KR20140056760A

KR20140056760A - 압력용기 강재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140056760A
Application number: KR1020120122410A
Authority: KR
Inventors: 윤동현; 김규태; 박기정; 고상기
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2012-10-31
Filing date: 2012-10-31
Publication date: 2014-05-12

Abstract

합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 우수한 저온 충격 특성을 확보할 수 있는 압력용기 강재 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 압력용기 강재는 중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상 및 연신율(EL) : 21% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

압력용기 강재 및 그 제조 방법{STEEL FOR PRESSURE VESSEL AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 압력용기 강재 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 485 ~ 620MPa의 인장강도(TS)를 가지면서 우수한 저온인성을 확보할 수 있는 압력용기 강재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 압력용기 강재는 대형화 추세에 발맞추어 고강도, 고인성을 가지면서 극후물화되는 추세가 뚜렷한 상황이다.

또한, 압력용기 강재에 대하여 고객사에서는 장시간의 PWHT(post-weld heat treatment) 이후에도 저온인성이 우수할 것을 요구하고 있으나, 극후물화되는 추세로 인한 두께 증가로 인해 두께 방향에 따른 미세조직의 편차가 발생하고 있으며, 이는 결과적으로 장시간의 PWHT 열처리 후 저온에서의 충격 보증을 만족시키는데 걸림돌로 작용하고 있다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 등록특허공보 제10-0928796호(2009.11.19. 공고)가 있으며, 상기 문헌에는 인성이 우수한 인장강도 600MPa급 압력용기용 강의 제조 방법이 개시되어 있다.

본 발명의 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여 우수한 저온 충격 특성을 확보할 수 있는 압력용기 강재를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기 방법으로 제조되어, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상 및 연신율(EL) : 21% 이상을 갖는 압력용기 강재를 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 압력용기 강재 제조 방법은 (a) 중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1010 ~ 1050℃로 재가열하는 단계; (b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 860 ~ 900℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계; (c) 상기 열간압연된 강을 1차 냉각하는 단계; (d) 상기 1차 냉각된 강을 870 ~ 910℃ 조건으로 노멀라이징 열처리하는 단계; 및 (e) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 압력용기 강재는 중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 최종 미세조직이 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상 및 연신율(EL) : 21% 이상을 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명은 합금 성분 조절 및 공정 조건의 제어를 통하여, -50℃에서의 충격흡수에너지가 70J 이상을 만족함으로써, 저온 충격 특성이 우수한 압력용기 강재를 제조할 수 있다.

따라서, 상기 방법으로 제조되는 압력용기 강재는 두께 방향으로 미세하고 균일한 조직을 형성시킴으로써 PWHT(post-weld heat treatment) 이후에도 -50℃에서의 충격흡수에너지 : 40J 이상을 만족할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 압력용기 강재는 최종 미세조직이 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상 및 연신율(EL) : 21% 이상을 갖는다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 압력용기 강재 제조 방법을 나타낸 공정 순서도이다.

본 발명의 특징과 이를 달성하기 위한 방법은 첨부되는 도면과, 후술되어 있는 실시예를 참조하면 명확해진다. 그러나 본 발명은 이하에 개시되는 실시예에 한정되는 것은 아니며, 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있다. 본 실시예는 본 발명의 개시가 완전하도록 하기 위함이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다. 본 발명은 청구항의 기재에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 압력용기 강재 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

압력용기 강재

본 발명에 따른 압력용기 강재는 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상, 연신율(EL) : 21% 이상 및 -50℃에서의 충격흡수에너지 : 70J 이상을 갖는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 압력용기 강재는 중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 압력용기 강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 강도를 확보하기 위하여 첨가되며, 용접성에 가장 큰 영향을 미치는 원소이다. 이때, 탄소 이외의 합금원소의 영향은 탄소가 등가로 환산된 탄소당량(carbon equivalent : Ceq)으로 표시될 수 있다.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.14 ~ 0.18 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 강재 전체 중량의 0.14 중량% 미만일 경우에는 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 강재 전체 중량의 0.18 중량%를 초과할 경우에는 탄화물을 형성하여 입계 성장을 억제하며, 전기저항용접(ERW)시 용접성의 저하를 가져오는 문제점이 있다.

한편, 본 발명에 따른 강재는 하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함하는 것이 더 바람직하다.

이는 강관 제조를 위한 전기저항용접(ERW)시,

수학식 1 : [C] + [Mn/6] + [Si/24] + [Ni/40] + [Cr/5] + [Mo/4] + [V/14] ≤ 0.43

(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)로 탄소 함량이 일정 범위 내에 들어야 용접부 균열 발생이 현저히 감소하기 때문이다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제로 작용하며, 강도 확보에 기여한다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.3 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 강재 전체 중량의 0.3 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 강재 전체 중량의 0.4 중량%를 초과할 경우에는 강재의 인성 및 용접성이 열화되는 문제가 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 인성을 열화시키지 않고 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다.

상기 망간은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 1.0 ~ 1.2 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 강재 전체 중량의 1.0 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 강재 전체 중량의 1.2 중량%를 초과할 경우에는 템퍼 취화(Temper Embrittlement) 감수성을 증대시키는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 시멘타이트 형성을 억제하고, 강도를 증가시키기 위해 첨가된다.

다만, 인(P)의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.02 중량%를 초과할 경우에는 용접성을 악화시키고, 슬라브 중심 편석(slab center segregation)에 의해 최종 재질 편차를 발생시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 강재 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 망간(Mn)과 반응하여 미세한 MnS의 석출물을 형성하여 가공성을 향상시킨다.

다만, 황(S)의 함량이 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 중량%를 초과할 경우에는 고용된 황(S)의 함량이 너무 많아 연성 및 성형성이 크게 낮아질 수 있으며, 적열취성의 우려가 있다. 따라서, 황(S)의 함량은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.005 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

가용성 알루미늄(S_Al)

가용성 알루미늄(S_Al)은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제 역할을 한다.

상기 가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.015 ~ 0.050 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.015 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 상기의 탈산 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 강재 전체 중량의 0.050 중량%를 초과할 경우에는 연주에 어려움이 있어 생산성을 떨어뜨리며, Al₂O₃와 같은 피닝효과를 일으키는 화합물을 형성하여 오스테나이트 결정입자를 미세화시키는 요인으로 작용한다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 고온에서 탄소(C)와 결합하여 탄화물을 형성한다. 니오븀계 탄화물은 열간압연시 결정립 성장을 억제하여 결정립을 미세화시킴으로써 강재의 강도와 저온인성을 향상시킨다.

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.02 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 강재 전체 중량의 0.01 중량% 미만으로 첨가될 경우에는 니오븀 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 강재 전체 중량의 0.02 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 강재의 용접성을 저하시킨다. 또한, 니오븀(Nb)의 함량이 0.02 중량%를 초과할 경우, 니오븀 함량 증가에 따른 강도와 저온인성은 더 이상 향상되지 않고 페라이트 내에 고용된 상태로 존재하여 오히려 충격인성을 저하시킬 위험이 있다.

구리(Cu)

구리(Cu)는 고용강화에 기여하여 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 구리(Cu)는 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.05 ~ 0.15 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)의 함량이 강재 전체 중량의 0.05 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 구리(Cu)의 함량이 강재 전체 중량의 0.15 중량%를 초과할 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키고, 용접후 재열균열(Stress Relief Cracking) 감수성을 높이는 문제점이 있다.

니켈(Ni)

니켈(Ni)은 소입성을 향상시키면서 인성개선에 유효하다.

상기 니켈(Ni)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)의 함량이 강재 전체 중량의 0.1 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 니켈(Ni)의 함량이 강재 전체 중량의 0.2 중량%를 초과할 경우에는 강재의 냉간가공성을 저하시킨다. 또한 과다한 니켈(Ni)의 첨가는 강재의 제조 비용을 크게 상승시킨다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 강도 향상에 기여한다. 또한 크롬(Cr)은 δ페라이트영역을 확대하고, 아포정(hypo-peritectic)역을 고탄소 측으로 이행시켜 슬라브 표면품질을 개선하는 역할을 한다.

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.15 ~ 0.25 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 강재 전체 중량의 0.15 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 강재 전체 중량의 0.25 중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 강관 제조시 용접 열영향부(HAZ)의 인성 열화를 초래하는 문제점이 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 치환형 원소로써 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킨다. 또한, 몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 역할을 한다.

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.01 ~ 0.08 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 강재 전체 중량의 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 강재 전체 중량의 0.08 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 없이 제조비용만을 상승시키는 문제가 있다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출물 형성에 의한 석출강화 효과를 통하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다.

상기 바나듐(V)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.02 ~ 0.03 중량%의 함량비로 제한하는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 강재 전체 중량의 0.02 중량% 미만일 경우에는 바나듐 첨가에 따른 석출강화 효과가 불충분하다. 반대로, 바나듐(V)의 함량이 강재 전체 중량의 0.03 중량%를 초과할 경우에는 저온 충격인성이 저하되는 문제점이 있다.

칼슘(Ca)

칼슘(Ca)은 CaS 개재물을 형성시킴으로써 MnS 개재물의 생성을 방해함으로써, 전기저항 용접성을 향상시키기 위한 목적으로 첨가된다. 즉, 칼슘(Ca)은 망간(Mn)에 비하여 황과의 친화도가 높으므로 칼슘의 첨가시 CaS 개재물이 생성되고 MnS 개재물의 생성은 감소한다. 이러한 MnS는 열간압연 중에 연신되어 전기저항 용접(ERW)시 후크 결함 등을 유발함으로 전기저항 용접성이 향상될 수 있다.

상기 칼슘(Ca)은 본 발명에 따른 강재 전체 중량의 0.0001 ~ 0.0020 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 칼슘(Ca)의 함량이 강판 전체 중량의 0.0001 중량% 미만일 경우에는 상기의 MnS 제어 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 칼슘(Ca)의 함량이 강판 전체 중량의 0.0020 중량%를 초과할 경우에는 CaO 개재물의 생성이 과도해져 연주성 및 전기저항 용접성을 떨어뜨리는 문제점이 있다.

압력용기 강재 제조 방법

도 1을 참조하면, 도시된 본 발명의 실시예에 따른 압력용기 강재 제조 방법은 슬라브 재가열 단계(S110), 열간압연 단계(S120), 1차 냉각 단계(S130), 노멀라이징 열처리 단계(S140) 및 2차 냉각 단계(S150)를 포함한다. 이때, 슬라브 재가열 단계(S110)는 반드시 수행되어야 하는 것은 아니나, 석출물의 재고용 등의 효과를 도출하기 위해서는 실시하는 것이 더 바람직하다.

본 발명에 따른 압력용기 강재 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

슬라브 재가열

슬라브 재가열 단계(S110)에서는 상기의 조성을 갖는 강 슬라브를 재가열한다. 본 단계에서는 SRT(Slab Reheating Temperature)는 1010 ~ 1050℃로 실시하는 것이 바람직하며, 보다 더 바람직하게는 1020 ~ 1040℃를 제시할 수 있다. 상기의 온도 범위와 같이 상대적으로 저온 영역에서 슬라브를 재가열하는 이유는 조직 미세화를 통해 저온충격 특성을 향상시키기 위함이다.

이러한 슬라브 재가열 단계(S110)에서는 강 슬라브의 재가열을 통하여, 주조시 편석된 성분을 재고용한다.

이때, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1010℃ 미만일 경우에는 재가열 온도가 너무 낮아 압연 부하가 커지는 문제가 있다. 또한, Nb계 석출물인 NbC, NbN 등의 고용 온도에 이르지 못해 열간압연 시 미세한 석출물로 재석출되지 못하여 오스테나이트의 결정립 성장을 억제하지 못해 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1050℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 급격히 조대화되어 제조되는 강의 강도 및 저온인성 확보가 어려운 문제점이 있다.

열간 압연

열간압연 단계(S120)에서는 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 860 ~ 900℃ 조건으로 열간압연한다.

이때, 마무리 열간압연온도(FRT)가 860℃ 미만으로 실시될 경우에는 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등의 문제가 발생할 수 있다. 반대로, 마무리 열간압연온도(FRT)가 900℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화되어 변태후 페라이트 결정립 미세화가 충분히 이루어지지 않으며, 이에 따라 강도 확보가 어려워질 수 있다.

이때, 본 발명에서는 각 패스마다 충분한 압연이 이루어질 수 있도록, 각 패스당 평균 압하율은 5 ~ 15%가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 만일, 각 패스당 평균 압하율이 5% 미만으로 실시될 경우에는 두께 중심부까지 스트레인이 충분히 가해지지 못하여 냉각 후 미세한 결정립을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 각 패스당 평균 압하율이 15%를 초과할 경우에는 압연기의 부하로 인하여 제조가 불가능해지는 문제가 있다.

1차 냉각

1차 냉각 단계(S130)에서는 열간압연된 강을 상온까지 1차 냉각한다. 여기서, 1차 냉각은 상온까지 자연 냉각 방식으로 실시되는 공냉이 이용될 수 있다. 이때, 상온은 1 ~ 40℃일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.

본 단계에서, 1차 냉각 속도는 1 ~ 50℃/sec로 실시될 수 있으나, 이에 한정될 필요는 없다. 1차 냉각 속도가 1℃/sec 미만일 경우에는 충분한 강도 및 인성 확보가 어렵다. 반대로, 1차 냉각 속도가 50℃/sec를 초과할 경우에는 냉각 제어가 어려우며, 과도한 냉각으로 경제성이 저하될 수 있다.

노멀라이징 열처리

노멀라이징 열처리 단계(S140)에서는 1차 냉각된 강을 노멀라이징 열처리한다.

이때, 노멀라이징 열처리 온도는 870 ~ 910℃로 실시하는 것이 바람직하다. 본 단계에서, 노멀라이징 열처리 온도가 870℃ 미만일 경우에는 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 노멀라이징 열처리 온도가 910℃를 초과할 경우에는 결정립의 성장이 일어나 저온 인성을 저해하는 문제가 있다.

한편, 노멀라이징 열처리 시간은 120 ~ 240분 동안 실시하는 것이 바람직한 데, 이는 노멀라이징 열처리 시간이 상기의 범위를 벗어날 경우, 잔류 응력의 제거가 용이하지 못하기 때문이다.

2차 냉각

2차 냉각 단계(S150)에서는 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각한다.

2차 냉각은 자연 냉각 방식으로 실시되는 공냉이 이용될 수 있다. 이때, 상온은 1 ~ 40℃일 수 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.

상기의 과정(S110 ~ S150)으로 제조되는 압력용기 강재는 두께 방향으로 미세하고 균일한 조직을 형성시킴으로써 -50℃에서의 충격흡수에너지가 70J 이상을 만족하여 저온 충격 특성이 우수하며, PWHT(post-weld heat treatment) 이후에도 -50℃에서의 충격흡수에너지 : 40J 이상을 만족할 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 압력용기 강재는 최종 미세조직이 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상 및 연신율(EL) : 21% 이상을 갖는다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1 및 표 2의 조성과 표 3의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따른 열연시편의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열, 열간압연, 1차 냉각, 노멀라이징 열처리 및 2차 냉각을 실시하였다. 이때, 1차 냉각 및 2차 냉각은 자연냉각 방식으로 실시하였다. 이후, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대하여 인장시험 및 저온 충격 실험을 실시하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2] (단위 : 중량%)

[표 3]

2. 기계적 특성 평가

표 4는 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들에 대한 기계적 물성 및 저온 충격특성의 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 4]

표 1 내지 표 4를 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상, 연신율(EL) : 21% 이상 및 -50℃에서의 충격흡수에너지 : 70J 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다. 또한, 실시예 1 ~ 4에 따라 제조된 시편들의 경우, 탄소 단량(Ceq)이 0.43 이하를 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 실시예 1과 비교하여 일부의 합금 성분이 첨가되지 않는 것을 제외하고는 대부분의 합금 성분은 유사한 함량으로 첨가되나, 슬라브 재가열 온도(SRT) 및 마무리 열간압연 온도(FRT)가 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어난 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(EL)은 목표값을 모두 만족하였으나, -50℃에서의 충격흡수에너지 : 61J 및 52J에 불과한 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 1 ~ 2에 따라 제조된 시편들의 경우, 탄소 단량(Ceq)이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나는 것을 알 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 슬라브 재가열 단계
S120 : 열간압연 단계
S130 : 1차 냉각 단계
S140 : 노멀라이징 열처리 단계
S150 : 2차 냉각 단계

Claims

(a) 중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1010 ~ 1050℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 강 슬라브를 FRT(Finish Rolling Temperature) : 860 ~ 900℃ 조건으로 마무리 열간압연하는 단계;
(c) 상기 열간압연된 강을 1차 냉각하는 단계;
(d) 상기 1차 냉각된 강을 870 ~ 910℃ 조건으로 노멀라이징 열처리하는 단계; 및
(e) 상기 노멀라이징 열처리된 강을 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 압력용기 강재 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 슬라브 판재는
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함하는 것을 특징으로 하는 압력용기 강재 제조 방법.

수학식 1 : [C] + [Mn/6] + [Si/24] + [Ni/40] + [Cr/5] + [Mo/4] + [V/14] ≤ 0.43
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계에서,
상기 노멀라이징 열처리는
120 ~ 240분 동안 실시하는 것을 특징으로 하는 압력용기 강재 제조 방법.
중량%로, C : 0.14 ~ 0.18%, Si : 0.3 ~ 0.4%, Mn : 1.0 ~ 1.2%, P : 0.02% 이하, S : 0.005% 이하, S_Al : 0.015 ~ 0.050%, Nb : 0.01 ~ 0.02%, Cu : 0.05 ~ 0.15%, Ni : 0.1 ~ 0.2%, Cr : 0.15 ~ 0.25%, Mo : 0.01 ~ 0.08%, V : 0.02 ~ 0.03%, Ca : 0.0001 ~ 0.0020% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
최종 미세조직이 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 복합 조직을 가지며, 인장강도(TS) : 485 ~ 620MPa, 항복강도(YS) : 260MPa 이상 및 연신율(EL) : 21% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 압력용기 강재.
제4항에 있어서,
상기 강재는
하기 수학식 1을 만족하는 범위에서 탄소(C), 망간(Mn), 실리콘(Si), 니켈(Ni), 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)을 포함하는 것을 특징으로 하는 압력용기 강재.

수학식 1 : [C] + [Mn/6] + [Si/24] + [Ni/40] + [Cr/5] + [Mo/4] + [V/14] ≤ 0.43
(여기서, [ ]는 각 원소의 중량%)
제4항에 있어서,
상기 강재는
-50℃에서의 충격흡수에너지가 70J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 압력용기 강재.