KR101998991B1

KR101998991B1 - 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101998991B1
Application number: KR1020170173648A
Authority: KR
Inventors: 홍순택
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2017-12-15
Filing date: 2017-12-15
Publication date: 2019-07-10
Also published as: JP7161536B2; WO2019117536A1; KR20190072362A; CN111465711A; JP2021507099A; CN111465711B

Abstract

본 발명은 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, CO₂저장탱크 및 압력용기 등의 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.12~0.20%, Si: 0.30~0.40%, Mn: 1.50~1.70%, Mo: 0.03~0.10%, Cu: 0.05~0.30%, V: 0.03~0.10%, Ni: 0.03~0.25%, Cr: 0.03~0.25%, Al: 0.005~0.06%, Ca: 0.0005~0.0030%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하를 포함하고, 추가로, Ti: 0.003~0.015%, Nb: 0.005~0.025% 및 Ta: 0.002~0.050%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트; 템퍼드 베이나이트; 및 펄라이트와 디제너레이디트 펄라이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 혼합조직으로 이루어지며, 상기 템퍼드 베이나이트의 분율은 5~50면적%인 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법을 제공한다.

Description

인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법{STEEL PLATE FOR PRESSURE VESSEL HAVING EXCELLENT TENSILE STRENGTH AND LOW TEMPERATURE IMPACT TOUGHNESS AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, CO₂저장탱크 및 압력용기 등의 소재로 바람직하게 적용될 수 있는 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 친환경 정책에 따른 온실가스의 주범인 탄소가스를 저장하고 운반하는 CO₂저장탱크 및 압력용기의 소요가 증대되고 있으며 이러한 강재에 대한 고강도화 및 저온인성 의 확보가 중요한 이슈가 되고 있다.

상기와 같은 강재의 고강도화 및 저온인성 확보 이외에도 강재를 용접한 경우에 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 발생된 응력을 제거하기 위하여, 용접후열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)를 행하게 된다. 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 인장강도가 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.

종래 제조법으로는 비특허문헌 1의 ASTM A612 강에서와 같이 중량%로 C: 0.25%이하, Si: 0.15~0.50%, Mn: 1.00~1.50%, Mo 및 V: 0.08%이하, Cu: 0.3%이하, Ni: 0.25%이하, Cr: 0.25%이하, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하로 구성된 강판재를 활용하여 As rolled 또는 노말라이징 또는 노말라이징 + SR(Stress Relief) 열처리 패턴을 적용하여 제조하였다. 이렇게 제조된 강을 사용시 구조물 제작을 위해 필수적인 용접을 시행하게 된다. 용접 후 구조물의 변형을 방지하고, 형상 및 치수를 안정시키기 위한 목적으로, 용접시 발생된 응력을 제거하기 위하여, 용접후열처리(PWHT, Post Weld Heat Treatment)를 행하게 된다. 그러나 장시간의 PWHT 공정을 행한 강판은 그 조직의 조대화로 인하여 강판의 인장강도 및 저온충격인성이 크게 저하되는 문제가 있다.

A612/A612M - 12 : Standard Specification for Pressure Vessel Plates, Carbon Steel, High Strength, for Moderate and Lower Temperature Service

본 발명의 일 측면은 PWHT 열처리 후에도 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.12~0.20%, Si: 0.30~0.40%, Mn: 1.50~1.70%, Mo: 0.03~0.10%, Cu: 0.05~0.30%, V: 0.03~0.10%, Ni: 0.03~0.25%, Cr: 0.03~0.25%, Al: 0.005~0.06%, Ca: 0.0005~0.0030%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하를 포함하고, 추가로, Ti: 0.003~0.015%, Nb: 0.005~0.025% 및 Ta: 0.002~0.050%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 페라이트; 템퍼드 베이나이트; 및 펄라이트와 디제너레이디트 펄라이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 혼합조직으로 이루어지며, 상기 템퍼드 베이나이트의 분율은 5~50면적%인 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.12~0.20%, Si: 0.30~0.40%, Mn: 1.50~1.70%, Mo: 0.03~0.10%, Cu: 0.05~0.30%, V: 0.03~0.10%, Ni: 0.03~0.25%, Cr: 0.03~0.25%, Al: 0.005~0.06%, Ca: 0.0005~0.0030%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하를 포함하고, 추가로, Ti: 0.003~0.015%, Nb: 0.005~0.025% 및 Ta: 0.002~0.050%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 950~1200℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 패스당 압하율 2.5~30%로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 820~930℃에서 1.3×t+(10~30분)(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 노말라이징 열처리하는 단계; 상기 노말라이징 열처리된 열연강판을 노말라이징 온도 범위로부터 450℃까지의 온도구간에서 1/4t(단, t는 강판의 두께(㎜)임)를 기준으로 0.5~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 열연강판을 550~680℃에서 1.6×t+(10~30분)(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 템퍼링 열처리하는 단계를 포함하는 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 일측면에 따르면, PWHT 열처리 후에도 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판과 이를 제조하는 방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 다만, 하기 설명되는 합금조성은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.12~0.20%

C는 강도를 향상시키는 원소로써, 그 함량이 0.12% 미만일 경우 기지 상의 자체적인 강도가 저하되고, 0.20%를 초과할 경우 과도한 강도 증대에 따른 인성 저하와 함께 용접성이 저하되는 문제가 있다.

Si: 0.30~0.40%

Si는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도 상승을 동반하는 원소이다. 목표 강도 달성을 위해서는 0.30% 이상 첨가되어야만 하나, 0.40%를 초과하여 첨가되는 경우에는 용접성이 저하되고, 충격인성이 열화된다.

Mn: 1.50~1.70%

Mn은 강의 강도 및 저온 인성에 중요한 영향을 미치는 합금원소이다. 만약, Mn 함량이 지나치게 낮을 경우 강도 및 인성이 열화될 우려가 있으므로, 1.50% 이상 첨가함이 바람직하다. 다만, 그 함량이 지나치게 높을 경우 용접성이 저하되고, 강 제조 원가 상승의 우려가 있으므로, 그 상한은 1.70%로 한정함이 바람직하다.

Mo: 0.03~0.10%

Mo은 강의 소입성을 향상시키고, 황화물 크랙을 방지할 뿐 아니라, 소입-소려 후 미세 탄화물 석출에 의한 강의 강도 향상에 유효한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는, 0.03% 이상 첨가함이 바람직하다. 다만, 그 함량이 지나치게 높을 경우 강 제조 원가 상승의 우려가 있으므로, 그 상한은 0.10%로 한정함이 바람직하다.

Cu: 0.05~0.30%

Cu는 강도 증대에 효과적인 원소로, 0.05% 이상 첨가하여야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 고가이므로 그 상한은 0.30%로 한정함이 바람직하다.

V: 0.03~0.10%

V은 미세한 탄화물 및 질화물을 쉽게 형성할 수 있는 원소로서, 0.03% 이상 첨가하여야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 고가이므로 그 상한은 0.30%로 한정함이 바람직하다.

Ni: 0.03~0.25%

Ni은 저온 인성 향상에 가장 효과적인 원소로서, 그 함량이 0.03% 이상 첨가되어야 상기 효과를 얻을 수 있으나, 고가의 원소로 제조비용 상승을 초래하므로 0.25% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.03~0.25%

Cr은 강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명에서 강도 증가 효과를 위해서는 0.03% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로, 0.25%를 초과하여 첨가하는 경우에는 제조비용의 상승을 초래한다.

Al: 0.005~0.06%

Al은 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제 중 하나로써, 그 함량이 0.005% 미만일 경우 탈산 효과가 미미하고, 0.06%를 초과하여 첨가되는 경우에는 탈산 효과는 포화되고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.

Ca: 0.0005~0.0030%

Ca은 CaS로 생성되어 MnS의 비금속 개재물을 억제하는 역할을 하므로 5ppm 이상 첨가한다. 하지만 그 첨가량이 과다하면 강중에 함유된 O와 반응하여 비금속 개재물인 CaO를 생성하여 물성에 좋지 않으므로 그 상한치를 30ppm으로 한정한다.

P: 0.025% 이하

P는 강중 불가피하게 첨가되는 불순물로써, 저온인성을 저하시키면서 소려취화 감수성을 증대시키는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 P 함량을 0.025% 이하로 관리한다.

S: 0.025% 이하

S 또한 강중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 저온인성을 저하시키며 MnS 개재물을 형성하여 강의 인성을 해치는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 S 함량을 0.025% 이하로 관리한다.

본 발명의 강판은 상술한 합금조성 외에 추가로, Ti: 0.003~0.015%, Nb: 0.005~0.025% 및 Ta: 0.002~0.050%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.003~0.015%

Ti은 미세 탄화물 혹은 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.003% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.015%로 한정함이 바람직하다.

Nb: 0.005~0.025%

Nb는 미세 탄화물 혹은 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.025%로 한정함이 바람직하다.

Ta: 0.002~0.050%

Ta는 미세 탄화물 혹은 질화물을 형성하여 기지조직의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.002% 이상 첨가되어야 하나, 고가의 원소이므로 그 상한을 0.050%로 한정함이 바람직하다.

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.

본 발명의 압력용기용 강판은 그 미세조직이 페라이트; 템퍼드 베이나이트; 및 펄라이트와 디제너레이디트 펄라이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 혼합조직으로 이루어지며, 이와 같이 미세조직을 확보함으로써 PWHT 후에도 우수한 강도와 저온충격인성을 확보할 수 있다.

이 때, 상기 템퍼드 베이나이트의 분율은 5~50면적%인 것이 바람직하다. 상기 혼합조직 중 템퍼드 베이나이트를 5면적% 이상 확보함으로써 PWHT 저항성을 향상시킬 수 있다. 다만, 50면적%를 초과하는 경우에는 강도가 과도하게 상승하게 되는 문제가 있을 수 있다. 상기 템퍼드 베이나이트의 분율은 5~50면적%의 범위를 갖는 것이 보다 바람직하다.

또한, 본 발명의 강판은 결정립 내부에 평균크기가 5~80nm인 MX[(M=Ti, Nb, Ta), [X=N, C]]형 석출물을 부피분율로 0.003~0.15% 포함하는 것이 바람직하다. 상기와 같은 석출물의 제어를 통해 PWHT 저항성을 보다 향상시킬 수 있다. 상기 석출물의 크기가 5nm 미만인 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하기 어려울 수 있으며, 80nm를 초과하는 경우에는 충격인성이 저하되는 단점이 있을 수 있다. 또한, 상기 석출물의 분율이 0.003부피% 미만인 경우에는 강도 향상 효과가 충분하지 않을 수 있으며, 0.15부피%를 초과하는 경우에는 충격인성이 저하되는 단점이 있을 수 있다.

한편, 상기 석출물의 크기란 강판의 두께 방향 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.

상술한 본 발명의 압력용기용 강판은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법에 있어 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일례로서 다음과 같은 방법이 적용될 수 있다.

이하, 본 발명 압력용기용 강판의 제조방법의 일 실시형태에 대해서 설명한다.

먼저, 전술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 950~1200℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만인 경우 용질 원자의 고용이 어렵고, 반면 1200℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립 크기가 지나치게 조대해져 강판의 성질을 해칠 수 있다.

상기 재가열된 강 슬라브를 패스당 압하율 2.5~30%로 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 패스당 압하율이 2.5% 미만일 경우 압하량이 부족해 내부 결함이 발생할 우려가 있으며, 30%를 초과할 경우 설비의 압하 능력을 초과할 우려가 있다.

상기 열연강판을 820~930℃에서 1.3×t+(10~30분)(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 노말라이징 열처리한다. 상기 노말라이징 열처리 온도가 820℃ 미만인 경우 고용 용질 원소들의 재고용이 어려워 강도의 확보가 어려워지고, 930℃를 초과하는 경우 경정립의 성장이 일어나 저온 인성을 해치게 된다. 또한, 상기 유지시간이 1.3×t+10분) 미만인 경우 조직의 균질화가 충분치 않을 수 있으며, 1.3×t+30분을 초과하는 경우 생산성을 해칠 수 있다.

상기 노말라이징 열처리된 열연강판을 노말라이징 온도 범위로부터 450℃까지의 온도구간에서 1/4t(단, t는 강판의 두께(㎜)임)를 기준으로 0.5~30℃/s의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 0.5℃/s 미만일 경우 적정한 베이나이트 변태가 어려워 강도 확보가 어려워지고, 반면, 20℃/s를 초과할 경우 과도한 베이나이트 분율을 갖는 미세조직이 얻어지므로 과도한 인장강도가 얻어지며 또한 저온 인성도 감소할 우려가 있다.

상기 냉각된 열연강판을 550~680℃에서 1.6×t+(10~30분)(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 템퍼링 열처리한다. 상기 템퍼링 열처리 온도가 550℃ 미만일 경우 미세 석출물의 석출이 어려워 강도 확보가 어려워지고, 680℃를 초과할 경우 석출물의 성장이 일어나 강도 및 저온 인성을 해치게 된다. 또한, 상기 템퍼링 열처리시 유지시간이 1.6×t+10분) 미만인 경우 조직의 균질화가 충분하지 않을 수 있으며, 1.6×t+30분을 초과하는 경우에는 생산성을 해칠 수 있다.

한편, 상기 열처리 공정을 거쳐 제조된 본 발명의 압력용기용 강판은 압력용기 제작시 부가되는 용접공정에 의해 잔류응력의 제거 등을 위하여 PWHT 처리가 필요하다. 일반적으로 장시간 PWHT 열처리 이후에는 강도 및 인성의 열화가 발생되는데, 본 발명에 의해 제조된 강판은 통상적인 PWHT 조건인 580~650℃의 온도 범위에서 열처리한 후에도 강도 및 인성의 큰 저하 없이 용접 시공이 가능하다는 장점이 있다. 일례로서, 본 발명의 압력용기용 강판은 580~650℃의 온도 범위에서 10시간 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 590MPa 이상이고, -50℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 150J 이상일 수 있다.

이하, 본 발명을 실시예를 통해 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세하기 위한 예시일 뿐 실시예에 의해 본 발명의 권리범위가 한정되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 강 슬라브를 1140℃에서 300분간 재가열하고, 패스당 압하율 10~15%의 조건으로 재결정 영역에서 열간압연하여 열연강판을 얻은 뒤, 상기 열연강판을 890℃에서 1.3×t+20분(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 노말라이징 열처리하고, 상기 노말라이징 열처리된 열연강판을 상기 노말라이징 온도 범위로부터 450℃까지의 온도구간에서 1/4t(단, t는 강판의 두께(㎜)임)를 기준으로 하기 표 2의 조건으로 냉각한 후, 650℃에서 1.6×t+20분(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 템퍼링 열처리하여 압력용기용 강판을 제조하였다.

상기 제조된 강판에 대하여 미세조직을 관찰하고, PHWT 열처리를 실시한 후, 항복강도, 인장강도, 연신율 및 저온충격인성을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 참고로, 하기 표 2에서 템퍼드 베이나이트 이외 잔부 미세조직은 페라이트와 펄라이트였다. 석출물 분율이란 페라이트, 펄라이트 및 템퍼드 베이나이트 혼합조직의 결정립 내부에 위치한 평균크기가 5~80nm인 MX[(M=Ti, Nb, Ta), [X=N, C]]형 석출물의 부피분율을 의미한다. 저온충격인성은 -50℃에서 V 노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지 값이다.

구분	합금조성(중량%)
구분	C	Mn	Si	P	S	Al	Mo	Cu	Ni	Cr	V	Ca	Ti	Nb	Ta
발명강1	0.15	1.60	0.35	0.008	0.0014	0.028	0.07	0.18	0.19	0.11	0.06	0.0015	0.13	0.015	-
발명강2	0.16	1.65	0.32	0.010	0.0013	0.031	0.08	0.17	0.20	0.10	0.07	0.0010	0.12	-	0.015
발명강3	0.17	1.62	0.35	0.009	0.0015	0.030	0.06	0.16	0.21	0.09	0.06	0.0012	-	0.013	0.020
비교강1	0.16	1.60	0.36	0.009	0.0013	0.032	0.06	0.17	0.20	0.10	0.06	-	-	-	-

구분	강판 두께 (mm)	냉각 속도 (℃/s)	PWHT 온도 (℃)	PWHT 시간 (hr)	미세조직		PWHT 후 기계적 물성
구분	강판 두께 (mm)	냉각 속도 (℃/s)	PWHT 온도 (℃)	PWHT 시간 (hr)	템퍼드 베이나이트 분율(면적%)	석출물 분율 (부피%)	항복 강도 (MPa)	인장 강도 (MPa)	연신율 (%)	CNV (J,@-50℃)
발명강1	10	1.5	630	10	14	0.11	478	607	33	202
	17.5	1.0	630	10	13	0.10	472	601	35	212
	25	0.8	630	10	11	0.09	470	599	34	208
발명강2	10	1.5	630	10	14	0.12	477	605	32	209
	17.5	1.0	630	10	13	0.09	474	600	34	203
	25	0.8	630	10	12	0.08	477	598	33	211
발명강3	10	1.5	630	10	12	0.11	476	609	35	203
	17.5	0.8	630	10	13	0.09	472	603	34	211
	25	1.5	630	10	11	0.08	475	599	35	213
비교강1	10	공냉	630	10	3	-	401	531	32	57
	17.5	공냉	630	10	2	-	405	523	34	65
	25	공냉	630	10	1.5	-	398	520	33	49

상기 표 1 및 2에서 알 수 있듯이, 본 발명의 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명강 1 내지 3의 경우에는 PWHT 시간이 10시간에 이르더라도 인장강도와 저온충격인성 등의 기계적 물성이 우수한 수준임을 알 수 있다.

반면, 본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 비교강 1의 경우에는 본 발명의 제조조건을 만족하더라도 발명강 1 내지 3에 비하여 인장강도는 약 70MPa, 저온충격인성은 약 150J 이상 낮은 수준임을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.12~0.20%, Si: 0.30~0.40%, Mn: 1.50~1.70%, Mo: 0.03~0.10%, Cu: 0.05~0.30%, V: 0.03~0.10%, Ni: 0.03~0.25%, Cr: 0.03~0.25%, Al: 0.005~0.06%, Ca: 0.0005~0.0030%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하를 포함하고, 추가로, Ti: 0.003~0.015%, Nb: 0.005~0.025% 및 Ta: 0.002~0.050%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 페라이트; 템퍼드 베이나이트; 및 펄라이트와 디제너레이디트 펄라이트 중 1종 또는 2종을 포함하는 혼합조직으로 이루어지며,
상기 템퍼드 베이나이트의 분율은 5~50면적%인 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판.
청구항 1에 있어서.
상기 강판은 평균크기가 5~80nm인 MX[(M=Ti, Nb, Ta), [X=N, C]]형 석출물을 0.003~0.15부피% 포함하는 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판.
청구항 1에 있어서,
상기 강판은 580~650℃의 온도 범위에서 10시간 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 590MPa 이상이고, -50℃에서의 샤르피 충격 에너지값이 150J 이상인 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판.
중량%로, C: 0.12~0.20%, Si: 0.30~0.40%, Mn: 1.50~1.70%, Mo: 0.03~0.10%, Cu: 0.05~0.30%, V: 0.03~0.10%, Ni: 0.03~0.25%, Cr: 0.03~0.25%, Al: 0.005~0.06%, Ca: 0.0005~0.0030%, P: 0.025% 이하, S: 0.025% 이하를 포함하고, 추가로, Ti: 0.003~0.015%, Nb: 0.005~0.025% 및 Ta: 0.002~0.050%로 이루어진 군으로부터 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 950~1200℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 패스당 압하율 2.5~30%로 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 820~930℃에서 1.3×t+(10~30분)(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 노말라이징 열처리하는 단계;
상기 노말라이징 열처리된 열연강판을 노말라이징 온도 범위로부터 450℃까지의 온도구간에서 1/4t(단, t는 강판의 두께(㎜)임)를 기준으로 0.5~30℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 550~680℃에서 1.6×t+(10~30분)(단, t는 강판의 두께(㎜)임)간 템퍼링 열처리하는 단계를 포함하는 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.