WO2022131570A1 - 고온 pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고온 pwht 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for a pressure vessel having excellent high-temperature PWHT resistance and a method for manufacturing the same, and more preferably, a steel sheet for a pressure vessel having excellent tensile strength and low-temperature impact toughness even when PWHT is performed at a high temperature of 750 to 850°C, and the same It is about the manufacturing method.
  • Post-weld heat treatment may be performed to remove residual stress inside the steel sheet.
  • the PWHT has a problem in that mechanical properties are deteriorated due to softening of grain boundaries in the steel sheet, growth, and coarsening of carbides during a long heat treatment process.
  • the PWHT is 700° C. or higher, there is a problem in that the deterioration of the mechanical properties is further aggravated.
  • Patent Document 1 includes 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 1.5%, Ni: 0.05 to 0.5%, Al: 0.005 to 0.1%, containing at least one of Ir: 0.005 to 0.10% and Rh: 0.005 to 0.10%, the remainder being Fe and inevitable
  • a medium-to-high temperature steel sheet containing impurities is disclosed, it has a problem in that it is difficult to apply in a state where the PWHT is 700°C.
  • Patent Document 0001 Republic of Korea Patent Publication No. 10-2020-0064581
  • Patent Document 0002 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2015-018868
  • the present invention is to solve the above problems, and a steel sheet for pressure vessel with excellent resistance to high temperature post-weld heat treatment (PWHT) that does not deteriorate mechanical properties even after a post-weld heat treatment (PWHT) process at a high temperature and to provide a method for manufacturing the same.
  • PWHT high temperature post-weld heat treatment
  • One aspect of the present invention for achieving the above object is C: 0.10 to 0.16 wt%, Si: 0.20 to 0.35 wt%, Mn: 0.4 to 0.6 wt%, Cr: 7.5 to 8.5 wt%, Mo: 0.7 to 1.0 wt% %, Al: 0.005 to 0.05% by weight, P: 0.015% by weight or less, S: 0.002% by weight or less, Nb: 0.001 to 0.025% by weight, V: 0.25 to 0.35% by weight, and the remainder consisting of Fe and unavoidable impurities It relates to a steel plate for pressure vessels with excellent resistance to high temperature PWHT.
  • the steel sheet structure may be made of a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite.
  • the tempered martensite may have an area fraction of 50 to 80%, and the remainder may be composed of tempered bainite.
  • the steel sheet may have a tensile strength of 650 MPa or more even in post-weld heat treatment (PWHT) for 10 to 50 hours at 750 to 850°C.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the Charpy impact energy (CVN @ -30 °C) value of the steel sheet for the pressure vessel may be 100J or more.
  • a process of reheating a slab comprising a High-temperature PWHT resistance characterized in that it comprises a heat treatment process, a cooling process of cooling the first heat-treated steel sheet at 1 to 30 ° C./sec, and a secondary heat treatment process for maintaining the cooled steel sheet at 820 to 845 ° C. It relates to a method for manufacturing this excellent steel sheet for pressure vessels.
  • the first heat treatment time (T1) may be defined by the following relational expression (1).
  • T 1 means the time (min) for performing the primary heat treatment
  • t means the thickness of the hot-rolled steel sheet.
  • the second heat treatment time (T2) may be defined by the following relational expression (2).
  • T 2 means the time (min) for performing the secondary heat treatment
  • t means the thickness of the hot-rolled steel sheet.
  • a post-welding heat treatment (PWHT) process may be performed in which the secondary heat-treated steel sheet is maintained at 750 to 850° C. for 10 to 50 hours.
  • PWHT post-welding heat treatment
  • the present invention in the steel sheet for a pressure vessel containing 7.5 to 8.5% by weight of Cr, it is possible to provide a steel sheet for a pressure vessel with strong resistance to post-weld heat treatment (PWHT) performed at a high temperature of 700° C. or higher. have.
  • PWHT post-weld heat treatment
  • the PWHT is a heat treatment process for removing residual stress generated inside the base material during welding or rolling process, and is characterized in that it is performed at high temperature for a long time. For this reason, the PWHT removes the residual stress in the steel sheet, but induces softening, growth, and coarsening of carbides in the grain boundary in the base material, thereby reducing the mechanical properties of the steel sheet.
  • the steel sheet for pressure vessel excellent in high temperature PWHT resistance according to an embodiment of the present invention, C: 0.10 to 0.16 wt%, Si: 0.20 to 0.35 wt%, Mn: 0.4 to 0.6 wt%, Cr: 7.5 to 8.5 wt%, Mo: 0.7 to 1.0% by weight, Al: 0.005 to 0.05% by weight, P: 0 to 0.015% by weight S: 0.002% by weight or less, Nb: 0.001 to 0.025% by weight or less, and the remainder may contain Fe and unavoidable impurities have.
  • composition range of the present invention will be described in detail.
  • unit is % by weight.
  • the C is an element that improves strength.
  • the content is less than 0.1% by weight, the strength of the matrix itself decreases, and when it exceeds 0.16% by weight, the strength increases excessively, thereby reducing toughness.
  • the C is preferably added 0.1 to 0.16% by weight, a more preferable lower limit may be 0.12% by weight, and a more preferable upper limit may be 0.15% by weight.
  • Si is added in an amount of 0.2 to 0.35% by weight.
  • the Si is an element effective for deoxidation and solid solution strengthening, and is an element accompanied by an increase in the impact transition temperature. If Si is less than 0.2% by weight, it is difficult to expect sufficient mechanical properties due to insufficient strength of the steel sheet for pressure vessels. There is a problem that the impact toughness is lowered. Accordingly, the Si is preferably added in an amount of 0.2 to 0.35% by weight, a more preferable lower limit may be 0.25% by weight, and a more preferable upper limit may be 0.32% by weight.
  • Mn is added in an amount of 0.4 to 0.6% by weight.
  • the Mn may form MnS, which is a non-metallic inclusion, together with S, which will be described later.
  • the non-metallic inclusion MnS has an effect of increasing the strength of the base material by interfering with the movement of dislocations inside the grains, but causes a decrease in room temperature elongation and low temperature toughness.
  • the Mn is preferably added in an amount of 0.4 to 0.6% by weight, a more preferable lower limit may be 0.5% by weight, and a more preferable upper limit may be 0.58% by weight.
  • the Cr increases the hardenability and forms a low-temperature transformation structure, thereby increasing yield and tensile strength, and has an effect of preventing a decrease in strength by slowing the decomposition rate of cementite during tempering or PWHT after quenching.
  • a tempered martensite structure is formed in the center of the steel sheet to enhance low-temperature strength. For this reason, it is preferable to add 7.5 wt% or more of Cr.
  • a coarse Cr-Rich M 23 C 6 -type carbide may be precipitated in the tempered martensite structure. This greatly reduces the impact toughness of the steel sheet and causes brittle fracture.
  • the Cr is preferably added 7.5 to 8.5% by weight, a more preferable lower limit may be 7.8% by weight, and a more preferable upper limit may be 8.3% by weight.
  • Mo is added in an amount of 0.7 to 1.0% by weight.
  • the Mo may increase the high-temperature strength of the base material. In addition, it is possible to prevent cracks from occurring in the steel sheet for pressure vessels due to the sulfide. For this reason, it is preferable that Mo is added in an amount of 0.7% by weight or more. However, since Mo has a relatively high unit price compared to other added elements, when the Mo exceeds 1.0 wt %, the production cost may excessively increase, thereby reducing marketability. Accordingly, the Mo is preferably added in an amount of 0.7 to 1.0% by weight, and a more preferable lower limit may be 0.8% by weight.
  • Al is added in an amount of 0.005 to 0.05% by weight.
  • the Al is one of the strong deoxidizers in the steelmaking process.
  • the deoxidizer serves to induce oxygen to be discharged in the form of CO by blowing in oxygen inside the base material.
  • oxygen in the base material may increase to deteriorate the quality of the steel sheet.
  • the Al content exceeds 0.05% by weight, more than necessary deoxidation effect is realized, and rather, the manufacturing cost may increase, thereby reducing commercial properties.
  • the Al is preferably added in an amount of 0.005 to 0.05% by weight, a more preferable lower limit may be 0.02% by weight, and a more preferable upper limit may be 0.04% by weight.
  • P is added in an amount of 0.015% by weight or less.
  • the P decreases the low-temperature toughness of the steel sheet for pressure vessel, and is segregated at grain boundaries and is a major cause of occurrence of temper brittleness.
  • S is added in an amount of 0.002% by weight or less.
  • S is an element that reduces the low-temperature toughness like P, and forms MnS inclusions in the steel sheet for pressure vessels, thereby causing the toughness of the steel sheet for pressure vessels to decrease.
  • P low-temperature toughness
  • the S is preferably managed at 0.002% by weight or less.
  • Nb is added in an amount of 0.001 to 0.025% by weight.
  • the Nb is an element effective in preventing softening of the matrix forming the steel sheet by forming fine carbides or nitrides in the steel sheet for pressure vessels. For this reason, the Nb is preferably added in an amount of 0.001% by weight or more. However, when the Nb content exceeds 0.025% by weight, the cost of the steel sheet may increase and marketability may decrease. Accordingly, the Nb is preferably added in an amount of 0.001 to 0.025% by weight, a more preferable lower limit may be 0.01% by weight, and a more preferable upper limit may be 0.023% by weight.
  • V is added 0.25 to 0.35% by weight.
  • V can easily form fine carbides and nitrides, and is an effective element to prevent softening of the matrix. For this reason, it is preferable that V is added in an amount of 0.25% by weight or more. However, if the V exceeds 0.35% by weight, the cost of the steel sheet may be increased and the marketability may be deteriorated. Accordingly, the V is preferably added 0.25 to 0.35% by weight, a more preferable lower limit may be 0.28%, and a more preferable upper limit may be 0.32% by weight.
  • composition which is one characteristic of the present invention, has been described above.
  • another feature of the present invention will be described with respect to the microstructure.
  • the microstructure at the center of the steel sheet may be made of a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite, and more preferably, the tempered An area fraction of martensite may be included in 50% or more, and the remaining portion may be composed of a mixed structure of tempered bainite.
  • the tempered martensite structure refers to a martensitic structure in which residual stress is relieved in martensite through the secondary heat treatment process described later, and has an effect of supplementing brittleness while maintaining the strength of a typical martensite structure. have For this reason, it is preferable that the area fraction of the tempered martensite structure is 50% or more in order to manufacture a 650 MPa class steel sheet targeted by the present invention.
  • the tempered martensite structure when the area fraction of the tempered martensite structure in the steel sheet exceeds 80%, the tempered martensite structure may have a coarse Cr-Rich M 23 C 6 -type carbide precipitated at grain boundaries, resulting in a decrease in toughness. have. For this reason, the tempered martensite structure preferably has an area fraction of 50 to 80%.
  • the tempered bainite (Tempered bainite) has a lower strength than the tempered martensite structure, but relatively excellent toughness and high impact absorption energy. Through this, the tempered bainite may supplement the toughness of the steel sheet for the pressure vessel.
  • the steel sheet for the pressure vessel is preferably provided in a mixed structure of the tempered martensite structure and the tempered bainite, and more preferably, the area fraction of the tempered martensite is 50 to 80%, the tempered martensite structure It is preferable that the area fraction of de bainite is 20% to 50%.
  • the tensile strength can be effectively maintained at 650 MPa or more even by additionally performing heat treatment in a high temperature range of 750 to 850 ° C. for up to 50 hours after welding the steel sheet having the composition and microstructure as described above. .
  • the steel sheet having the composition components and microstructure as described above may have excellent low-temperature toughness even after the PWHT, and specifically, the Charpy impact energy value at -30°C may have a value of 100J or more.
  • the steel sheet for pressure vessel manufactured according to an embodiment of the present invention can have excellent tensile strength and low-temperature toughness even when PWHT is performed at a high temperature.
  • the high-temperature PWHT steel sheet having excellent resistance to the pressure vessel is a step of reheating the slab having the above-described composition at 1,070 to 1,250 °C; hot rolling the reheated slab at a reduction ratio of 2.5 to 35% per rolling pass; a primary heat treatment process for maintaining the hot-rolled steel sheet at 1,020 to 1,070°C; It may include any one or more processes of a cooling process of cooling the first heat-treated steel sheet to 1 to 30°C and a secondary heat treatment process for maintaining the cooled steel sheet at 820 to 845°C.
  • a process of reheating the slab having the above composition may be performed.
  • the reheating is preferably performed at 1,070 to 1,250 ° C. This is, if the reheating temperature is less than 1,070 ° C, solute atoms are not dissolved as much as intended, so it is difficult to secure strength.
  • the overgrowth of the knight phase may reduce the mechanical properties of the steel sheet.
  • the reheating temperature is preferably 1,070 to 1,250 °C, more preferably the lower limit may be 1,100 °C, more preferably the upper limit may be 1,170 °C.
  • the reheated slab may be hot rolled to manufacture a steel sheet.
  • the hot rolling may be performed in a recrystallization region that is a temperature section higher than the recrystallization end temperature.
  • the hot rolling is preferably performed at a reduction ratio of 2.5 to 35% for each rolling pass. If the reduction ratio is less than 2.5%, the reduction amount is insufficient, the tempered martensite and tempered bainite structures formed by the cooling process to be described later become coarse, and the strength of the steel sheet may decrease. On the other hand, when the reduction ratio exceeds 35%, the load on the rolling mill becomes heavy and productivity may be reduced. Accordingly, the reduction ratio per each rolling pass is preferably controlled to be 2.5 to 35%, and a more preferable lower limit may be 5%, and a more preferable upper limit may be 25%.
  • the hot-rolled steel sheet may be subjected to a primary heat treatment process.
  • the primary heat treatment process refers to a heat treatment of maintaining the steel sheet at 1,020 to 1,070° C. for a time (T 1 ) satisfying the following relational expression 1.
  • T 1 means the time (min) for performing the primary heat treatment
  • t means the thickness of the hot-rolled steel sheet.
  • the temperature of the primary heat treatment is less than 1,020° C. or the T 1 is less than 1.3Xt 1 + 10 minutes, homogenization of the structure in the steel sheet may not sufficiently occur. This causes segregation in the steel sheet to occur. In addition, it is difficult to re-dissolve the solute elements that have been dissolved in the steel sheet, which causes a decrease in mechanical properties of the steel sheet.
  • the primary heat treatment temperature exceeds 1,070° C. or the T 1 exceeds 13 ⁇ t 1 + 30 minutes, crystal grains in the steel sheet grow and the strength of the steel sheet may be reduced.
  • the first heat-treated steel sheet may be cooled to 20 to 40° C. at a rate of 1 to 30° C./sec, and may be cooled through water cooling treatment (DQ treatment).
  • DQ treatment water cooling treatment
  • the cooling rate is less than 1° C./sec, the ferrite in the steel sheet cannot be transformed into martensite, so that the area fraction of the tempered martensite structure in the steel sheet may decrease.
  • the tempered martensite and tempered bainite structures may become coarse. This causes a decrease in the strength of the steel sheet.
  • the cooling rate is preferably 1 to 30° C./sec, and a more preferable lower limit may be 1.5° C./sec, and a more preferable upper limit may be 25° C./sec.
  • the steel sheet manufactured by performing the primary heat treatment and cooling process has a tensile strength of 650 MPa or more, and at the same time, it is required to secure a Charpy impact energy value of 100 J or more at -30 ° C. In order to achieve these conditions, the secondary heat treatment and a PWHT process.
  • the secondary heat treatment process refers to a heat treatment for maintaining the steel sheet at 820 to 845° C. for a time (T 2 ) satisfying the following relation 2, in other words, it can be defined as a tempering heat treatment.
  • T 2 means the time (min) for performing the secondary heat treatment
  • t means the thickness of the hot-rolled steel sheet.
  • the secondary heat treatment process is preferably performed at 820 to 845° C. for 1.6 ⁇ t + 10 to 1.6 ⁇ t + 30 minutes. This is because, when the secondary heat treatment process is performed for less than 820° C. or less than 1.6 ⁇ t + 10, the dislocation recovery effect is reduced, the toughness of the steel sheet is reduced, and it is difficult to obtain a tempered martensitic structure. On the other hand, when the secondary heat treatment process exceeds 845° C. or the heat treatment time exceeds 1.6 ⁇ t + 30 minutes, precipitates overgrow and overaging may occur, resulting in a decrease in strength.
  • a PWHT process may be additionally performed.
  • the PWHT process is a process of heat treatment over a long period of time in a high-temperature environment to remove residual stress inside the steel sheet as described above, and specifically, the second heat-treated steel sheet is maintained at 750 to 850 ° C. for 10 to 50 hours It means a process do.
  • the PWHT process temperature is less than 750° C. or the PHWT process time is less than 10 hours, annealing may not be sufficient and residual stress may remain in the steel sheet. In this case, it causes deformation of the steel plate and a reduction in service life.
  • the PWHT process temperature exceeds 850° C.
  • the PWHT process is preferably performed at 750 to 850° C. for 10 to 50 hours or less, the lower limit of the more preferable temperature may be 780° C., and the upper limit of the more preferable temperature may be 820° C. Also, a more preferable lower limit of the time may be 20 hours.
  • the steel sheet was cooled by air cooling until it reached 25°C of room temperature, and then heated to 1,050°C, and the time was adjusted according to the thickness of each steel sheet to perform a primary heat treatment process. After that, it was cooled with water until it reached 25°C based on the temperature of the center of the steel.
  • the thickness, primary heat treatment holding time, and cooling time of each of the steel sheets are shown in Table 2 below.
  • the tempered martensite fraction (%) and mechanical properties were measured for the steel sheet prepared according to Table 2, and are shown in Table 3 below.
  • yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (EL), and low-temperature toughness (J) were measured.
  • the low-temperature toughness was evaluated based on a Charpy impact energy (CVN @ -30°C) value obtained by performing a Charpy impact test on a specimen having a V notch at -30°C.
  • tempered martensite has an area fraction of 50% or more, so that the PWHT process was performed for 50 hours. It can be seen that the yield strength is 650 MPa or more, and more preferably has a high strength of 656 MPa or more. At the same time, it can be confirmed that the Charpy impact energy value at -30°C is 100J or more, more preferably 215J or more, and has excellent low-temperature toughness through this.
  • the decrease in yield strength (YS) is 0.5 to 3%
  • the decrease in tensile strength (TS) is about 1 to 4.5%. This is because, as described above, the tempered martensite structure in the steel sheet is formed by 50% or more based on the area fraction, which compensates for the decrease in strength due to softening of grain boundaries and coarsening of carbides after PWHT.
  • Comparative Examples 1 to 6 when the PWHT process is increased from 20 hours to 50 hours, it can be seen that the mechanical properties are significantly reduced. Specifically, Comparative Examples 1 to 3, which were heat-treated in the same manner as in Examples with Comparative Steel A containing 2.29% by weight of Cr, had yield strength (YS) and Both the tensile strength (TS) is reduced by 7 to 10%, and the Charpy impact energy is reduced by 45 to 55%. In Comparative Examples 4 to 6 prepared with Comparative Steel B containing 5.21% by weight of Cr, the yield strength was decreased by 15 to 20%, the tensile strength was decreased by 10 to 15%, and the Charpy impact energy was decreased by 45 to 55%.
  • Comparative Examples 1 to 6 the reason for the rapid decrease in mechanical properties in Comparative Examples 1 to 6 is that when the content of Cr in the steel sheet is less than 7.5% by weight, the austenite region increases and the retained austenite is generated. , because the fraction of the tempered martensite and the tempered bainite structure is relatively reduced due to this.
  • Example 1 tensile strength of 650 MPa or more and low-temperature toughness of 200 J or more were maintained even when the PWHT process was performed at 800° C. for 50 hours, whereas Comparative Examples 1 to 6 were tempered formed inside the steel sheet Since the area fraction of the martensitic structure is less than 20%, the strength of the base material is relatively low. This is that in Example 1 again 9, the martensitic structure having relatively excellent strength was formed at 50% or more based on the area fraction, and the strength was maintained even after heat treatment, but Comparative Examples 1 to 6 lack the martensitic structure, so after high temperature PWHT This is because it cannot compensate for the decrease in strength caused by softening of grain boundaries and coarsening of carbides.
  • Comparative Examples 7 to 9 containing 9.54% by weight of Cr had excellent yield strength of 715 MPa on average, but elongation was very low with an average of 15.3%, and low-temperature toughness was very low with an average of 44J. This is because the tempered bainite structure is too small to supplement the toughness of the steel sheet. In addition, coarse Cr-Rich M 23 C 6 -type carbide was precipitated at the tempered martensite grain boundary, so that the brittleness of the steel sheet was greatly increased. For this reason, in consideration of both the strength and toughness of the steel sheet, the tempered martensite structure is preferably formed in an area fraction of 50 to 80%.
  • Comparative Examples 10 to 17 were prepared by changing the heat treatment time with the invention steel A satisfying the alloy composition proposed by the present invention. As a result, it can be confirmed that the mechanical properties are reduced compared to Preparation Examples 1 to 3.
  • Comparative Examples 10 to 11 in which the primary heat treatment was performed for less than 50 minutes than the T 1 had an average yield strength (YS) of 427 MPa and the tensile strength (TS) of 512 MPa, 15 to more than those of Examples 1 to 3 A 25% reduction can be seen.
  • the Charpy impact energy was also reduced by 35 to 45% compared to Examples 1 to 3. This is because, as described above, the internal stress of the steel was not sufficiently removed due to insufficient time for the primary heat treatment, and unstable martensite and bainite structures were formed.
  • Comparative Examples 14 to 15 in which the secondary heat treatment was performed for less than 50 minutes than the T 2 , had an average yield strength (YS) of 4175 MPa and the tensile strength (TS) of an average of 487.5 MPa, 15 than Examples 1 to 3 decreased by 25%.
  • the Charpy impact energy was also reduced by 25 to 35% compared to Examples 1 to 3 with an average of 161J.
  • YS average yield strength
  • TS average tensile strength
  • the Charpy impact energy is also reduced by 25 to 35% compared to Examples 1 to 3 with an average of 172.5J.

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Abstract

본 발명은 C:0.10 내지 0.16중량%, Si:0.20 내지 0.35중량%, Mn:0.4 내지 0.6중량%, Cr:7.5 내지 8.5중량%, Mo:0.7 내지 1.0중량%, Al: 0.005 내지 0.05중량%, P: 0.015중량%이하, S:0.002중량%이하, Nb: 0.001 내지 0.025중량%, V: 0.25 내지 0.35중량% 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판에 관한 것이다.

Description

고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
본 발명은 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더 바람직하게는 750 내지 850℃의 고온에서 PWHT를 수행하여도 인장강도 및 저온 충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법에 대한 것이다.
강판을 용접하는 경우, 부분적인 열팽창 및 수축이 발생되어 강판 내부에 잔류응력이 형성된다. 상기 잔류응력은 추후 변형에 원인이 되며 모재의 일부가 파단 시 크랙 성장에 원인이 될 수 있으므로, 용접 후 구조물의 치수를 안정화하고 변형을 방지하기 위해서는 상기 잔류응력을 제거하는 공정이 필수적으로 수행되어야 한다.
강판 내부의 잔류응력을 제거하기 위해 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment; PWHT)를 수행할 있다. 하지만, 상기 PWHT는 장시간의 열처리 과정에서 강판 내 결정립계의 연화, 성장, 탄화물의 조대화가 발생하여 기계적 특성이 저하되는 문제점이 발생한다. 특히 PWHT가 700℃ 이상인 경우, 상기 기계적 특성 저하가 더욱 심화되는 문제점이 있다.
PWHT 이후의 기계적 특성이 저하되는 것을 방지하기 위한 수단으로 특허문헌 1에는 C:0.05 내지 0.25%, Mn:0.1 내지 1.0%, Si:0.1 내지 0.8%, Cr:1 내지 3%, Cu:0.05 내지 0.3%, Mo:0.5 내지 1.5%, Ni:0.05 내지 0.5%, Al:0.005 내지 0.1%을 포함하고, Ir:0.005 내지 0.10%와 Rh: 0.005 내지 0.10% 중 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 중고온용 강판을 개시하고 있으나, 이는 PWHT가 700℃인 상태에서 적용이 어렵다는 문제점을 지니고 있다. 이하 다른 특허문헌에도 본 상황에 적합한 기술은 찾아보기 어려웠다.
따라서, 강재의 후물화 및 용접부 조건의 가혹화에 동반되어, 고온의 PWHT 후에도 기계적 특성이 우수한 강판을 제조하는 기술이 요구되고 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 0001) 대한민국 공개특허번호 10-2020-0064581호
(특허문헌 0002) 일본 공개특허번호 2015-018868호
따라서 본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 고온에서의 용접 후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT) 공정 후에도 기계적 특성이 저하되지 않는 고온 용접후열처리(PWHT) 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 양태는 C:0.10 내지 0.16중량%, Si:0.20 내지 0.35중량%, Mn:0.4 내지 0.6중량%, Cr:7.5 내지 8.5중량%, Mo:0.7 내지 1.0중량%, Al: 0.005 내지 0.05중량%, P: 0.015중량%이하, S:0.002중량%이하, Nb: 0.001 내지 0.025중량%, V: 0.25 내지 0.35중량% 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판에 관한 것이다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 강판 조직이 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어질 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율이 50 내지 80%이며, 나머지는 템퍼드 베이나이트로 구성될 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 강판은 750 내지 850℃에서 10 내지 50시간 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 650MPa 이상일 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 압력용기용 강판은 샤르피 충격 에너지(CVN @ -30℃) 값이 100J이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 양태에 있어서, 중량%로, C:0.10 내지 0.16중량%, Si:0.20 내지 0.35중량%, Mn:0.4 내지 0.6중량%, Cr:7.5 내지 8.5중량%, Mo:0.7 내지 1.0중량%, Al: 0.005 내지 0.05중량%, P:0 내지 0015중량%, S:0.002중량%이하, Nb: 0.001 내지 0.025중량%, V: 0.25 내지 0.35중량% 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,070 내지 1,250℃에서 재가열하는 공정, 상기 재가열된 슬라브를 압연 패스당 2.5 내지 35%의 압하율로 열간 압연하는 공정, 상기 열간 압연된 강판을 1,020 내지 1,070℃으로 유지하는 1차 열처리 공정, 상기 1차 열처리된 강판을 1 내지 30℃/sec로 냉각하는 냉각 공정, 및 상기 냉각된 강판을 820 내지 845℃로 유지하는 2차 열처리 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법에 관한 것이다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 1차 열처리 시간(T1)은 하기 관계식 1로 정의될 수 있다.
[관계식 1]
1.3×t +10 ≤ T1 ≤ 1.3×t + 30
(상기 관계식 1에서 T1은 1차 열처리를 수행하는 시간(min)을 의미하며, t는 상기 열간 압연된 강판의 두께를 의미한다.)
상기 일 양태에 있어서, 상기 2차 열처리 시간(T2)은 하기 관계식 2으로 정의될 수 있다.
[관계식 2]
1.6×t +10 ≤ T2 ≤ 1.6×t + 30
(상기 관계식 2에서 T2는 2차 열처리를 수행하는 시간(min)을 의미하며, t는 상기 열간 압연된 강판의 두께를 의미한다.)
상기 일 양태에 있어서, 상기 2차 열처리된 강판을 750 내지 850℃에서 10 내지 50시간 동안 유지하는 용접 후 열처리(PWHT) 공정을 수행할 수 있다.
상술한 구성의 본 발명에 의하면, 750 내지 850℃에서 장시간 PWHT 공정을 수행하여도 기계적 특성이 유지되는 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 실시예들에 대한 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성 요소를 지칭한다.
본 발명의 실시예들을 설명함에 있어서 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다. 그리고 후술되는 용어들은 본 발명의 실시예에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있다. 그러므로 그 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. 이하, 본 발명의 실시예를 상세히 설명하기로 한다.
본 발명은, Cr을 7.5 내지 8.5 중량% 포함하는 압력용기용 강판에 있어서, 700℃ 이상의 고온에서 수행되는 용접후열처리(Post Weld Heat Treatment; PWHT)의 저항성이 강한 압력용기용 강판을 제공할 수 있다.
상기 PWHT는 용접 또는 압연 과정중에 모재 내부에 생성된 잔류응력을 제거하기 위한 열처리 공정으로, 고온에서 장시간 수행된다는 특징이 있다. 이로 인해, 상기 PWHT는 강판 내 잔류응력을 제거하나, 모재 내 결정립계의 연화, 성장 및 탄화물의 조대화를 유발하여 강판의 기계적 특성이 저감될 수 있다.
이를 방지하기 위해, 강판의 합금조성과 제조조건을 적절히 제어하여 강판의 미세조직을 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 하는 혼합조직으로 제공함으로써, 고온 및 장시간의 PWHT에도 기계적 특성이 감소하지 않는 압력용기용 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 실시 예에 따른 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판은, C:0.10 내지 0.16중량%, Si:0.20 내지 0.35중량%, Mn:0.4 내지 0.6중량%, Cr:7.5 내지 8.5중량%, Mo:0.7 내지 1.0중량%, Al: 0.005 내지 0.05중량%, P:0 내지 0.015중량% S:0.002중량%이하, Nb: 0.001 내지 0.025중량% 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명하도록 한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C는 0.1 내지 0.16중량% 첨가된다.
상기 C는 강도를 향상시키는 원소로서, 그 함량이 0.1중량% 미만에서는 기지 상의 자체적인 강도가 저하되고, 0.16중량%를 초과하면 강도가 과도하게 증가하여 인성을 저하시키는 문제점이 있다. 이에, 상기 C는 0.1 내지 0.16중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.12중량%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 0.15중량%일 수 있다.
Si는 0.2 내지 0.35중량% 첨가된다.
상기 Si는 탈산 및 고용강화에 효과적인 원소이며, 충격 천이온도 상승을 동반하는 원소이다. Si가 0.2중량% 미만이면, 상기 압력용기용 강판의 강도가 부족하여 충분한 기계적 특성을 기대하기 어려우며, 상기 Si가 0.35중량%를 초과하면 상기 압력용기용 강판의 용접성이 저하되어 가공성이 감소하고, 충격인성이 저하되는 문제점이 있다. 이에, 상기 Si는 0.2 내지 0.35중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.25중량%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 0.32중량%일 수 있다.
Mn은 0.4 내지 0.6중량% 첨가된다.
상기 Mn은 후술할 S와 함께 비금속 개재물인 MnS를 형성할 수 있다. 상기 비금속 개재물 MnS는 결정립 내부에서 전위의 이동을 방해하여 모재의 강도가 증가하는 효과가 있으나, 상온 연신율 및 저온인성이 감소되는 원인이 된다. 예를 들어, 상기 Mn의 함량이 0.6중량%를 초과하면, 상기 MnS가 과도하게 형성되어 연신율 및 저온인성이 두드러지게 감소되며, 상기 Mn이 0.4중량% 미만으로 첨가되면 MnS의 생성량이 부족하여 적절한 강도를 확보하기 어렵다는 문제점이 있다. 이러한 이유로, 상기 Mn은 0.4 내지 0.6중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.5중량%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 0.58중량%일 수 있다.
Cr은 7.5 내지 8.5중량% 첨가된다.
상기 Cr은 소입성을 증대시켜 저온변태조직을 형성함으로써 항복 및 인장강도를 증대시키며 퀜칭 이후의 템퍼링이나 PWHT 동안 시멘타이트의 분해 속도를 늦춤으로써 강도 하락을 방지하는 효과가 있다. 아울러 상기 강판 중심부에 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성되어 저온강도를 강화할 수 있다. 이러한 이유로 상기 Cr은 7.5 중량% 이상 첨가하는게 바람직하다. 하지만 상기 Cr의 함량이 8.5중량%를 초과하면, 크기가 조대한 Cr-Rich M23C6-type의 탄화물이 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직 내부에 석출될 수 있다. 이는 강판의 충격 인성을 크게 감소시켜 취성 파괴에 원인이 된다. 아울러, 상기 Cr의 함량이 증가하면 제조비용이 상승하고 용접성이 저하되는 문제가 발생된다. 이러한 이유로, 상기 Cr은 7.5 내지 8.5중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 7.8중량%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 8.3중량%일 수 있다.
Mo은 0.7 내지 1.0중량% 첨가된다.
상기 Mo은 상기 Cr과 마찬가지로, 모재의 고온 강도를 증가시킬 수 있다. 또한, 황화물로 인하여 상기 압력용기용 강판에 균열이 발생하는 것을 방지할 수 있다. 이러한 이유로, Mo가 0.7중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 상기 Mo은 다른 첨가원소에 비해 상대적으로 단가가 높으므로 상기 Mo이 1.0중량%를 초과하면 생산비가 과도하게 증가하여 상품성이 감소할 수 있다. 이에, 상기 Mo는 0.7 내지 1.0중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.8중량%일 수 있다.
Al은 0.005 내지 0.05중량% 첨가된다.
상기 Al은 상기 Si와 더불어 제강 공정에서 강력한 탈산제(Deoxidizer) 중 하나이다. 상기 탈산제(Deoxidizer)는 모재 내부의 산소를 취입하여 CO의 형태로 배출되는 것을 유도하는 역할을 수행한다. 이러한 이유로, 상기 Al의 함량이 0.005중량% 미만이면, 모재 내 산소가 증가하여 강판의 품질이 저하될 수 있다. 반면에 상기 Al이 0.05중량%를 초과하면 필요 이상의 탈산효과가 구현되며, 오히려 제조원가가 상승하여 상품성이 감소할 수 있다. 이에, 상기 Al은 0.005 내지 0.05중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.02중량%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 0.04중량%일 수 있다.
P은 0.015중량% 이하로 첨가된다.
상기 P은 상기 압력용기용 강판의 저온인성을 저하시키며, 입계에 편석되어 템퍼 취성(Temper brittleness) 발생의 주요 원인이 된다. 이론상 상기 P의 함량은 0중량%에 가깝도록 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 상기 P은 제조공정 상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으며, 상기 P의 함량을 줄이기 위한 공정이 까다롭고 추가공정으로 인한 생산비용이 증가되므로 그 상한을 정하여 관리하는 것이 바람직하다. 이에, 상기 P은 0.015중량% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
S은 0.002중량% 이하로 첨가된다.
상기 S은 상기 P과 같이 저온인성을 감소시키는 원소이며 상기 압력용기용 강판의 MnS 개재물을 형성하여 상기 압력용기용 강판의 인성이 감소되는 원인이 된다. 상기 S은 상기 P와 마찬가지로 함량은 0중량%에 가깝도록 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 이를 위해 소모되는 비용 및 시간을 고려하면 그 상한을 정하여 관리하는 것이 바람직하다. 이에, 상기 S은 0.002중량% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
Nb은 0.001 내지 0.025중량% 첨가된다.
상기 Nb은 상기 압력용기용 강판 내에서 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 강판을 형성하고 있는 기지조직(Matrix)의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 이러한 이유로, 상기 Nb는 0.001중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 상기 Nb이 0.025중량%를 초과하면 강판의 원가가 높아지고 상품성이 저하될 수 있다. 이에, 상기 Nb은 0.001 내지 0.025중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.01중량%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 0.023중량%일 수 있다.
V은 0.25 내지 0.35중량% 첨가된다.
상기 V은 상기 Nb와 마찬가지로 미세한 탄화물 및 질화물을 쉽게 형성할 수 있으며, 기지조직(Matrix)의 연화를 방지하는데 효과적인 원소이다. 이러한 이유로, 상기 V는 0.25중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 하지만 상기 V이 0.35중량%를 초과하면, 강판의 원가가 높아지고 상품성이 저하될 수 있다. 이에, 상기 V은 0.25 내지 0.35중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 0.28%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 0.32중량%일 수 있다.
상술한 성분을 제외한 나머지 성분은 Fe로 제공된다. 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.
이상 본 발명의 일 특징인 조성에 대해 설명하였다. 이하 본 발명의 또 다른 특징인 미세조직에 대해 설명한다.
본 발명의 실시 예에 따른 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판은, 상기 강판의 중심부 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어 질 수 있으며, 더 바람직하게는 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율이 50% 이상 포함되며, 나머지 부분은 템퍼드 베이나이트인 혼합조직으로 이루어질 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트 조직(Tempered martensite)은 후술한 2차 열처리 과정을 통해 마르텐사이트에 잔류응력을 완화한 마르텐사이트 조직을 의미하며, 통상적인 마르텐사이트 조직의 강도를 유지하면서 취성을 보완하는 효과를 가진다. 이러한 이유로 본 발명이 목표로 하는 650MPa 급 강판의 제조를 위해서는 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직의 면적분율이 50% 이상인 것이 바람직하다.
하지만, 상기 강판 내 템퍼드 마르텐사이트 조직의 면적분율이 80%를 초과하면, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직은 결정립계에 조대한 Cr-Rich M23C6-type의 탄화물이 석출되어 인성이 감소할 수 있다. 이러한 이유로 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직은 면적분율이 50 내지 80%인 것이 바람직하다.
한편, 상기 템퍼드 베이나이트(Tempered bainite)는 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직에 비해 강도는 낮으나, 상대적으로 인성이 우수하며, 충격흡수 에너지가 높다. 이를 통해 상기 템퍼드 베이나이트는 상기 압력용기용 강판의 인성을 보완할 수 있다. 이러한 이유로 상기 압력용기용 강판은 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직과 상기 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 제공되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 상기 템퍼드 마르텐사이트의 면적분율이 50 내지 80%, 상기 템퍼드 베이나이트의 면적분율이 20% 내지 50%인 것이 바람직하다.
상술한 바와 같은 성분조성과 미세조직을 갖는 강판을 추가로, 용접을 수행한 후에 추가적으로 750 내지 850℃의 높은 온도 범위에서 최대 50시간동안 열처리를 수행하여도 인장강도를 650MPa 이상으로 효과적으로 유지할 수 있다.
또한, 상술한 바와 같은 조성성분과 미세조직을 갖는 강판은 상기 PWHT 이후에도 우수한 저온인성을 가질 수 있으며, 구체적으로 -30℃에서 샤르피 충격 에너지 값이 100J이상을 가질 수 있다.
본 발명의 실시 예에 따라 제조된 압력용기용 강판은 고온에서 PWHT를 수행하여도 우수한 인장강도 및 저온인성을 가질 수 있음을 확인할 수 있다.
이상의 본 발명의 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판에 대한 것과 더불어 이하에서는, 본 발명의 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법에 대해 설명하기로 한다.
실시 예에 따르면, 상기 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판은 앞서 설명한 성분조성을 갖는 슬라브를 1,070 내지 1,250℃에서 재가열하는 공정; 상기 재가열된 슬라브를 압연 패스당 2.5 내지 35%의 압하율로 열간 압연하는 공정; 상기 열간 압연된 강판을 1,020 내지 1,070℃로 유지하는 1차 열처리 공정; 상기 1차 열처리된 강판을 1 내지 30℃로 냉각하는 냉각 공정 및 상기 냉각된 강판을 820 내지 845℃로 유지하는 2차 열처리 공정 중 어느 하나 이상의 공정을 포함할 수 있다.
먼저, 본 발명에서는 상기 조성성분을 갖는 슬라브를 재가열하는 공정을 수행할 수 있다. 상기 재가열은 1,070 내지 1,250℃에서 수행되는 것이 바람직한데, 이는 상기 재가열 온도가 1,070℃ 미만이면, 용질원자들이 의도한 만큼 고용되지 않아 강도의 확보가 어렵고, 재가열 온도가 1,250℃를 초과하면 강재 내 오스테나이트상이 과성장되어 강판의 기계적 특성이 감소할 수 있다. 이에, 상기 재가열 온도는 1,070 내지 1,250℃인 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 1,100℃일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 1,170℃일 수 있다.
이 후, 상기 재가열된 슬라브를 열간 압연하여 강판을 제조할 수 있다.
실시 예에 따르면 상기 열간 압연은 재결정 종료 온도보다 높은 온도구간인 재결정 영역에서 수행될 수 있다. 또한, 상기 열간 압연은 각 압연 패스당 압하율 2.5 내지 35%로 수행되는 것이 바람직하다. 압하율이 2.5% 미만이면 압하량이 부족해 후술할 냉각 공정으로 형성되는 템퍼드 마르텐사이트 및 템퍼드 베이나이트 조직이 조대해지며, 강판의 강도가 감소할 수 있다. 반면 압하율이 35%를 초과하면 압연기의 부하가 심해져 생산성이 감소될 수 있다. 이에, 상기 각 압연패스당 압하율은 2.5 내지 35%로 제어하는 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 5%일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 25%일 수 있다.
상기 열간 압연된 강판은 1차 열처리 공정을 수행할 수 있다. 상기 1차 열처리 공정은 하기 관계식 1을 만족하는 시간(T1) 동안 1,020 내지 1,070℃에서 강판을 유지시키는 열처리를 의미한다.
[관계식 1]
1.3×t +10 ≤ T1 ≤ 1.3×t + 30
(상기 관계식 1에서 T1은 1차 열처리를 수행하는 시간(min)을 의미하며, t은 상기 열간 압연된 강판의 두께를 의미한다.)
실시 예에 따르면, 상기 1차 열처리의 온도가 1,020℃미만이거나 상기 T1이 1.3Xt1 + 10분 미만이면, 상기 강판 내 조직의 균질화가 충분히 발생하지 않을 수 있다. 이는, 강판 내 편석이 발생하는 원인이 된다. 아울러, 상기 강판에 고용되었던 용질 원소들이 재고용이 어려워 상기 강판의 기계적 특성이 감소하는 원인이 된다.
반대로, 상기 1차 열처리 온도가 1,070℃를 초과하거나 상기 T1이 13Хt1 + 30분을 초과하면, 상기 강판 내 결정립이 성장하여 강판의 강도가 감소될 수 있다.
이 후, 상기 1차 열처리된 강판을 냉각하는 냉각 공정을 수행할 수 있다. 구체적으로 상기 냉각 공정은 상기 1차 열처리된 강판을 1 내지 30℃/sec의 속도로 20 내지 40℃까지 냉각될 수 있으며, 수냉 처리(DQ 처리)를 통해 냉각될 수 있다. 상기 냉각 속도가 1℃/sec 미만이면, 강판 내 페라이트가 마르텐사이트로 변태되지 못하여 강판 내 템퍼드 마르텐사이트 조직의 면적분율이 감소할 수 있다. 또한, 템퍼드 마르텐사이트 및 템퍼드 베이나이트 조직이 조대해질 수 있다. 이는 강판의 강도를 감소시키는 원인이 된다, 또한, 상기 냉각 속도가 30℃/sec을 초과하면, 냉각속도 향상을 위해 부과적인 설비가 필요하며 냉각수가 다량 필요할 수 있다. 이로 인하여 상기 강판의 제조원가가 증가할 수 있다. 이에 냉각 속도는 1 내지 30℃/sec인 것이 바람직하며, 더 바람직한 하한은 1.5℃/sec일 수 있으며, 더 바람직한 상한은 25℃/sec일 수 있다.
상기 1차 열처리 및 냉각 공정을 수행하여 제조된 강판은 인장강도 650MPa 이상이며, 동시에 -30℃에서 샤르피 충격 에너지 값이 100J 이상을 확보해야 할 것이 요구되는바, 이러한 조건을 달성하기 위해 2차 열처리 및 PWHT 공정을 수행할 수 있다.
상기 2차 열처리 공정은 하기 관계식 2을 만족하는 시간(T2) 동안 820 내지 845℃에서 강판을 유지시키는 열처리를 의미하며, 다른 말로 템퍼링(Tempering) 열처리로 정의할 수 있다.
[관계식 2]
1.6×t +10 ≤ T2 ≤ 1.6×t + 30
(상기 관계식 2에서 T2는 2차 열처리를 수행하는 시간(min)을 의미하며, t는 상기 열간 압연된 강판의 두께를 의미한다.)
상술한 바와 같이, 상기 2차 열처리 공정은 820 내지 845℃에서 1.6Хt + 10 내지 1.6Хt + 30분 동안 수행되는 것이 바람직하다. 이는 상기 2차 열처리 공정이 820℃ 미만 또는 1.6Хt + 10 미만 동안 수행되면, 전위 회복 효과가 감소하여 강판의 인성이 감소하며 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻기 어렵기 때문이다. 반면, 상기 2차 열처리 공정이 845℃를 초과하거나 열처리 시간이 1.6Хt + 30분을 초과하면 석출물이 과성장하여 과시효(overaging) 현상이 발생하여 강도가 감소할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 2차 열처리 공정 후, PWHT 공정을 추가로 수행할 수 있다. 상기 PWHT 공정은 상술한 바와 같이 강판 내부의 잔류응력을 제거하는 고온 환경에서 장시간에 걸쳐서 열처리하는 공정이며, 구체적으로 상기 2차 열처리된 강판을 750 내지 850℃에서 10 내지 50시간 유지하는 공정을 의미한다. 상기 PWHT 공정 온도가 750℃ 미만 또는 PHWT 공정 시간이 10시간 미만인 경우, 풀림이 충분하지 않아 잔류응력이 강판 내 남아있을 수 있다. 이 경우 강판의 변형, 수명 감소의 원인이 된다. 반대로 상기 PWHT 공정 온도가 850℃을 초과하거나, 상기 PWHT 공정이 50분을 초과하여 수행되는 경우, 강판에 과도한 열 에너지가 주입될 수 있다. 이는 강판의 재결정화를 촉진하여 인장강도가 650MPa 미만으로 감소될 수 있다. 이러한 이유로 상기 PWHT 공정은 750 내지 850℃에서 10 내지 50시간 이하로 수행되는 것이 바람직하고, 더 바람직한 온도의 하한은 780℃일 수 있으며, 더 바람직한 온도의 상한은 820℃일 수 있다. 또한, 더 바람직한 시간의 하한은 20시간일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
하기 표 1과 같은 조성을 가지는 합금 슬라브를 준비한다. 상기 합금 슬라브를 1,120℃에서 300분 재가열한 뒤, 압연 패스당 15%의 압하율로 재결정 영역에서 열간 압연하여 강판을 제조하였다.
Figure PCTKR2021016649-appb-img-000001
상기 강판을 상온의 25℃가 될 때까지 공냉으로 냉각한 후, 1,050℃로 가열하여 각 강판의 두께에 따라 시간을 조절하여 1차 열처리 공정을 수행하였다. 이 후, 강재 중심부의 온도를 기준으로 25℃가 될 때 까지 수냉하였다. 상기 각 강판의 두께, 1차 열처리 유지 시간 및 냉각 시간은 하기 표 2에 개시된다.
마지막으로 상기 제 1 열처리 및 냉각 공정을 수행한 강판을 하기 표 2의 조건으로 2차 열처리를 한 후 추가로 PWHT 공정을 수행하였다.
Figure PCTKR2021016649-appb-img-000002
상기 표 2에 따라 제조한 강판에 대하여 템퍼드 마르텐사이트 분율(%) 및 기계적 특성을 측정하여 하기 표 3에 개시하였다. 상기 기계적 특성으로는 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL) 및 저온인성(J)을 측정하였다. 상기 저온인성은 -30℃에서 V노치를 갖는 시편을 샤르피 충격 시험을 행하여 얻은 샤르피 충격 에너지(CVN @ -30℃)값을 기준으로 평가하였다.
Figure PCTKR2021016649-appb-img-000003
상기 표 1 내지 3를 참조하면, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 동시에 만족하는 실시예 1 내지 9는 템퍼드 마르텐사이트가 면적분율이 50% 이상으로 구성되므로써, PWHT 공정을 50시간 동안 수행하여도 항복강도가 650MPa 이상, 더 바람직하게는 656MPa 이상의 높은 강도를 가지는 것을 알 수 있다. 동시에 -30℃에서 샤르피 충격에너지 값이 100J 이상, 더 바람직하게는 215J 이상을 가지며 이를 통해 우수한 저온인성을 가지는 것을 확인할 수 있다.
구체적으로, 상기 PWHT의 공정이 20 시간에서 50시간으로 증가시켜도 항복강도(YS)의 감소량이 0.5 내지 3%이며, 인장강도(TS)의 감소량이 약 1 내지 4.5%이다. 이는 상술한대로 강판 내 템퍼드 마르텐사이트 조직이 면적분율을 기준으로 50% 이상 형성되어 PWHT 이후의 결정립계의 연화, 탄화물 조대화로 인한 강도 저하를 보완해주기 때문이다.
반면에, 상기 비교예 1 내지 6은 상기 PWHT 공정이 20시간에서 50시간으로 증가하면 기계적 특성이 현저히 감소하는 것을 알 수 있다. 구체적으로 상기 Cr을 2.29중량% 포함하는 비교강 A를 가지고 실시예와 동일하게 열처리한 비교예 1 내지 3은 상기 PWHT의 공정 시간이 20시간에서 50시간으로 30시간 증가하면 항복강도(YS)와 인장강도(TS) 모두 7 내지 10%로 감소하며, 샤르피 충격 에너지는 45 내지 55% 감소한다. 상기 Cr이 5.21중량% 포함된 비교강 B로 제조된 비교예 4 내지 6은 항복강도가 15 내지 20%, 인장강도는 10 내지 15% 감소하였으며, 샤르피 충격 에너지는 45 내지 55% 감소한다.
상기 실시예 1 내지 9와 달리, 상기 비교예 1 내지 6에서 기계적 특성이 급속하게 감소하는 이유는 강판 내 Cr의 함량이 7.5중량% 미만이면 상기 오스테나이트 영역이 증가하여 상기 잔류 오스테나이트가 생성되었으며, 이로 인하여 상대적으로 상기 템퍼드 마르텐사이트 및 상기 템퍼드 베이나이트 조직의 분율이 감소되었기 때문이다.
반대로, 상기 Cr이 7.5중량% 이상이면 상기 오스테나이트 영역이 감소하여 냉각 공정 이후에도 불필요한 오스테나이트 조직이 잔류하지 않으며 상기 마르텐사이트 또는 베이나이트로 전부 변태된다. 그 결과, 상기 Cr을 7.5중량%이상 포함하는 실시예 1 내지 9는 상기 템퍼드 마르텐사이트가 50% 이상이며, 상기 Cr이 7.5중량%미만 포함하는 비교예 1 내지 6은 상기 템퍼드 마르텐사이트가 25% 미만인 것을 확인할 수 있다.
아울러, 상기 잔류된 오스테나이트 조직은 결정립 크기가 조대화되고 안정성이 낮아 강판의 취성을 증가시키는 원인이 된다. 이런 이유로, 상기 비교예 1 내지 6은 저온인성 또한 감소하였음을 확인할 수 있다.
구체적으로, 상기 실시예 1 내지 9는 800℃에서 50시간 동안 PWHT 공정을 수행하여도 인장강도가 650MPa 이상, 저온인성이 200J이상 유지되는 반면에, 비교예 1 내지 6은 강판 내부에 형성된 템퍼드 마르텐사이트 조직의 면적분율이 20% 미만이기 때문에 모재의 강도가 상대적으로 낮다. 이는 상기 실시예 1 다시 9는 상대적으로 강도가 뛰어난 마르텐사이트 조직이 면적분율 기준 50% 이상으로 형성되어 열처리 이후에도 강도가 유지되었으나, 상기 비교예 1 내지 6은 상기 마르텐사이트 조직이 부족하여 고온 PWHT 이후의 결정립계의 연화, 탄화물 조대화로 인해 발생되는 강도 저하를 보완해주지 못하기 때문이다.
반면에, 상기 Cr이 9.54중량% 포함된 비교예 7 내지 9는 항복강도가 평균715MPa로 우수하였으나, 연신율이 평균 15.3%로 매우 낮으며, 저온인성이 평균 44J로 매우 낮은 것을 확인할 수 있다. 이는, 상기 템퍼드 베이나이트 조직이 지나치게 적게 형성되어 강판의 인성을 보완하기 어렵기 때문이다. 아울러, 상기 템퍼드 마르텐사이트 입계에 크기가 조대한 Cr-Rich M23C6-type의 탄화물이 석출 내어되어 강판의 취성이 크게 증가되었기 때문이다. 이러한 이유로 상기 강판의 강도와 인성을 모두 고려할 때, 상기 템퍼드 마르텐사이트 조직은 면적분율 기준 50 내지 80% 형성되는 것이 바람직하다.
한편, 상기 비교예 10 내지 17은 본 발명이 제안하는 합금조성을 만족하는 발명강 A를 가지고 열처리 시간을 변경하여 제조하였다. 그 결과 상기 제조예 1 내지 3에 비해 기계적 특성이 감소하였음을 확인할 수 있다.
구체적으로 상기 1차 열처리가 상기 T1보다 50분 미만 수행된 비교예 10 내지 11은 상기 항복강도(YS)가 평균 427MPa, 상기 인장강도(TS)가 512MPa로 상기 실시예 1 내지 3보다 15 내지 25% 감소한 것을 확인할 수 있다. 아울러 샤르피 충격 에너지 또한 실시예 1 내지 3보다 35 내지 45%감소하였다. 이는 상술한 바와 같이 상기 1차 열처리 시간이 부족하여 강재 내부의 응력이 충분히 제거되지 않았으며, 이에 불안정한 마르텐사이트 및 베이나이트 조직이 형성되었기 때문이다.
또한, 상기 1차 열처리가 상기 T1보다 50분 초과하여 수행된 비교예 12 내지 13은 상기 항복강도(YS)가 평균 4005MPa, 상기 인장강도(TS)가 529MPa로 상기 실시예 1 내지 3보다 15 내지 25% 감소하였다. 아울러 상기 샤르피 충격 에너지도 평균 141.5J로 상기 실시에 1 내지 3에 비해 15 내지 25% 감소하였다. 이는 강판 내 결정립이 성장하여 강판의 강도가 감소하였다는 것을 증명한다.
아울러, 상기 2차 열처리가 상기 T2보다 50분 미만 수행된 비교예 14 내지 15는 항복강도(YS)가 평균 4175MPa, 상기 인장강도(TS)가 평균 487.5MPa로 상기 실시예 1 내지 3보다 15 내지 25% 감소하였다. 아울러 상기 샤르피 충격 에너지도 평균 161J로 상기 실시에 1 내지 3에 비해 25 내지 35% 감소하였다.
마지막으로, 상기 2차 열처리가 상기 T2보다 50분 초과하여 수행된 비교예 16 내지 17은 항복강도(YS)가 평균 404MPa, 상기 인장강도(TS)가 평균 543.5MPa로 상기 실시예 1 내지 3보다 20 내지 30% 감소하였다. 아울러 상기 샤르피 충격 에너지도 평균 172.5J로 상기 실시에 1 내지 3에 비해 25 내지 35% 감소한 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 상기 2차 열처리의 시간이 부족 또는 초과되면 항복강도, 인장강도, 연신율 및 저온인성의 기계적 특성이 감소하는 것을 확인할 수 있다.
이상의 설명에서는 본 발명의 다양한 실시예들을 제시하여 설명하였으나 본 발명이 반드시 이에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능함을 쉽게 알 수 있을 것이다.

Claims (9)

  1. C:0.10 내지 0.16중량%, Si:0.20 내지 0.35중량%, Mn:0.4 내지 0.6중량%, Cr:7.5 내지 8.5중량%, Mo:0.7 내지 1.0중량%, Al: 0.005 내지 0.05중량%, P: 0.015중량%이하, S:0.002중량%이하, Nb: 0.001 내지 0.025중량%, V: 0.25 내지 0.35중량% 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판 조직이 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 혼합조직으로 이루어진 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
  3. 제 2항에 있어서,
    상기 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율이 50 내지 80%이며, 나머지는 템퍼드 베이나이트로 구성되는 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기
    용 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 750 내지 850℃에서 10 내지 50시간 용접후 열처리(Post Weld Heat Treatment, PWHT)에도 인장강도가 650MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 고온
    PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 강판은 샤르피 충격 에너지(CVN @ -30℃) 값이 100J이상인 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판.
  6. 중량%로, C:0.10 내지 0.16중량%, Si:0.20 내지 0.35중량%, Mn:0.4 내지 0.6중량%, Cr:7.5 내지 8.5중량%, Mo:0.7 내지 1.0중량%, Al: 0.005 내지 0.05중량%, P:0 내지 0.015중량% S:0.002중량%이하, Nb: 0.001 내지 0.025중량%, V: 0.25 내지 0.35중량% 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1,070 내지 1,250℃에서 재가열하는 공정;
    상기 재가열된 슬라브를 압연 패스당 2.5 내지 35%의 압하율로 열간 압연하는 공정;
    상기 열간 압연된 강판을 1,020 내지 1,070℃로 유지하는 1차 열처리 공정;
    상기 1차 열처리된 강판을 1 내지 30℃/sec로 냉각하는 냉각 공정; 및
    상기 냉각된 강판을 820 내지 845℃로 유지하는 2차 열처리 공정;을 포함하는 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 1차 열처리 시간(T1)은 하기 관계식 1로 정의되는 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    1.3×t +10 ≤ T1 ≤ 1.3×t + 30
    (상기 관계식 1에서 T1은 1차 열처리를 수행하는 시간(min)을 의미하며, t는
    상기 열간 압연된 강판의 두께를 의미한다.)
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 2차 열처리 시간(T2)은 하기 관계식 2으로 정의되는 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우수한 압력용기용 강판의 제조방법.
    [관계식 2]
    1.6×t +10 ≤ T2 ≤ 1.6×t + 30
    (상기 관계식 2에서 T2는 2차 열처리를 수행하는 시간(min)을 의미하며, t는 상기 열간 압연된 강판의 두께를 의미한다.)
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 2차 열처리 공정 후, 750 내지 850℃에서 10 내지 50시간 동안 용접 후 열처리(PWHT) 공정을 추가로 수행하는 것을 특징으로 하는, 고온 PWHT 저항성이 우
    수한 압력용기용 강판의 제조방법.
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