KR101657828B1 - Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 석유화학 제조설비, 저장탱크, 열교환기, 반응로, 응축기 등에 적합하게 사용될 수 있는 압력용기용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접 후 열처리(PWHT) 후에도 강도 및 인성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

ＰＷＨＴ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법 {STEEL PLATE FOR PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT STRENGTH AND TOUGHNESS AFTER POST WELD HEAT TREATMENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 석유화학 제조설비, 저장탱크, 열교환기, 반응로, 응축기 등에 적합하게 사용될 수 있는 압력용기용 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 용접 후 열처리(PWHT) 후에도 강도 및 인성이 우수한 압력용기용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근들어 석유화학 제조설비, 저장탱크 등과 같은 설비의 대형화 및 대용량 저장의 요구로 인해, 이에 사용되는 압력용기용 강재에 대한 후물화가 지속되고 있으며, 특히 한랭환경에서의 사용 증대로 인성을 보증하는 온도가 점차 낮아지고 있다.

뿐만 아니라, 용접 등의 공정을 거쳐 대형구조물을 제조함에 있어서 모재뿐만 아니라 용접부의 구조적인 안정성을 확보하기 위해, 탄소당량(Ceq)을 낮추고 불순물을 극한으로 제어하는 추세에 있다.

이와 함께, 용접부 내부 건전성을 증대시키기 위한 또 다른 방법으로 PWHT(Post Weld Heat Treatment)를 실시하여 용접부위의 잔류 응력을 제거함으로써 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수 한정성을 확보하는 방안이 있다.

통상, PWHT는 구조물 전체를 대상으로 행해지나, 국부적으로 진행하더라도 용접부 이외의 모재 역시 열원에 노출되므로 모재의 물성 열화를 야기시킬 수 있다. 이로 인해, PWHT를 행하는 경우 그 이후의 모재 품질은 설비수명과 밀접한 관련성이 있다.

한편, 주로 베이나이트(Bainite), 마르텐사이트(Martensite), 도상 마르텐사이트(MA) 등 경한 상(Hard Phase)으로 이루어지는 고강도 압력용기용 강재의 경우, 장시간 PWHT시 모재는 탄소의 재확산, 전위 회복, 결정립 성장(베이나이트 또는 마르텐사이트 계면이동) 및 탄화물 성장, 석출 등 일련의 과정을 거치면서 강도가 하락할 뿐만 아니라, 연성-취성 천이온도(DBTT)도 증대되는 경향을 보인다.

이와 같이, 장시간 PWHT 처리에 따른 물성 저하를 방지하기 위한 수단으로서, 첫째 Ceq가 높더라도 경화능을 증대시킬 수 있는 합금원소의 첨가량을 높여 열처리 이후에도 템퍼드된(tempered) 저온상 분율을 증대시켜 강도가 저하되는 양을 줄이는 방법이 있다. 두 번째로는 Q(quenching)-T(tempering)강의 미세조직을 페라이트 및 베이나이트로 이루어지는 2상 조직 또는 상기 조직에 더하여 일정의 마르텐사이트를 포함하는 3상 조직을 구현하면서, 열처리 후 조직 및 전위 밀도 변화가 없는 페라이트의 기지상 강도를 증대시키기 위하여 Mo, Cu, Si, C와 같은 고용강화 효과가 있는 원소의 함량을 증가시키는 방법이다.

그러나, 상기 두 방법은 모두 Ceq의 증대로 인해 용접 열영향부(HAZ)의 인성이 저하될 가능성이 높고, 고용강화 원소 첨가에 의한 제조원가가 상승하는 단점이 있다.

다른 방법으로는, 희토류 원소를 활용한 석출강화 방법으로서, 특정 성분 범위 및 적용 온도 조건하에서는 효과적이다.

이와 관련된 특허문헌 1에는 중량％로，C: 0.05~0.20%，Si: 0.02~0.5%，Mn: 0.2~2.0%，Al: 0.005~0.10%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 필요에 따라 Cu，Ni，Cr，Mo，V，Nb，Ti，B，Ca，희토류 원소 중 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 슬라브를 가열 및 열간압연한 후，실온으로 공냉하고，Ac1~Ac3 변태점에서 가열한 뒤 서냉하는 공정에 의해, PWHT 보증시간을 16시간까지 가능하게 할 수 있다고 개시하고 있다.

그러나, 상기 기술에 의해 얻어지는 PWHT 보증시간은 강재의 후물화 및 용접부 조건이 가혹한 경우에는 매우 부족해지며, 그 이상 장시간 PWHT의 적용은 불가능한 문제점이 있다.

따라서, 강재 후물화 및 용접후 조건의 가혹화에 동반되어, 장시간의 PWHT 후에도 강도 및 인성이 저하하지 않는 즉 PWHT에 대한 저항성이 우수한 강재의 개발이 요구된다.

일본특허 공개번호 제1997-256037호

본 발명의 일 측면은, 장시간의 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 후에도 강도 및 저온인성이 저하되지 않는 용접 후 열처리 저항성이 우수한 압력용기용 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.15%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~ 2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 바나듐(V): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 크롬(Cr): 0.005% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.005% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.02~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~0.60%, 보론(B): 0.0002~0.0010%, 질소(N): 0.0035~0.0065%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 면적분율 35~40%의 페라이트 및 잔부 베이나이트의 복합조직으로 이루어지고. 상기 베이나이트는 패킷(packet) 사이즈가 15㎛ 이하인 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재를 제공한다.

본 발명에 의하면, 500MPa급 이상의 강도를 가지면서 용접 후 장시간 열처리를 행한 이후에도 강도 및 저온인성이 열화되지 않아 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있는 압력용기용 강재를 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명 실시예에 따른 강재의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것이다.

본 발명자들은 가혹한 조건으로 용접이 행해지는 후물재에 대하여 장시간의 PWHT 후에도 강도 및 인성이 우수한 강재를 제공하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성과 더불어 제조조건을 최적화하는 경우 고온에서 장시간 열처리를 행한 이후에도 목표로 하는 기계적 물성 즉 저온인성 및 강도가 우수한 압력용기용 강재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.15%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~ 2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 바나듐(V): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 크롬(Cr): 0.005% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.005% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.02~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~0.60%, 보론(B): 0.0002~0.0010% 질소(N): 0.0035~0.0065%로 이루어지는 것이 바람직하다.

한편, 상술한 성분들을 제외한 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

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.

C: 0.02~0.15%

탄소(C)는 강의 강도를 향상시키는데 효과적인 원소로서, 그 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.02% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 용접성 및 저온인성이 열화될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.02~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.05~0.50%

실리콘(Si)은 용강의 탈산 역할뿐만 아니라 고용강화에 의한 강도 향상에 유리한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 0.50%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강 표면에 두꺼운 산화 피막이 형성되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.05~0.50%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.0~2.0

망간(Mn)은 고용강화 효과로 강의 강도를 확보하는데 유리한 원소이며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.0% 이상으로 Mn을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 S와 결합하여 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연성 및 저온인성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.0~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005~0.1%

알루미늄(Al)은 상기 Si과 더불어 용강의 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 이를 위해서는 0.005% 이상으로 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 탈산 효과가 포화되고, 오히려 제조원가가 상승하여 경제적인 측면에서 불리해지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.005~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.015% 이하

인(P)은 강 제조과정에서 불가피하게 함유되어 저온인성을 해치는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.

다만, 상기 P을 매우 낮은 함량으로 제거하기 위해서는 과다한 비용이 소요되므로, 0.015% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

S: 0.0015% 이하

황(S)은 강 제조과정에서 불가피하게 함유되는 원소로서, Mn과 결합하여 연신된 비금속 개재물인 MnS를 형성하여 상온 연성 및 저온인성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.

다만, 상기 S을 매우 낮은 함량으로 제거하기 위해서는 과다한 비용이 소요되므로, 0.0015% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.03%

니오븀(Nb)은 재가열시 오스테나이트에 고용되어 후속하는 열간압연시 오스테나이트 결정립을 미세화시키는데 효과적이며, 탄소 및 질소와 결합하여 기지(Matrix)와 정합을 이루는 탄·질화물(Nb(C,N))을 형성함으로써 강의 강도를 강화시키는 중요한 원소이다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Nb를 포함하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성하여 강의 인성을 저해할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Nb의 함량은 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.01~0.03%

바나듐(V)은 탄·질화물을 형성시켜 강의 강도 증가에 매우 유리한 원소로서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 V을 첨가하는 것이 바람직하다.

상기 V의 함량이 0.01% 미만이면 미세한 V 탄화물이 형성되지 못하여 충분한 강도를 확보할 수 없으며, 반면 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 조직 내 마르텐사이트 분율이 과도하게 증대외어 M₂₃C₇ 조대 탄화물의 크기를 증대시켜 충격인성을 저하시키는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 V의 함량은 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.03%

티타늄(Ti)은 상기 V와 더불어 탄·질화물을 형성하여 강도를 증가시키는데 유효한 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Ti을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 연주시 조대한 석출물로 나타나 강의 인성을 저해할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 Ti의 함량은 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.005% 이하(0%는 제외)

크롬(Cr)은 강도를 증가시키데 유효한 원소이나, 과다 첨가시 Ceq 증대 대비 기대되는 강도 상승효과가 낮고, 충격인성을 저하시키는 조대 탄화물의 성장을 조장하는 문제가 있으므로, 이를 고려하여 0.005% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.005% 이하(0%는 제외)

몰리브덴(Mo)은 상기 Cr과 마찬가지로 강의 강도 향상에 유효한 원소일 뿐만 아니라, 황화물에 의한 균열 발생을 방지하는 효과가 있다. 이러한 Mo은 고가의 원소로서 제조비용의 상승을 고려하여 0.005% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

Cu: 0.02~0.50%

구리(Cu)는 고용강화 원소로서 강의 강도 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.02% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 과다하여 0.50%를 초과하게 되면 강도 향상 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조원가가 상승하여 경제적인 측면에서 불리해지는 단점이 있다.

따라서, 본 발명에서 Cu의 함량은 0.02~0.50%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 0.05~0.60%

니켈(Ni)은 강의 강도와 인성을 동시에 향상시키는 원소로서, 본 발명에서도 후물재의 강도 확보 및 취성파괴 정지 특성을 향상시키는데 중요한 역할을 한다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 Ni을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.60%를 초과하게 되면 고가의 원소로 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Ni의 함량은 0.05~0.60%로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0002~0.0010%

보론(B)은 연속냉각변태시 오스테나이트의 페라이트로의 변태를 지연시킴으로써 열연강판의 담금질성을 향상시키는데 유효한 원소이다.

이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0002% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.0010%를 초과하게 되면 조직 내 마르텐사이트 분율이 과도하게 증대되어 강도가 과하게 증가하고, 이로 인해 충격인성이 저하되는 문제가 있다. 또한, 보론 산화물을 형성하여 강판의 표면품질을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 B의 함량은 0.0002~0.0010%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 35~65ppm

질소(N)는 Nb 및 V와 함께 Nb(C,N), V(C,N) 같은 탄·질화물을 형성하는 중요한 원소로서, Nb 및 V의 화학양론비를 고려하여 35ppm(0.0035중량%)~65ppm(0.0065중량%) 범위로 포함하는 것이 바람직하다.

상기 N의 함량이 35ppm 미만이면 질화물 형성이 용이하지 않게 되며, 반면 그 함량이 65ppm을 초과하게 되면 자유 질소(Free N)를 형성하여 강의 충격인성을 저하시키는 원인이 된다.

따라서, 본 발명에서 N의 함량은 35~65ppm으로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 Fe다. 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 성분조성을 만족하는 본 발명의 압력용기용 강재는 그 미세조직으로 페라이트 및 베이나이트 복합 조직으로 이루어지는 것이 바람직하며, 상기 페라이트는 면적분율 35~40%로 포함하고, 60~65%로 베이나이트를 포함하는 것이 바람직하다.

만일, 상기 페라이트의 분율이 35% 미만이거나 베이나이트 분율이 65%를 초과하게 되면 강의 인성이 급격히 저하될 수 있으며, 반면 페라이트의 분율이 40%를 초과하거나 베이나이트 분율이 60% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하지 못할 수 있다.

한편, 상기 베이나이트는 패킷(packet) 사이즈가 15㎛ 이하인 것으로만 이루어지는 것이 바람직한데, 만일 베이나이트의 패킷 사이즈가 15㎛를 초과하게 되면 미세조직 내 크랙(crack)이 전파될 때 전파길이가 길어져 충격인성이 저하되는 문제가 있다.

또한, 본 발명의 압력용기용 강재는 탄·질화물을 포함하는데, 이때 탄·질화물을 Nb(C,N), V(C,N) 및 M₇C₃인 것이 바람직하다.

특히, 상기와 같은 탄·질화물들은 미세한 크기를 가지면서, 일정 분율로 함유되는 것이 바람직한데, 이중 Nb(C,N)은 평균 크기가 100nm 이하이고 0.01~0.05%의 분율로 포함하고, 상기 V(C,N)은 평균 크기가 30nm 이하이고 0.01~0.03%의 분율로 포함하고, 상기 M7C3는 평균 크기가 25nm 이하이고 0.01~0.02%의 분율로 포함하는 것이 바람직하다.

이와 같이, 본 발명에서는 미세한 탄·질화물을 형성시킴으로써, 의도하는 기계적 물성 특히 PWHT 후에도 우수한 강도 및 인성을 확보할 수 있는 것이다.

만일, 상기 탄·질화물들의 크기가 각각의 한정범위를 초과하게 되면 조대한 탄·질화물이 형성되어 오히려 강도 및 인성이 저하될 수 있으므로 바람직하지 못하다.

본 발명의 압력용기용 강재는 하기 관계식 1로 나타내는 탄소당량(Ceq)이 0.42 이하인 것이 바람직하다. 상기 Ceq 값이 0.42를 초과하게 되면 용접열영향부(HAZ)가 경화되고 인성이 열화되어 구조적인 안정성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

[관계식 1]

탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr+Mo)/5 + (Ni+Cu)/15

(여기서, C, Mn, Cr, Mo Ni, Cu는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)

상술한 성분조성 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 압력용기용 강재는 PWHT 후의 강도 및 인성이 우수한 것으로서, 특히 라손 밀러 파라미터(P; Larson-Miller parameter) 기준 최대 20.2(×1,000)이 되는 열처리를 행한 후에도 380MPa 이상의 항복강도, 515~655MPa의 인장강도 및 -46℃에서의 충격인성이 50J 이상으로서 강도뿐만 아니라, 저온인성을 모두 우수하게 가질 수 있다.

따라서, 본 발명의 압력용기용 강재는 상기와 같은 기계적 물성이 요구되는 석유화학 제조설비, 저장탱크, 열교환기, 반응로 및 응축기 등에 바람직하게 적용할 수 있는 것이다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면엔 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열하는 공정을 거친다.

이때, 상기 재가열은 가열로 균열대 내 1140~1150℃에서 실시하는 것이 바람직한데, 상기 재가열 온도가 1140℃ 미만이면 연주 중에 슬라브 내 생성된 탄·질화물 등의 재고용이 어려우며, 반면 그 온도가 1150℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립 크기가 너무 조대해져 강판의 물성을 저해하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서 재가열 온도는 1140~1150℃로 제한하는 것이 바람직하다.

상술한 온도범위로 재가열한 후에는 1120~1140℃에서 추출하는 것이 바람직하다.

그 후, 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 것이 바람직하다.

이때, 마무리 열간압연은 재결정 온도범위에서 실시할 수 있는데, 바람직하게는 920~950℃의 온도범위에서 실시할 수 있으며, 이때 패스(pass)당 압하율을 10% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다.

상기 마무리 열간압연시 온도가 950℃를 초과하게 되면 오스테나이트의 결정립 성장 속도가 증대되어 압연 후에도 결정립 미세화가 불가능하며, 반면 그 온도가 920℃ 미만이면 열간압연성이 곤란해지고, 품질 불량이 발생할 수 있다.

또한, 패스당 압하율이 10% 미만이면 중심부까지 스트레인(strain)이 인가되지 않아 슬라브 내의 공극이 압착되지 않고, 중심부 내 오스테나이트의 결정립 미세화가 용이하지 않게 되는 문제가 있다.

상기에 따라 제조된 열연강판을 상온까지 공냉한 다음, 890~910℃ 온도범위로 20~40분간 가열하는 것이 바람직하다.

그 후, 상기 가열된 열연강판을 전 두께방향의 1/4t(t: 두께(mm)) 지점을 기준으로 3℃/s 이상의 냉각속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 퀀칭(quenching) 공정을 거치는 것이 바람직하다.

상기 냉각시 냉각속도가 3℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 450℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트 결정립이 발생할 수 있으며, 상부 베이나이트(upper bainite)의 패킷 크기가 조대해지는 문제가 있다.

이때, 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 냉각설비를 고려하여 70℃/s 이하로 제한할 수 있으며, 상기 냉각은 상온까지 실시하더라도 무방하다.

상기한 바에 따라 냉각된 열연강판을 610~640℃에서 20~60분간 열처리하는 템퍼링(tempering) 공정을 거치는 것이 바람직하다.

상기 열처리 온도가 610℃ 미만에서는 미세한 석출물이 형성이 어려워 강도 확보하는데에 불리해지며, 반면 그 온도가 640℃를 초과하게 되면 조대한 석출물이 형성되어 강도 및 저온인성을 해치게 되는 문제가 있다.

상기와 같이 제어되는 온도범위에서의 열처리 시간이 20분 미만이면 조직의 균질화가 어려워지고, 반면 그 시간이 60분을 초과하게 되면 탄화물 및 탄·질화물이 조대해져 충격인성이 저하되고, 생산성 또한 저하되는 단점이 있다.

따라서, 본 발명의 템퍼링 공정은 610~640℃에서 20~60분간 실시하는 것이 바람직하다.

상술한 바에 따라 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 강재는 압력용기의 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등의 목적으로 PWHT(post weld heat treatment) 공정이 필요하다.

일반적으로, 장시간 PWHT 공정 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 상기 본 발명에 의해 제조된 강재는 라손 밀러 파라미터(P; Larson-Miller parameter) 기준 최대 20.2(×1,000)이 되는 열처리를 실시하더라도 강도 및 인성의 큰 저하없이 용접시공이 가능하다는 장점이 있다.

특히, 본 발명의 강재는 상기 PWHT 이후에도 항복강도가 380MPa 이상, 인장강도가 515~655MPa, -46℃에서 충격인성이 50J 이상을 만족하여 우수한 강도와 인성을 가지고 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 성분조성을 갖는 강 슬라브를 1140~1150℃에서 재가열한 후 하기 표 2에 나타낸 조건으로 마무리 압연을 실시하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 제조된 각각의 열연강판을 상온까지 공냉한 후, 890~910℃의 온도범위로 20~40분간 가열하였다. 상기 가열된 각각의 열연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 퀀칭(quenching) 및 템퍼링(tempering) 열처리를 행하여 최종 강재를 제조하였다.

상기 제조된 각각의 강재에서 시편을 채취하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 충격인성(CVN)을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

상기 충격인성은 -46℃에서 샤르피 V-노치(Charpy V-notch) 충격시험을 실시하여 측정하였으며, 총 3회 측정 후 그 평균 값을 나타내었다.

이때, 상기 강도 및 인성의 측정은 라손 밀러 파라미터(P; Larson-Miller parameter) 기준 20(×1,000)이 되는 열처리 조건으로 PWHT 전·후에 대해 측정하였다.

구분	성분조성(중량%)
	C	Si	Mn	P	S	Al	Ni	Cu	Mo	Cr	Nb	V	Ti	B*	N*
발명강1	0.107	0.27	1.15	0.0055	0.0015	0.026	0.17	0.274	0.001	0.001	0.015	0.017	0.010	6	38
발명강2	0.125	0.35	1.26	0.0057	0.0012	0.021	0.18	0.249	0.003	0.001	0.021	0.015	0.012	5	42
발명강3	0.134	0.41	1.51	0.0062	0.0011	0.035	0.18	0.254	0.002	0.002	0.011	0.018	0.013	8	39
비교강1	0.051	0.33	0.73	0.006	0.0012	0.010	0.18	0.249	0.001	0.001	0.022	0.016	0.011	7	35
비교강2	0.127	0.31	1.91	0.0052	0.0014	0.015	0.17	0.261	0.002	0.002	0.013	0.018	0.012	1	21
비교강3	0.046	0.121	1.89	0.0075	0.0013	0.012	0.17	0.248	0.002	0.001	0.018	0.067	0.010	5	41
비교강4	0.105	0.31	1.32	0.0058	0.0013	0.031	0.01	0.017	0.001	0.002	0.015	0.016	0.012	5	45

(상기 표 1에서 B* 및 N*는 성분 함량의 단위를 'ppm'로 나타낸 것이다.)

강종	마무리 열간압연			퀀칭(quenching)		템퍼링(tempering)		구분
	T4(℃)	T5(℃)	패스당 압하율(%)	속도 (℃/s)	종료온도 (℃)	온도 (℃)	유지시간 (min)
발 명 강 1	931	912	13	3.8	218	610	26	발명예 1
						620		발명예 2
						630		발명예 3
						640		발명예 4
	971	941	7	1.2	223	610	29	비교예 1
						620		비교예 2
						630		비교예 3
						640		비교예 4
발 명 강 2	943	918	12	3.9	390	610	26	발명예 5
						620		발명예 6
						630		발명예 7
						640		발명예 8
	943	918	12	3.9	612	610	26	비교예 5
						620		비교예 6
						630		비교예 7
						640		비교예 8
발 명 강 3	930	914	12	12.5	298	610	25	발명예 9
						620		발명예 10
						630		발명예 11
						640		발명예 12
	931	912	13	12.3	218	570	26	비교예 9
						590		비교예 10
						660		비교예 11
						680		비교예 12
비 교 강 1	932	911	13	4.2	312	610	26	비교예 13
						620		비교예 14
						630		비교예 15
						640		비교예 16
비 교 강 2	935	913	14	3.5	219	610	26	비교예 17
						620		비교예 18
						630		비교예 19
						640		비교예 20
비 교 강 3	932	915	13	3.3	168	610	26	비교예 21
						620		비교예 22
						630		비교예 23
						640		비교예 24
비 교 강 4	931	912	13	3.7	218	610	26	비교예 25
						620		비교예 26
						630		비교예 27
						640		비교예 28

(상기 표 2에서 T4는 마무리 열간압연 개시온도, T5는 마무리 열간압연 종료온로를 의미한다.)

구분	PWHT 전			PWHT 후
	YS(MPa)	TS(MPa)	CVN(J)	YS(MPa)	TS(MPa)	CVN(J)
발명예 1	472	634	394	439	601	348
발명예 2	462	621	368	428	611	339
발명예 3	454	611	385	440	592	365
발명예 4	441	604	390	421	588	351
비교예 1	466	587	37	413	545	54
비교예 2	450	577	34	401	540	42
비교예 3	448	571	39	398	538	42
비교예 4	438	550	76	377	524	13
발명예 5	475	634	394	448	617	348
발명예 6	468	621	379	437	610	336
발명예 7	450	611	370	431	581	369
발명예 8	442	604	377	430	591	353
비교예 5	465	614	49	466	581	18
비교예 6	486	601	32	452	577	33
비교예 7	446	598	50	448	568	47
비교예 8	441	594	37	440	545	27
발명예 9	492	645	375	462	631	351
발명예 10	482	633	370	459	592	343
발명예 11	458	618	362	440	580	348
발명예 12	462	608	342	437	577	359
비교예 9	598	753	15	572	703	34
비교예 10	607	766	10	583	725	35
비교예 11	423	511	314	401	481	363
비교예 12	405	489	379	389	480	362
비교예 13	386	512	371	356	489	379
비교예 14	375	508	380	342	487	340
비교예 15	360	498	370	330	470	361
비교예 16	345	476	366	315	465	357
비교예 17	395	513	338	365	477	336
비교예 18	384	507	350	354	465	351
비교예 19	372	486	352	351	469	265
비교예 20	351	481	349	322	458	326
비교예 21	521	706	35	503	687	28
비교예 22	508	704	38	498	695	33
비교예 23	489	700	57	477	670	25
비교예 24	479	689	53	465	669	19
비교예 25	371	608	30	350	570	55
비교예 26	362	607	150	331	573	58
비교예 27	354	589	43	326	559	42
비교예 28	331	570	51	307	539	43

상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 9는 PWHT 전·후 모두 강도 및 인성이 우수한 것을 확인할 수 있다.

반면, 강 성분조성이 본 발명을 만족함에도 불구하고, 제조조건이 본 발명을 만족하지 아니한 비교예 1 내지 12의 경우 PWHT 후 강도 또는 인성이 열위하였다.

특히, 비교예 1 내지 4는 패스당 압하율 및 퀀칭 속도가 본 발명을 만족하지 아니하고, 비교예 5 내지 8은 퀀칭 종료온도가 너무 높은 경우로서, 오스테나이트의 결정립 미세화 효과를 충분히 얻을 수 없어 조대한 페라이트가 형성됨에 따라 대체적으로 충격인성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.

비교예 9 및 10은 템퍼링 온도가 너무 낮은 경우로서, PWHT 후 강도가 크게 증가한 반면, 인성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 11 및 12는 템퍼링 온도가 너무 높은 경우로서, 충분한 강도를 확보할 수 없었다.

한편, 비교예 13 내지 28은 제조조건은 본 발명을 만족하는 한편, 강 성분조성이 본 발명을 만족하지 아니한 경우로서, PWHT 후 강도 또는 인성이 열위하였다.

특히, 비교예 13 내지 16은 Mn의 함량이 불충분한 경우로서, 고용강화 효과를 충분히 확보할 수 없어 강도가 열위하였다.

비교예 17 내지 20은 B 및 N의 함량이 불충분한 경우로서 충분한 강도를 확보할 수 없었다.

비교예 21 내지 24은 V의 함량이 과다한 경우로서, 조직 내 마르텐사이트 분율이 과도하게 증가하여 강도가 크게 증가하는 한편, 충격인성이 열위하였다.

비교예 25 내지 28은 Ni 및 Cu 함량이 불충분하여 충분한 강도를 확보할 수 없었으며, 충격인성도 열위하였다.

또한, 발명강 3을 이용한 비교예 9의 미세조직(A)과, 상기 비교예 9와 동일한 조건을 제조하되 템퍼링 열처리시 620℃에서 실시한 경우에 대한 미세조직(B)을 관찰하여 도 1에 나타내었다.

상기 두 강재는 퀀칭 후 면적분율 45%의 페라이트와 55%의 베이나이트를 포함하였으나, 후속하는 템퍼링시 570℃에서 실시한 비교예 9의 경우 베이나이트 내 카바이드의 확산이 일어나지 않아 기지의 강도가 매우 높고 인성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

Claims (6)

1. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.15%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~ 2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 바나듐(V): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 크롬(Cr): 0.005% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.005% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.02~0.50%, 니켈(Ni): 0.05~0.60%, 보론(B): 0.0002~0.0010%, 질소(N): 0.0035~0.0065%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
   미세조직으로 면적분율 35~40%의 페라이트 및 잔부 베이나이트의 복합조직으로 이루어지고. 상기 베이나이트는 패킷(packet) 사이즈가 15㎛ 이하이고,
   상기 미세조직 내 탄·질화물을 포함하고, 상기 탄·질화물은 Nb(C,N), V(C,N) 및 M₇C₃이고, 상기 Nb(C,N)은 평균 크기가 100nm 이하이고 0.01~0.05%의 분율로 포함하고, 상기 V(C,N)은 평균 크기가 30nm 이하이고 0.01~0.03%의 분율로 포함하고, 상기 M₇C₃는 평균 크기가 25nm 이하이고 0.01~0.02%의 분율로 포함하는 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재.
   
2. 삭제
3. 삭제
4. 제 1항에 있어서,
   상기 강재는 하기 관계식 1로 나타내는 탄소당량(Ceq)이 0.42 이하인 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재.
   
   [관계식 1]
   탄소당량(Ceq) = C + Mn/6 + (Cr+Mo)/5 + (Ni+Cu)/15
   (여기서, C, Mn, Cr, Mo Ni, Cu는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
   
5. 중량%로, 탄소(C): 0.02~0.15%, 실리콘(Si): 0.05~0.50%, 망간(Mn): 1.0~ 2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~0.1%, 인(P): 0.015% 이하, 황(S): 0.0015% 이하, 니오븀(Nb): 0.01~0.03%, 바나듐(V): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 크롬(Cr): 0.005% 이하(0%는 제외), 몰리브덴(Mo): 0.005% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.02~0.5%, 니켈(Ni): 0.05~0.60%, 보론(B): 0.0002~0.0010%, 질소(N): 0.0035~0.0065%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1140~1150℃에서 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 강 슬라브를 920~950℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
   상기 마무리 열간압연 후 상온까지 공냉하는 단계;
   상기 공냉 후 열연강판을 890~910℃ 온도범위로 20~40분간 가열하는 단계;
   상기 가열된 열연강판을 전 두께방향의 1/4t(t: 두께(mm)) 지점을 기준으로 3℃/s 이상의 냉각속도로 450℃ 이하까지 냉각하는 단계; 및
   상기 냉각된 열연강판을 610~640℃에서 20~60분간 열처리하는 단계
   를 포함하는 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재의 제조방법.
   
6. 제 5항에 있어서,
   상기 마무리 열간압연은 패스(pass)당 10% 이상의 압하율로 실시하는 PWHT 후 저온인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재의 제조방법.

Images