，Ti，B，Ca，희토류 원소 중 1 종 또는 2종 이상을 함유하고，잔부가 철 및 불가피한 불순물로 된 슬래브를 가열 및 열간 압연을 행한 후，실온으로 공냉하고，Ac1~Ac3 변태점에서 가열하고 서냉하는 공정에 의해, PWHT 보증시간을 16시간까지 가능하게 하는 기술을 제시하였다.
그러나, 상기 기술에 나타난 PWHT 보증 시간은 후물화 및 용접부 조건이 가혹한 경우에는 매우 부족하며, 그 이상의 장시간 PWHT의 적용은 불가능한 문제점을 지니고 있다.
따라서, 강재의 후물화 및 용접부 조건의 가혹화에 동반되어, 장시간의 PWHT 후에도 500에서 우수한 고온 강도를 갖는 강재가 요구되고 있다.
따라서 본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 장시간의 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 500℃에서 고온강도가 저하되지 않는 용접 후 열처리(PWHT) 저항성이 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 일측면은, 중량%로, C:0.05~0.25%, Mn:0.1~1.0%, Si:0.1~0.8%, Cr:1~3%, Cu:0.05~0.3%, Mo:0.5~1.5%, Ni:0.05~0.5%, Al:0.005~0.1%을 포함하고, Ir:0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판에 관한 것이다.
상기 강판은, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트 50% 이상과 잔여 템퍼드 베이나이트로 이루어진 미세조직을 가지며, 상기 미세조직의 결정립 내부에는 1㎛이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물이 존재하는 것이 바람직하다.
상기 강판은 100 시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)후에도 500℃ 고온 인장강도가 400MPa 이상일 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C:0.05~0.25%, Mn:0.1~1.0%, Si:0.1~0.8%, Cr:1~3%, Cu:0.05~0.3%, Mo:0.5~1.5%, Ni:0.05~0.5%, Al:0.005~0.1%을 포함하고, Ir: 0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250의 온도범위로 재가열 후 열간압연하는 공정;
상기 열간압연된 강판을 900~1000℃의 온도범위에서 2.5×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 열처리 공정;
상기 열처리된 강판을 0.2~30/sec의 냉각속도로 냉각하는 공정; 및
상기 냉각 제어된 강판을 700~750℃의 온도범위에서 2.5×t+(10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리 공정;을 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판의 제조방법에 관한 것이다.
상기 템퍼링 열처리 공정으로 제조된 강판은, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트 50% 이상과 잔여 템퍼드 베이나이트로 이루어진 미세조직을 가지며, 상기 미세조직의 결정립 내부에는 1㎛이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물이 존재할 수 있다.
상술한 구성의 본 발명에 의하면, 100시간에 이르는 PWHT 후에도 500℃ 고온 인장강도가 400MPa 이상을 갖는 중고온용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명의 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판은, 중량%로, C:0.05~0.25%, Mn:0.1~1.0%, Si:0.1~0.8%, Cr:1~3%, Cu:0.05~0.3%, Mo:0.5~1.5%, Ni:0.05~0.5%, Al:0.005~0.1%을 포함하고, Ir:0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
먼저, 본 발명의 강재의 성분계 및 조성범위에 대하여 상세히 설명한다. (이하, 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.)
·탄소(C)
본 발명에서 탄소(C)는 강도를 향상시키는 원소로서, 그 함량을 0.05~0.25% 범위로 제어함이 바람직하다. 만일 그 함량이 0.05% 미만인 경우에는 기지 자체의 강도가 저하되며, 0.25%를 초과하는 경우에는 과도한 강도 증대에 따라 인성을 저하시키는 문제점이 있을 수 있다.
본 발명에서 상기 탄소 함량의 하한은 바람직하게는 0.06%, 보다 바람직하게는 0.08%로 제한하는 것이며, 상기 탄소 함량의 상한은 바람직하게는 0.24%, 보다 바람직하게는 0.22%로 하는 것이다.
·실리콘(Si)
본 발명에서 실리콘(Si)는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도 상승을 동반하는 원소이다. 따라서 목표강도를 달성하기 위해서는 0.1% 이상을 첨가하여야 하나, 0.8%를 초과하여 첨가하는 경우에는 용접성 및 충격인성이 저하되는 문제점이 있을 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 실리콘(Si)의 함량은 0.1~0.8%로 제한한다. 하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 실리콘의 함량의 하한은 바람직하게는 0.12%, 보다 바람직하게는 0.15%로 제한하는 것이며, 상기 실리콘 함량의 상한은 바람직하게는 0.75%, 보다 바람직하게는 0.70%로 제한하는 것이다.
·망간(Mn)
본 발명에서 망간(Mn)은 S와 함께 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연신율 및 저온인성을 저하시키므로 1% 이하로 관리하는 것이 바람직하다. 그러나 Mn이 0.1% 미만으로 첨가하는 경우에는 적절한 강도를 확보하기 어려우므로, 본 발명에서는 망간(Mn)의 함량은 0.1~1% 범위로 제한한다.
본 발명에서 상기 망간의 함량의 하한은 바람직하게는 0.15%, 보다 바람직하게는 0.2%로 제한하는 것이며, 상기 망간 함량의 상한은 바람직하게는 0.95%, 보다 바람직하게는 0.90%로 제한하는 것이다.
·알루미늄(Al)
상기 알루미늄(Al)은 상기 Si와 더불어 제강 공정에서 사용되는 강력한 탈산제 중 하나이다. 본 발명에서는 이러한 알루미늄(Al)의 함량은 0.005~0.1% 범위로 제한하는 것이 바람직한데, 만일 Al의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상기 탈산효과가 미미하며, 0.1%를 초과하여 첨가하는 경우에는 상기 탈산효과가 포화되고 제조원가가 상승하는 문제점이 있기 때문이다.
본 발명에서 상기 알루미늄 함량의 하한은 바람직하게는 0.01%, 보다 바람직하게는 0.02%로 제한하는 것이며, 상기 알루미늄 함량의 상한은 바람직하게는 0.09%, 보다 바람직하게는 0.08%로 제한하는 것이다.
·크롬(Cr)
본 발명에서 크롬(Cr)은 고온강도를 증가시키는 원소로, 강도 증가 효과를 얻기 위해서는 1.0% 이상 첨가되어야 하나, 3.0%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조비용 상승의 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 크롬(Cr) 함량을 1.0~3.0% 범위로 제한한다.
본 발명에서 상기 크롬 함량의 하한은 바람직하게는 1.1%, 보다 바람직하게는 1.2%로 제한하는 것이며, 상기 크롬 함량의 상한은 바람직하게는 2.8%, 보다 바람직하게는 2.5%로 제한하는 것이다.
·몰리브덴(Mo)
본 발명에서 Mo는 Cr과 마찬가지로, 고온강도 증대에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 0.5% 이상이 첨가되어야 하나, 1.5%를 초과하여 첨가하는 경우에는 역시 제조비용 상승의 문제가 있으므로, 1.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명에서는 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.5~1.5% 범위로 제한한다.
본 발명에서 상기 몰리브덴 함량의 하한은 바람직하게는 0.51%, 보다 바람직하게는 0.53%로 제한하는 것이며, 상기 몰리브덴 함량의 상한은 바람직하게는 1.4%, 보다 바람직하게는 1.2%로 제한하는 것이다.
·구리(Cu)
본 발명에서 구리(Cu)는 강도 증대에 효과적인 원소로, 0.005% 이상 첨가하여야 강도 증대 효과를 얻을 수 있지만, 고가이므로 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 (Cu)의 함량은 0.005~0.3% 범위로 한다.
본 발명에서 상기 구리 함량의 하한은 바람직하게는 0.007%, 보다 바람직하게는 0.01%로 제한하는 것이며, 상기 구리 함량의 상한은 바람직하게는 0.28%, 보다 바람직하게는 0.25%로 제한하는 것이다. .
·니켈(Ni)
본 발명에서 니켈(Ni)은 저온 인성을 향상시키는 가장 효과적인 원소로서, 0.05% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으며, 고가의 원소로 0.5%를 초과하여 첨가되는 경우에는 제조비용이 상승할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 니켈(Ni)의 함량을 0.05~0.5%로 제한한다.
본 발명에서 상기 니켈의 함량의 하한은 바람직하게는 0.07%, 보다 바람직하게는 0.1%로 제한하는 것이며, 상기 니켈 함량의 상한은 바람직하게는 0.48%, 보다 바람직하게는 0.45%로 제한하는 것이다.
·Ir과 Rh 중 1종 이상
본 발명은 상기 조성에 Ir:0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상을 포함할 수 있다.
상기 이리듐(Ir)은 미세한 산화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소로, 0.005%이상 첨가해야 그 효과를 충분히 얻을 수 있는 반면, 고가이므로 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 로듐(Rh) 역시 Ir과 마찬가지로 미세한 산화물을 쉽게 형성할 수 있는 원소로, 0.005%이상 첨가하여야 그 효과를 충분히 얻을 수 있는 반면, 고가이므로 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게는, Ir과 Rh 을 각각 0.01~0.08% 및 0.05~0.09% 범위로 첨가하는 것이다.
본 발명에서는 이리듐(Ir) 및 로듐(Rh)을 첨가함으로써 1㎛ 이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물이 중요한 역할을 하는 원소이다.
이들 원소의 첨가에 의해 산화물은 그 면적 분율이 0.015% 이상이 되도록 형성되는 것이 바람직하다. 상기 산화물들은 장시간 PWHT시에도 크게 성장되지 않아, 장시간 PWHT 이후에도 고온강도의 하락을 방지할 수 있는 중요한 역할을 담당하게 된다. 만일 상기 면적분율이 0.015% 미만이면 고온강도가 저하될 수 있다.
상기와 같은 조성 성분을 갖는 본 발명의 강판은 그 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있으며, 상기 조직 내에서 템퍼드 마르텐사이트는 최소한 50 면적% 포함될 수 있다.
또한, 열처리 완료된 강판의 내부조직 즉, 결정립 내부에는 1㎛ 이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물을 형성하는 것을 특징으로 한다. 상기 조직을 상술한 형태로 제어하는 이유는 본 발명에서 대상으로 하는 PWHT 저항성이 우수하며, 적절한 강도와 인성을 가지도록 하기 위함이다.
다음으로, 본 발명의 일실시예에 따른 강판 제조방법을 상세히 설명한다.
용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판의 제조방법은, 상기와 같은 조성 성분을 갖는 강 슬라브를 1000~1250의 온도범위로 재가열 후 열간압연하는 공정; 상기 열간압연된 강판을 900~1000℃의 온도범위에서 2.5×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 열처리 공정; 상기 열처리된 강판을 0.2~30/sec의 냉각속도로 냉각하는 공정; 및 상기 냉각 제어된 강판을 700~750℃의 온도범위에서 2.5×t+(10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리 공정;을 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 본 발명은 상기 조성범위를 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃의 온도범위로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1000℃ 보다 낮을 경우 용질원자의 고용이 어렵고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대하게 되어 강판의 성질을 해치기 때문이다. 그리고 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 통상의 조건으로 열간압연 처리한 후, 냉각시킨다.
이어, 본 발명에서는 상기 열연강판을 900~1000℃의 온도범위에서 2.5×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 조건으로 유지하는 열처리를 실시한다.
상기 열처리의 온도가 900℃ 미만에서는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 1000℃를 초과하게 되면 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해칠 수가 있다.
또한 상기 열처리 유지시간에 제약을 두는 이유는 상기 유지시간이 2.5×t + 10분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, 2.5×t + 30분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해칠 수 있기 때문이다.
그리고 본 발명에서는 상기 열처리된 강판을 중심부 냉각속도 기준으로 0.2~30/sec의 냉각속도로 냉각한다. 만일 상기 냉각 속도가 0.2/sec 미만이면 냉각 중 조대한 페라이트 결정립이 발생될 수 있으며, 반면 30/sec를 초과하면 과도한 냉각설비를 필요하게 된다.
이후, 본 발명에서는 상기 냉각 제어된 강판을 700~750℃의 온도범위에서 2.5×t+(10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리를 실시한다.
상기 템퍼링 열처리의 온도가 700℃ 미만에서는 미세 석출물의 석출이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 반면에 열처리 온도가 750℃를 초과하게 되면 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 해치게 된다.
또한 상기 템퍼링 열처리 유지시간의 제약을 두는 이유는 2.5×t+10분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)보다 적으면 조직의 균질화가 어렵고, 2.5×t+30분(t는 강재의 두께(㎜)를 의미)을 초과하면 생산성을 해치기 때문이다.
이러한 템퍼링 열처리에 의해 얻어진 본 발명의 강판은 그 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 및 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있으며, 상기 조직 내에서 템퍼드 마르텐사이트는 최소한 50 면적% 포함될 수 있다.
또한, 열처리 완료된 강판의 내부조직 즉, 결정립 내부에는 1㎛ 이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물이 형성되어 있다.
상기 템퍼링 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강판은 압력 용기 등의 제작시 부가되는 용접 공정에 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 온도 조건인 650 ~ 740℃에서 장시간(~100 시간) 실시하여도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접시공이 가능하다는 장점이 있다. 특히, 본 발명의 강판은 100 시간의 PWHT 후에도 500℃ 고온 인장강도가 400MPa 이상의 우수한 강도를 가지고 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 강 조성 성분을 갖는 강 슬라브를 각각 마련하였다. 이후, 상기 각 강슬라브를 하기 표 2의 조건으로 재가열처리 한 후, 열간압연하여 하기 표 2와 같은 두께를 갖는 열연판을 제조하였다. 그리고 이러한 각각의 열연판을 하기 표 2의 조건으로 열처리, 냉각 및 템퍼링 열처리를 실시하여 최종 강판을 제조하였다.
상기와 같은 조건으로 제조된 각각의 강판에 대하여 하기 표 2와 같은 조건으로 PWHT를 실시한 후, 500℃ 에서 항복강도, 인장강도를 조사하여 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구분 C Mn Si Ni Cr Mo Cu Al Ir Rh
발명강 1 0.13 0.55 0.52 0.20 1.26 0.60 0.14 0.028 - 0.07
발명강 2 0.14 0.65 0.49 0.18 1.40 0.53 0.15 0.027 0.05 -
발명강 3 0.14 0.48 0.21 0.19 2.23 1.01 0.17 0.035 - 0.08
발명강 4 0.15 0.45 0.25 0.16 2.25 0.96 0.20 0.024 0.06 -
비교강 1 0.13 0.60 0.50 0.20 1.39 0.53 0.15 0.028 - -
비교강 2 0.14 0.55 0.23 0.17 2.15 1.01 0.19 0.029 - -
구분 강판두께(mm) 재가열온도(℃) 열처리조건(℃/hr) 냉각속도(℃/초) 템퍼링온도(℃) PWHT온도(℃) PWHT시간(hr) 500 YS(MPa) 500 TS(MPa) 비고
발명강 1 100 1150 970/4.5 2.5 740 710 50 353 438 발명예1
150 1100 980/6.6 0.7 740 710 100 351 428 발명예2
200 1180 960/9.0 0.5 740 710 100 336 427 발명예3
발명강 2 100 1100 970/4.5 2.5 740 710 50 331 428 발명예4
150 1150 980/6.6 0.7 740 710 100 321 429 발명예5
200 1200 960/9.0 0.5 740 710 100 316 420 발명예6
발명강 3 100 1100 970/4.5 2.5 740 710 100 343 429 발명예7
150 1150 980/6.6 0.7 740 710 100 331 428 발명예8
200 1200 960/9.0 0.5 740 710 100 330 429 발명예9
발명강 4 100 1100 970/4.5 2.5 740 710 50 323 438 발명예10
150 1150 980/6.6 0.7 740 710 100 331 432 발명예11
200 1200 960/9.0 0.5 740 710 100 329 437 발명예12
비교강 1 100 1200 970/4.5 공냉 740 710 16 212 391 비교예1
150 1150 980/6.6 공냉 740 710 50 205 384 비교예2
200 1100 960/9.0 공냉 740 710 100 199 373 비교예3
비교강 2 100 1100 970/4.5 공냉 740 710 16 227 399 비교예4
150 1100 980/6.6 공냉 740 710 50 193 386 비교예5
200 1180 960/9.0 공냉 740 710 100 188 360 비교예6
발명강 1 100 1100 970/4.5 공냉 740 710 16 222 397 비교예7
150 1100 980/6.6 공냉 740 710 50 190 381 비교예8
200 1180 960/9.0 공냉 740 710 100 189 357 비교예9
비교강 1 100 1100 970/4.5 2.5 740 710 16 217 390 비교예10
150 1150 980/6.6 0.7 740 710 50 203 386 비교예11
200 1200 960/9.0 0.5 740 710 100 197 376 비교예12
상기 표 1 및 표 2로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1-12는 PWHT 시간이 50시간 이상 100시간에 이르게 되어도, 강도와 인성이 저하되지 않는 것에 비하여, 비교예 1-6은 본 발명의 강 조성 성분 및 제조 조건을 벗어나는 경우로서, 발명예 1-12들과 비교할 때, PWHT 시간이 작을 경우에는 강도와 인성이 발명강과 거의 동등한 수준을 보이고 있으나, PWHT 시간이 50시간 이상 길어짐에 따라, 발명예들에 비해 강도와 인성이 현저히 열화되는 것을 확인할 수 있다. 이는 본 발명예들의 강판에 Ir, Rh를 첨가하여 1㎛ 이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물의 생성이 큰 영향을 미친 것으로 판단된다. 이러한 산화물은 장시간의 PWHT시에도 크게 성장하지 않으므로, 산화물의 형성에 의해 장시간 PWHT 후에도 강도와 인성의 하락을 방지할 수 있는 효과가 있다.
한편 비교예 7-9는 강 조성성분은 본 발명 범위 내이나 강 제조 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서 고온강도 값이 발명강의 제조조건에 부합되는 경우에 비해 현저히 낮음을 알 수 있다.
또한 비교예 10-12는 강 제조 조건은 본 발명 범위를 만족하나, 강 조성 성분이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 고온강도 값이 발명강의 조성성분에 부합되는 경우에 비해 현저히 낮음을 알 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 (7)

  1. 중량%로, C:0.05~0.25%, Mn:0.1~1.0%, Si:0.1~0.8%, Cr:1~3%, Cu:0.05~0.3%, Mo:0.5~1.5%, Ni:0.05~0.5%, Al:0.005~0.1%을 포함하고, Ir:0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판은, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트 50% 이상과 잔여 템퍼드 베이나이트로 이루어진 미세조직을 가지며, 상기 미세조직의 결정립 내부에는 1㎛이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물이 존재하는 것을 특징으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판.
  3. 제 2항에 있어서, 상기 산화물은 그 면적 분율이 0.015% 이상인 것을 특징으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 강판은 100 시간 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)후에도 500℃ 고온 인장강도가 400MPa 이상인 것을 특징으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판.
  5. 중량%로, C:0.05~0.25%, Mn:0.1~1.0%, Si:0.1~0.8%, Cr:1~3%, Cu:0.05~0.3%, Mo:0.5~1.5%, Ni:0.05~0.5%, Al:0.005~0.1%을 포함하고, Ir: 0.005~0.10%와 Rh: 0.005~0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250의 온도범위로 재가열 후 열간압연하는 공정;
    상기 열간압연된 강판을 900~1000℃의 온도범위에서 2.5×t + (10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 열처리 공정;
    상기 열처리된 강판을 0.2~30/sec의 냉각속도로 냉각하는 공정; 및
    상기 냉각 제어된 강판을 700~750℃의 온도범위에서 2.5×t+(10~30분) (단, t는 강재의 두께(㎜)를 의미)의 시간 동안 유지하는 템퍼링 열처리 공정;을 포함하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 상기 템퍼링 열처리 공정으로 제조된 강판은, 면적%로, 템퍼드 마르텐사이트 50% 이상과 잔여 템퍼드 베이나이트로 이루어진 미세조직을 가지며, 상기 미세조직의 결정립 내부에는 1㎛이하의 미세한 IrO 2 또는 Rh 2O 3 산화물이 존재하는 것을 특징으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서, 상기 산화물은 그 면적 분율이 0.015% 이상인 것을 특징으로 하는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 중고온용 강판의 제조방법.
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