KR20190029654A - Martensitic high chrome heat resistant steel having combined high creep rupture strength and oxidation resistance - Google Patents

Martensitic high chrome heat resistant steel having combined high creep rupture strength and oxidation resistance Download PDF

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Abstract

본 발명은 하기 용융물 분석(중량%)을 갖는, 증기 함유 환경에서 고온 노출시 향상된 크리프 강도와 매우 우수한 내산화성의 독특한 조합을 지닌 보일러 적용을 위한 마르텐사이트계 내열강을 제공한다: C: 0.10-0.16%, Si: 0.20-0.60%, Mn: 0.30-0.80%, P ≤ 0.020%, S ≤ 0.010%, Al ≤ 0.020%, Cr: 10.50-12.00%, Mo: 0.10-0.60%, V: 0.15-0.30%, Ni: 0.10-0.40%, B: 0.008-0.015%, N: 0.002-0.020%, Co: 1.50-3.00%, W: 1.50-2.50%, Nb: 0.02-0.07%, Ti: 0.001-0.020%. 상기 강의 잔량은 철 및 불가피한 불순물로 구성된다. 그 강은 1050℃ 내지 1170℃의 고온 범위에서 약 10분 내지 약 120분의 시간 동안 정상화되고, 공기 또는 수 중에서 실온으로 냉각된 후, 750℃ 내지 820℃의 온도 범위에서 1 시간 이상 동안 템퍼링된다. 그 강은 평균 δ-페라이트 함량이 5 부피% 미만인 마르텐사이트게 미세구조를 나타낸다.The present invention provides a martensitic heat resistant steel for boiler applications having a unique combination of improved creep strength and very good oxidation resistance at high temperature exposure in a steam containing environment with the following melt analysis (wt%): C: 0.10-0.16 %, Si: 0.20-0.60%, Mn: 0.30-0.80%, P ≤ 0.020%, S ≤ 0.010%, Al ≤ 0.020%, Cr: 10.50-12.00%, Mo: 0.10-0.60%, V: 0.15-0.30 %, Ni: 0.10-0.40%, B: 0.008-0.015%, N: 0.002-0.020%, Co: 1.50-3.00%, W: 1.50-2.50%, Nb: 0.02-0.07%, Ti: 0.001-0.020% . The remaining amount of the steel is composed of iron and unavoidable impurities. The steel is normalized for a time of about 10 minutes to about 120 minutes at a high temperature range of 1050 DEG C to 1170 DEG C, cooled to room temperature in air or water, and then tempered for one hour or more at a temperature range of 750 DEG C to 820 DEG C . The steel exhibits a martensitic microstructure with an average delta-ferrite content of less than 5% by volume.

Description

조합된 고 크리프 파단 강도 및 내산화성을 지닌 마르텐사이트계 고 크롬 내열강Martensitic high chrome heat resistant steel having combined high creep rupture strength and oxidation resistance

본 발명은 상승된 온도, 즉 550℃ 내지 750℃ 및 고응력에서 작동하는 부품을 위한 마르텐사이트계 고 크롬 내열강에 관한 것이다. 본 발명에 따른 강은 발전, 화학 및 석유화학 산업에서 사용될 수 있다. The present invention relates to martensitic high chromium heat resistant steels for components operating at elevated temperatures, i.e., from 550 ° C to 750 ° C and high stresses. The steel according to the invention can be used in the power generation, chemical and petrochemical industries.

페라이트계/마르텐사이트계 고 Cr강 재료는 재가열기/초가열기 튜브로서 그리고 증기 파이프로서 현대 발전소에서 널리 사용되고 있다. 화력 발전소의 순효율의 추가 개선은 증기 파라미터 압력 및 온도의 증가를 필요로 한다. 그러므로, 보다 효율적인 발전소 사이클의 실현은 개선된 증기측 내산화성(steam-side oxidation resistance)을 지닌 보다 강한 재료를 필요로 한다. 매우 우수한 크리프 특성 및 우수한 내산화성을 조합한 새로운 마르텐사이트계 고 크롬강을 개발하고자 하는 기존의 시도들은 소위 Z-상(Z-phase)의 형성으로 인하여 지금까지 실패해 왔다. Z-상은 빠르게 조대화되어 주위 강화 MX(여기서, M은 Nb, V이고, X는 C, N임) 침전물을 소모시키는 복합 질화물이다.Ferritic / martensitic high Cr steel materials are widely used in reheating / superheating tubes and steam pipes in modern power plants. Further improvements in the net efficiency of thermal power plants require increased steam parameter pressures and temperatures. Therefore, the realization of a more efficient plant cycle requires a stronger material with improved steam-side oxidation resistance. Existing attempts to develop a new martensitic high chromium steel that combines very good creep properties and excellent oxidation resistance have so far failed due to the so-called Z-phase formation. The Z-phase is rapidly coarsened and is a complex nitride that consumes the surrounding enrichment MX (where M is Nb, V and X is C, N) precipitate.

고 크롬강 재료라는 표현은 일반적으로 9 중량% 초과의 Cr를 지닌 강을 의미한다. 그러나, 우수한 증기 내산화성에 필수적인 상승된 Cr 함량, 즉 9 중량% 초과의 Cr를 함유하는 Cr 함량은, Z-상 형성에 대한 동력을 증가시킬 뿐만 아니라 크롬 탄화물 침전물의 조대화 속도(coarsening rate)도 향상시킨다. 이들 양자에 관하여, MX 및 크롬 탄화물 침전물의 미세구조 안정화 효과의 손실이 마르텐사이트계 고 Cr 내열강 등급의 장기간 크리프 파단 강도에서의 강하에 대한 원인이 되고 있다. 이에 따라, 미래의 강 개발에 있어서 주요 과제는 크리프 파단 강도와 내산화성 간의 명백한 모순을 해결하는 것이다. The expression high chromium steel material generally means a steel with greater than 9 weight percent Cr. However, the elevated Cr content, which is essential for good steam oxidation resistance, i.e. Cr content containing more than 9 wt.% Cr, not only increases the power to Z-phase formation, but also increases the coarsening rate of the chromium carbide precipitate . With respect to both of these, the loss of the microstructure stabilization effect of the MX and chromium carbide precipitates is responsible for the lowering of the long-term creep rupture strength of the martensitic high Cr heat-resistant grades. Accordingly, a major challenge in future steel development is to resolve the apparent contradiction between creep rupture strength and oxidation resistance.

현재, 550℃ 초과의 작동 온도를 사용한 적용인 고온 적용에 있어서, ASTM 등급 91 및 92가 널리 사용되고 있으며, 이들 양자는 9 중량%의 Cr를 함유하고 있으며, 600℃에서 105 h 후 크리프 파단 강도가 각각 90 MPa 및 114 MPa이다. 그 2가지 강 사이의 주요 차이점은 등급 92가 1.8 중량% 범위의 W 및 등급 91의 경우에서의 1 중량%와 비교하여 0.4 중량%의 감소된 Mo을 함유한다는 점이다. 부가적으로, 등급 92는 0.005 중량% 미만인 소량의 B를 함유한다. At present, in a high temperature application is applied using an operating temperature of 550 ℃ excess, and ASTM grades 91 and 92 are widely used, both of them may contain 9% by weight of Cr, from 600 ℃ 10 5 h after creep rupture strength 90 MPa and 114 MPa, respectively. The main difference between the two steels is that grade 92 contains 0.4% by weight of reduced Mo compared to 1% by weight in the case of W and grade 91 in the range of 1.8% by weight. Additionally, grade 92 contains a small amount of B that is less than 0.005 wt%.

양자의 강은 600℃ 초과의 온도에서 증기 분위기 하에 불충분한 내산화성으로부터 어려움을 겪고 있으며, 이는 적용 온도 범위를 유의적으로 제한하고 있다. 특히, 열 전달을 구비한 보일러 부품에서, 산화물 스케일은 열적 절연체로서 작용함으로써 금속 온도를 증가시키고 결과적으로 해당 부품의 수명을 감소시킨다. 부가적으로, 그 산화물 스케일은, 작동 동안 작은 조각으로 부서진다면, 후속되는 증기 운반 부품 상에서의 부식 손상 또는 증기 터빈에 진입한 후 터빈 블레이드 및 가이딩 밴 상에서의 부식 손상을 야기한다. 작은 조각으로 부서진 산화물 스케일은 증기 흐름을 방해하여, 종종 결과적으로 국소적인 과열 및 파국적인 고장을 초래하는, 특히 굴곡 영역에서의 튜브 막힘 현상을 야기할 수 있다. Both rivers suffer from inadequate oxidation resistance under a steam atmosphere at temperatures above 600 DEG C, which significantly limits the application temperature range. In particular, in boiler components with heat transfer, the oxide scale acts as a thermal insulator, thereby increasing the metal temperature and consequently reducing the lifetime of the component. Additionally, the oxide scale, when broken into small pieces during operation, causes corrosion damage on subsequent vapor-bearing parts or corrosion damage on the turbine blades and guiding vanes after entering the steam turbine. Scattered oxide scales can interfere with the vapor flow and can cause tube clogging, especially in the bending region, which often results in local overheating and catastrophic failure.

X20CrMoV11-1은 0.20 중량%의 C, 10.5-12 중량%의 Cr, 1 중량%의 Mo 및 0.2 중량%의 V를 함유하는, 고온 적용을 위한 정립된 페라이트계/마르텐사이트계 고 Cr강이다. 이 강은 보다 높은 Cr 함량으로 인하여 ASTM 강 등급 91 및 92의 것보다 더 우수한 산화 특성을 나타내지만, 불량한 크리프 파단 강도(600℃에서 105 h 후의 크리프 파단 강도가 약 59 MPa이다)를 나타낸다. 부가적으로, 열간 작업성(hot-workability) 및 용접성이 0.20 중량%의 고 C 함량으로 인하여 열화된다. ASTM 등급 122는 10-12%의 Cr, 1.8%의 W, 1%의 Cu를 함유할 뿐만 아니라 MX 강화 입자를 유도하는 V, Nb 및 N 첨가량도 함유한다. 크리프 파단 강도는 600℃에서 105 h 후의 크리프 파단 강도 98 MPa를 제공하는 ASTM 등급 92의 것보다 현저히 낮다. X20CrMoV11-1 is a set ferritic / martensitic high Cr steel for high temperature applications, containing 0.20 wt% C, 10.5-12 wt% Cr, 1 wt% Mo, and 0.2 wt% The steel shows a more exhibits superior oxidation properties than the high Cr will result in an amount of ASTM steel grades 91 and 92, poor (in 600 ℃ 10 5 h creep rupture strength is about 59 MPa after) the creep rupture strength. Additionally, hot-workability and weldability deteriorate due to a high C content of 0.20 wt%. ASTM Class 122 contains 10-12% Cr, 1.8% W, 1% Cu, as well as V, Nb and N additions that lead to MX enhanced particles. The creep rupture strength is significantly lower than that of ASTM grade 92, which provides a creep rupture strength of 98 MPa after 10 5 h at 600 ° C.

또한, 상승된 Cu 함량으로 인한 열간 작업성 문제도 존재한다.There is also a hot workability problem due to the increased Cu content.

11-12 중량%의 Cr을 지닌 또 다른 강이 존재한다. 이 강은 주로 박벽형(thin-walled) 튜브로서 사용되고, ASTM 등급 91의 수준에서 우수한 증기측 내산화성 및 크리프 파단 강도를 조합한 VM12-SHC 강이라고 명명된다. 이러한 강 개념은 특허 출원 WO02081766으로부터 공지되어 있으며, 이 출원에는 중량 기준으로 0.06-0.20%의 C, 0.1-1.00%의 Si, 0.1-1.00%의 Mn, 0.010% 이하의 S, 10.00-13.00%의 Cr, 1.00% 이하의 Ni, 1.00-1.80%의 W, (W/2 + Mo)를 갖는 1.50% 이하의 Mo, 0.50-2.00%의 Co, 0.15-0.35%의 V, 0.040-0.150%의 Nb, 0.030-0.12%의 N, 0.0010-0.0100%의 B 및 임의로 0.010% 이하의 Ca을 함유하는 고온 사용을 위한 강이 개시되어 있으며, 화학 조성의 잔량이 철, 및 제조 공정 또는 강 주조로부터 결과로 초래되거나 그 공정 또는 주조에 요구되는 불순물 또는 잔류물로 구성되어 있다. 화학 구성성분 함량은 1050℃ 내지 1080℃의 열 처리를 정상화하고 템퍼링한 후의 강이 델타 페라이트를 함유하지 않거나 실제적으로 함유하지 않은 템퍼링된(tempered) 마르텐사이트 구조를 갖도록 하는 관계식을 확인하는 것이 바람직하다. 이러한 강과 비교하여, 내식성 및 기계적 특성과 같은 다른 특성이 영향을 받지 않은 상태로 유지되면서 크리프 파단 강도가 여전히 개선될 수 있다.There is another steel with 11-12 wt% Cr. This steel is mainly used as a thin-walled tube and is named VM12-SHC steel, which combines excellent steam side oxidation resistance and creep rupture strength at the ASTM Class 91 level. This steel concept is known from patent application WO02081766, which is incorporated herein by reference in its entirety, including 0.06-0.20% C, 0.1-1.00% Si, 0.1-1.00% Mn, 0.010% S, 10.00-13.00% Cr, 1.00% or less of Ni, 1.00-1.80% of W, (W / 2 + Mo) of 1.50% or less of Mo, 0.50-2.00% of Co, 0.15-0.35% of V, 0.040-0.150% of Nb , 0.030-0.12% N, 0.0010-0.0100% B, and optionally up to 0.010% Ca, with the balance of chemical composition being obtained from iron and from the manufacturing process or steel casting Or consists of impurities or residues that are produced or required for the process or casting. It is preferable to confirm the relationship that the chemical constituent content is such that the steel after normalizing and tempering the heat treatment at 1050 to 1080 占 폚 has a tempered martensite structure that does not contain or actually does not contain delta ferrite . Compared to these steels, creep rupture strength can still be improved while other properties such as corrosion resistance and mechanical properties remain unaffected.

그러므로, 본 발명의 목적은, 파이프 및 튜브에 있어서 ASTM 등급 92 강보다 실질적으로 더 우수한 크리프 파단 강도를 지니며 그리고 선행 기술에서 설명된 X20CrMoV11-1 및 VM12-SHC 강과 유사하거나 그 강보다 더 우수한 고온 부식 및 증기 산화 거동을 지닌 마르텐사이트계 내열강의 이음매 없는(seamless) 관형 제품을 제공하는 것이다.It is therefore an object of the present invention to provide a pipe and tube having a creep rupture strength substantially higher than that of an ASTM grade 92 steel and having a high temperature which is similar to or superior to that of the X20CrMoV11-1 and VM12- The present invention provides a seamless tubular product of martensitic heat resistant steel having corrosion and vapor oxidation behavior.

본 발명의 추가 목적은, 델타 페라이트(또한 δ-페라이트로서도 공지되어 있음) 함량이 평균 5 부피%로 제한되어 있는 마르텐사이트계 미세구조를 나타내는 강을 얻는 것이다. A further object of the present invention is to obtain a steel which exhibits a martensitic microstructure in which the content of delta ferrite (also known as delta -ferrite) is limited to 5% by volume on average.

본 발명의 또 다른 목적은, 이음매 없는 튜브 또는 이음매 없는 파이프와 같은 소직경 또는 대직경의 이음매 없는 관형 제품의 제조를 허용하는 강, 및 공지되고 정립된 제조 공정을 이용하여 용접된 튜브 및 파이프, 단조물 및 플레이트의 제조에 적합한 강을 제공하는 것이다.It is a further object of the present invention to provide a method of manufacturing a seamless steel tube that allows the manufacture of seamless tubular products of small diameter or large diameter such as seamless tubes or seamless pipes and welded tubes and pipes using known and established manufacturing processes, To provide a steel suitable for the manufacture of forgings and plates.

그 강은 상승된 온도에서 응력 하에 작동하는 다양한 부품을 위한 제조 재료로서, 특히 발전, 화학 및 석유화학 산업에서 이음매 없는 튜브/파이프 및 용접된 튜브/파이프, 단조물 및 플레이트로서 적합하다. 게다가, 본 발명에 따른 강은 800℃에서 30 시간 이하의 긴 템퍼링 시간 후 내템퍼리성을 가지며, 항복 강도가 440 MPa 이상이고, 인장 응력이 620 MPa 이상이며, 20℃에서의 조도(toughness)가 길이 방향에서의 시험시 40 J 이상이고, 횡 방향에서의 시험시 27 J이다.The steel is a manufacturing material for a variety of components operating under stress at elevated temperatures and is particularly suitable as seamless tubes / pipes and welded tubes / pipes, forgings and plates in the power, chemical and petrochemical industries. In addition, the steel according to the present invention has resistance to temper after a long tempering time at 800 ° C. of 30 hours or less, has a yield strength of 440 MPa or more, a tensile stress of 620 MPa or more, and a toughness at 20 ° C. 40 J or more in the longitudinal direction test, and 27 J in the lateral direction test.

본 발명에 따르면, 상기 목적은 중량%의 하기 화학 조성을 갖는 강의 고온 적용을 위한 이음매 없는 관형 제품에 의해 달성될 수 있다:According to the invention, this object can be achieved by a seamless tubular article for high temperature applications of steels having the following weight percentages of the following chemical compositions:

C: 0.10-0.16%C: 0.10-0.16%

Si: 0.20-0.60%Si: 0.20-0.60%

Mn: 0.30-0.80%Mn: 0.30-0.80%

P ≤ 0.020%P? 0.020%

S ≤ 0.010%S? 0.010%

Al ≤ 0.020%Al? 0.020%

Cr: 10.50-12.00%Cr: 10.50-12.00%

Mo: 0.10-0.60%Mo: 0.10-0.60%

V: 0.15-0.30%V: 0.15-0.30%

Ni: 0.10-0.40%Ni: 0.10-0.40%

B: 0.008-0.015%B: 0.008-0.015%

N: 0.002-0.020%N: 0.002-0.020%

Co: 1.50-3.00%Co: 1.50-3.00%

W: 1.50-2.50%W: 1.50-2.50%

Nb: 0.02-0.07%Nb: 0.02-0.07%

Ti: 0.001-0.020%Ti: 0.001-0.020%

상기 강의 잔량은 철 및 불가피한 불순물이다.The balance of the steel is iron and unavoidable impurities.

붕소 및 질소의 비율은 열간 작업성을 달성하기 위해서 B/N ≤ 5가 되도록 하는 것이 바람직하다.The ratio of boron and nitrogen is preferably B / N < / = 5 to achieve hot workability.

바람직하게는, 하기 방정식(여기서, %는 중량%임)이 충족된다:Preferably, the following equation is satisfied (where% is wt%):

1.00% ≤ Mo+0.5W ≤ 1.50%1.00% Mo + 0.5W 1.50%

또 다른 바람직한 실시양태에서, 하기 방정식(여기서, %는 중량%)이 충족된다:In another preferred embodiment, the following equation (where% is wt%) is met:

Figure pct00001
Figure pct00001

또 다른 바람직한 실시양태에서, 하기 방정식(여기서, %는 중량%임)이 충족된다:In another preferred embodiment, the following equation is satisfied (where% is wt%):

Figure pct00002
Figure pct00002

바람직한 실시양태에서, 탄소 함량은 0.13-0.16%이다.In a preferred embodiment, the carbon content is 0.13-0.16%.

또 다른 바림직한 실시양태에서, Mo 함량은 0.20-0.60%이다.In another preferred embodiment, the Mo content is 0.20-0.60%.

바람직하게는, B 함량은 0.0095-0.013%이다.Preferably, the B content is 0.0095-0.013%.

바람직한 실시양태에서, Ti 함량은 0.001-0.005%이다.In a preferred embodiment, the Ti content is 0.001-0.005%.

또 다른 바람직한 실시양태에서, 미세구조는 평균적으로 95% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하고, 잔량은 델타 페라이트이다. In another preferred embodiment, the microstructure comprises an average of 95% or more tempered martensite and the balance is delta ferrite.

훨씬 더 바람직한 실시양태에서, 미세구조는 평균적으로 98% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하고, 잔량은 델타 페라이트이다. In a much more preferred embodiment, the microstructure comprises an average of 98% or more tempered martensite and the balance is delta ferrite.

가장 바람직한 실시양태에서, 미세구조는 마르텐사이트계이고, 델타 페라이트를 함유하지 않는다. In a most preferred embodiment, the microstructure is martensitic and does not contain delta ferrite.

또한, 본 발명은 하기 단계들:The present invention also relates to a process for the preparation of

- 본 발명에 따른 화학 조성을 지닌 강을 주조하는 단계, Casting a steel having the chemical composition according to the invention,

- 상기 강을 열간 성형(hot forming)하는 단계,- hot forming the steel,

- 상기 강을 가열하고 상기 강을 1050℃ 내지 1170℃의 온도 범위에서 10분 내지 120분의 시간 동안 유지하는 단계, Heating the steel and maintaining the steel in a temperature range of 1050 DEG C to 1170 DEG C for a period of 10 minutes to 120 minutes,

- 상기 강을 실온으로 냉각하는 단계,Cooling the steel to room temperature,

- 상기 강을 재가열하고 상기 강을 1 시간 이상 동안 750℃ 내지 820℃인 템퍼링 온도(TT) 이하로 유지하는 단계,- reheating the steel and maintaining the steel below a tempering temperature (TT) of 750 ° C to 820 ° C for at least 1 hour,

- 상기 강을 실온으로 냉각하는 단계Cooling the steel to room temperature

를 포함하는 제조 방법에 관한 것이다.To a manufacturing method comprising the steps of:

바람직하게는, 냉각 단계는 공기 냉각 또는 수 냉각을 이용하여 수행한다. Preferably, the cooling step is performed using air cooling or water cooling.

재가열 단계 후 냉각 단계는 수 냉각을 이용하여 수행할 수 있다. The cooling step after the reheating step can be performed using water cooling.

가열 단계 후 냉각 단계는 수 냉각을 이용하여 수행할 수 있다.The cooling step after the heating step can be carried out using water cooling.

또한, 본 발명은 본 발명의 이음매 없는 관형 제품에 따른 것과 동일한 강 또는 본 발명에 따른 공정을 이용하여 용접된 튜브, 파이프 또는 플레이트의 제조에 관한 것일 수 있다.The invention may also relate to the manufacture of tubes, pipes or plates welded using the same steel or process according to the invention as in the seamless tubular article of the invention.

도 1은 크롬 함량에 대하여 작도된 산화로 인한 질량 이익(mass gain)의 개략도를 도시한 것이다.Figure 1 shows a schematic diagram of mass gain due to oxidation plotted against chromium content.

본 발명에 따르면, 하기 화학 조성을 갖는 마르텐사이트계 고 크롬 내열강이 형성된다:According to the present invention, a martensitic high chromium heat resistant steel having the following chemical composition is formed:

(1) C: 0.10-0.16%(1) C: 0.10-0.16%

C는 충분한 탄화물 침전을 얻기 위해서 0.10% 이상으로 첨가될 필요가 있다. 부가적으로, C는 또한 오스테나이트 안정화 원소이기도 하다. 0.10% 미만의 C 함량은 미세 구조 내에 보다 많은 δ-페라이트를 내포한다. 탄소에 대한 상한은 0.16%이며, 그 이유는 과량 C의 첨가가 조도 및 용접성 특성을 제한하기 때문이다. C needs to be added in an amount of 0.10% or more to obtain sufficient carbide precipitation. Additionally, C is also an austenite stabilizing element. C contents of less than 0.10% contain more δ-ferrite in the microstructure. The upper limit for carbon is 0.16%, because the addition of excess C limits the roughness and weldability characteristics.

(2) Si: 0.20-0.60%(2) Si: 0.20-0.60%

Si은 강 제조 공정 동안 탈산화에 사용된다. 부가적으로, 그것은 주요 원소 중 하나이며, 강에서의 산화 거동을 결정한다. Si 첨가의 효과를 개선하는 완전 산화(full oxidation)를 달성하기 위해서, 0.20% 이상의 양이 필요하다. 상한 Si 수준은 0.60%로 제한되는 것이 바람직하며, 그 이유는 과량 Si의 첨가가 침전물의 조대화를 가속화하고 조도를 감소시키기 때문이다. 하한은 0.25%인 것이 바람직하다. Si is used for deoxidation during the steelmaking process. Additionally, it is one of the major elements and determines the oxidation behavior in the steel. In order to achieve full oxidation which improves the effect of Si addition, an amount of 0.20% or more is required. The upper limit Si level is preferably limited to 0.60%, because the addition of excess Si accelerates the coarsening of the precipitate and reduces the roughness. The lower limit is preferably 0.25%.

(3) Mn: 0.30-0.80%(3) Mn: 0.30-0.80%

Mn은 효과적인 탈산화 원소이다. 그것은 황을 묶어 δ-페라이트 형성을 감소시킨다. 0.30% 이상의 Mn이 첨가될 수 있다. 상한은 0.8%이어야 하며, 그 이유는 과량 첨가가 상승된 온도에서 강의 강도를 감소시키기 때문이다.Mn is an effective deoxidizing element. It binds sulfur and reduces delta-ferrite formation. More than 0.30% of Mn may be added. The upper limit should be 0.8%, because the excess addition reduces the strength of the steel at elevated temperatures.

(4) P ≤ 0.020%(4) P? 0.020%

P는 결정 입계(grain-boundary) 활성 원소이며, 이것은 강의 조도 특성을 감소시킨다. 그 함량은 조도 특성에 미치는 P의 부정적인 영향을 피하기 위해서 0.020%로 제한되어야 한다. P는 불순물로서 불가피하게 존재할 수 있기 때문에 0.00% 이상의 양으로 존재할 수 있다.P is a grain-boundary active element, which reduces the roughness characteristics of the steel. Its content should be limited to 0.020% in order to avoid the negative effect of P on the illuminance characteristics. P may exist in an amount of 0.00% or more because P may inevitably exist as an impurity.

(5) S ≤ 0.010%(5) S? 0.010%

S는 황화물을 형성하여 강의 조도 및 열간 작업성 특성을 감소시킨다. S의 상한 함량을 0.010%로 제한하는 것은 열간 작업 조작 동안 결함 형성, 및 조도에 미치는 부정적인 영향을 방지한다. S는 불순물로서 불가피하게 존재할 수 있기 때문에 0.00% 이상의 양으로 존재할 수 있다.S forms sulfides to reduce the roughness and hot workability properties of the steel. Restricting the upper limit content of S to 0.010% prevents defect formation during the hot working operation, and a negative effect on the roughness. S may be present in an amount of 0.00% or more because it may inevitably exist as an impurity.

(6) Al ≤ 0.020%(6) Al? 0.020%

Al은 강 제조 공정 동안 사용된 강력한 탈산화 원소이다. 0.02% 초과의 과량 Al의 첨가는 AlN 형성을 유도할 수 있고, 이로써 강에서 강화 MX(여기서, M은 Nb, V이고, X는 C, N임) 질화물 침전물의 양을 감소시키고 결과적으로 크리프 강도 특성을 감소시킨다. Al은 불순물로서 불가피하게 존재할 수 있기 때문에 0.00% 이상의 양으로 존재할 수 있다. Al is a powerful deoxidizing element used during the steelmaking process. The addition of excess Al in excess of 0.02% can lead to the formation of AlN, thereby reducing the amount of nitride precipitate in the steel reinforced MX (where M is Nb, V and X is C, N) and consequently creep strength Thereby reducing the characteristics. Al can be present in an amount of 0.00% or more because Al may inevitably exist as an impurity.

(7) Cr: 10.5-12.00%(7) Cr: 10.5-12.00%

Cr은 마르텐사이트계 미세구조의 경계에서 형성되는 탄화물을 형성한다. 크롬 탄화물은 상승된 온도에서 노출 동안 마르텐사이트계 미세구조의 안정화에 필수적이다. Cr은 강의 고온 산화 거동을 개선시킨다. Cr 첨가의 효과를 개선시키는 완전 산화를 드러나게 하기 위해서는 10.5% 이상의 함량이 필요하다. 12% 초과의 Cr 함량은 결과적으로 증가된 δ-페라이트 형성을 야기한다. Cr forms a carbide formed at the boundary of the martensitic microstructure. Chromium carbide is essential for the stabilization of the martensitic microstructure during exposure at elevated temperatures. Cr improves the high temperature oxidation behavior of the steel. A content of 10.5% or more is required to reveal the complete oxidation which improves the effect of Cr addition. A Cr content of more than 12% results in increased δ-ferrite formation.

(8) Mo: 0.10-0.60%(8) Mo: 0.10-0.60%

Mo은 고용체 강화의 원인이 되기도 한 크리프 파단 강도의 개선에 중요한 원소이다. 게다가, 이 원소는 탄화물 및 금속간 상(intermetallic phase) 내에 혼입되어 있다. 0.10%의 Mo 함량이 첨가될 수 있다. 0.60% 초과의 Mo 첨가는 조도를 열화시키며 δ-페라이트 함량의 증가를 유도한다. M 및 W 함량(중량%)은, 탄화물 및 금속간 상의 충분한 침전을 보장하기 위해서, 관계식: 1 ≤ Mo + 0.5 × W ≤ 1.5를 충족시켜야 한다. Mo is an important element for improving creep rupture strength, which is also a cause of solid solution strengthening. In addition, these elements are incorporated in the carbide and intermetallic phases. An Mo content of 0.10% may be added. Mo addition in excess of 0.60% degrades the roughness and leads to an increase in the delta-ferrite content. The M and W contents (% by weight) must satisfy the relationship: 1 ≤ Mo + 0.5 × W ≤ 1.5 in order to ensure sufficient precipitation of the carbides and intermetallic phases.

(9) V: 0.15-0.30%(9) V: 0.15-0.30%

V는 N와 조합하여 응집성 MX(여기서, M은 Nb, V이고, X는 C, N임) 질화물을 형성하며, 이것은 장기간 크리프 특성의 향상에 기여한다. 0.15% 미만의 함량은 이러한 장기간 크리프 개선 특성 효과를 달성하기에 충분하지 않으며, 반면에 0.30% 초과의 함량은 조도를 감소시키고 δ-페라이트 함량이 평균적으로 5 부피% 초과가 될 위험을 증가시킨다.V combines with N to form a coherent MX (where M is Nb, V and X is C, N) nitride, which contributes to the improvement of long term creep properties. A content of less than 0.15% is not sufficient to achieve this effect of long-term creep improvement properties, while a content of greater than 0.30% reduces the roughness and increases the risk of an average δ-ferrite content exceeding 5% by volume.

(10) Ni: 0.10-0.40%(10) Ni: 0.10-0.40%

Ni은 중요한 조도 개선 원소이다. 그러므로, 0.10%의 최소 함량이 필요하다. 그러나, 그것은, 0.40% 초과의 함량으로 첨가되는 경우, Ac1 온도를 감소시키고, 크리프 파단 강도를 감소시키는 경향이 있다. Ni is an important improvement element. Therefore, a minimum content of 0.10% is required. However, if it is added in a content of more than 0.40%, A c1 There is a tendency to decrease the temperature and decrease the creep rupture strength.

(11) B: 0.008-0.015% (11) B: 0.008-0.015%

B는 M23C6 탄화물의 안정화 및 마르텐사이트계 미세구조의 회복 지연의 원인이 되는 결정적인 원소이다. 그것은 결정 입계를 강화하고 크리프 파단 강도의 장기간 안정성을 개선시킨다. 게다가, B는 크리프 파단 연성의 주목할 만한 개선의 원인이 된다. 최대 강화 효과를 달성하기 위해서, 0.008% 이상의 첨가가 필요하다. 그러나, 0.015% 초과의 함량은 강의 최대 처리 온도를 실질적으로 감소시키고 유해한 것으로서 간주된다. B 및 N 첨가는 공지된 열간 작업 공정을 이용하는 변형을 가능하도록 관계식: B/N ≤ 1.5를 충족해야 한다. 실제로, 이러한 B/N 관계식은 본 발명에 따른 제조 공정을 이용하여 소직경 또는 대직경의, 이음매 없는 튜브, 파이프 및 플레이트, 및 용접된 튜브, 파이프 및 플레이트의 제조를 허용한다. 바람직하게는, B 함량은 0.0095-0.0130(중량%)이어야 한다.B is a decisive element that causes stabilization of M 23 C 6 carbide and delayed recovery of the martensitic microstructure. It enhances grain boundaries and improves long-term stability of creep rupture strength. In addition, B causes a significant improvement in creep rupture ductility. In order to achieve the maximum strengthening effect, an addition of 0.008% or more is required. However, a content greater than 0.015% substantially reduces the maximum treatment temperature of the steel and is considered to be harmful. B and N additions must satisfy the relationship: B / N < / = 1.5 to enable a modification using known hot working processes. In practice, this B / N relationship allows the production of seamless tubes, pipes and plates, and welded tubes, pipes and plates of small diameter or large diameter, using the manufacturing process according to the invention. Preferably, the B content should be 0.0095-0.0130 (wt%).

(12) N: 0.002-0.020%(12) N: 0.002-0.020%

질소는 크리프 파단 강도의 달성의 원인이 되는 MX(여기서, M은 Nb, V이고, X는 C, N임) 질화물 및 탄질화물의 형성에 필요하다. 0.002% 이상이 첨가될 수 있다. 그러나, 과량 N의 첨가, 즉 0.020% 초과의 N 첨가는 결과적으로 향상된 BN 형성을 초래함으로써, B 첨가의 강화 효과를 감소시킨다.Nitrogen is required to form nitrides and carbonitrides that cause MX to achieve creep rupture strength (where M is Nb, V and X is C, N). 0.002% or more may be added. However, the addition of excess N, i. E. Addition of N above 0.020% results in improved BN formation thereby reducing the strengthening effect of B addition.

바람직하게는, B 및 N 함량(중량%)은 하기 관계식을 충족시켜야 한다:Preferably, the B and N content (wt.%) Should satisfy the following relationship:

Figure pct00003
Figure pct00003

(13) Co: 1.50-3.00%(13) Co: 1.50-3.00%

Co는 매우 효과적인 오스테나이트 형성 원소이고, δ-페라이트 형성을 제한할 때에 유용하다. 게다가, 그것은 Ac1 온도에 미치는 단지 매우 약한 효과만을 갖는다. 부가적으로, 그것은 열 처리 후 초기 침전물의 크기를 감소시킴으로써 크리프 강도 특성을 개선시키는 원소이다. 그러므로, 1.50%의 최소 함량이 첨가되어야 한다. 바람직하게는, 최소 함량은 1.75%이다. 그러나, 과량 Co의 첨가는 고온 조작 동안 금속간 상의 향상된 침전으로 인한 취성을 유도할 수 있다. 동시에, Co는 매우 비싸다. 이러한 이유로, 첨가를 3.00%, 바람직하게는 2.50%로 제한하는 것은 필요하다. Co is a highly effective austenite-forming element and is useful in limiting delta-ferrite formation. Moreover, it has only a very weak effect on the A c1 temperature. Additionally, it is an element that improves creep strength properties by reducing the size of the initial precipitate after thermal treatment. Therefore, a minimum content of 1.50% should be added. Preferably, the minimum content is 1.75%. However, the addition of excess Co can lead to brittleness due to improved precipitation of intermetallic phases during high temperature operation. At the same time, Co is very expensive. For this reason, it is necessary to limit the addition to 3.00%, preferably 2.50%.

Ni, Co, Mn, C 및 N 함량(중량%)은 하기 방정식을 따른다:The contents of Ni, Co, Mn, C and N (wt%) are as follows:

Figure pct00004
Figure pct00004

(14) W: 1.50-2.50%(14) W: 1.50-2.50%

W은 효과적인 용액 강화제로서 공지되어 있다. 동시에, 그것은 탄화물 내에 혼입되어 있고, C14 라브 상(lave phase)을 형성하며, 이것은 또한 크리프 파단 향상에 기여할 수 있다. 그러므로, 1.50%의 최소 함량이 필요하다. 그러나, 이 원소는 비싸고, 강 제조 및 주조 공정 동안 강하게 분리되며, 그것은 유의적인 취성을 유발하는 금속간 상을 형성한다. 이러한 이유로, W 첨가에 대한 상한은 2.50%로 설정될 수 있다. Mo 및 W 함량(중량%)은, 탄화물 및 금속간 상의 충분한 침전을 보장하기 위해서, 관계식: 1.00 ≤ Mo + 0.5W ≤ 1.50을 충족시켜야 한다. W is known as an effective solution enhancer. At the same time, it is incorporated in the carbide and forms the C14 lave phase, which can also contribute to creep rupture enhancement. Therefore, a minimum content of 1.50% is required. However, these elements are expensive and strongly separated during the steelmaking and casting process, which forms an intermetallic phase which leads to significant brittleness. For this reason, the upper limit for W addition can be set to 2.50%. Mo and W content (wt%) should satisfy the relationship: 1.00 ≤ Mo + 0.5W ≤ 1.50 in order to ensure sufficient precipitation of carbide and intermetallic phase.

(15) Nb: 0.02-0.07%(15) Nb: 0.02-0.07%

Nb는 크리프 특성 뿐만 아니라 오스테나이트 입자 크기 제어에 중요한 안정성 MX 탄질화물을 형성한다. 0.02%의 최소 함량이 첨가될 수 있다. 0.07% 초과의 Nb 함량은 크리프 강도 특성을 감소시킬 수 있는 거친 Nb 탄화물의 형성을 결과적으로 초래한다. 그러므로, 상한은 0.07%로 설정되어야 한다.Nb forms stable MX carbonitride which is important for creep properties as well as for controlling austenite grain size. A minimum content of 0.02% may be added. The Nb content in excess of 0.07% results in the formation of coarse Nb carbides which can reduce creep strength properties. Therefore, the upper limit should be set to 0.07%.

(16) Ti: 0.001-0.020%(16) Ti: 0.001-0.020%

Ti은 강한 질화물 형성 원소이다. 그것은 질화물을 형성함으로써 유리 B를 보호하는데 도움을 준다. 이러한 목적을 위해서는 0.001%의 최소 함량이 필요하다. 그러나, 0.020% 초과의 과량 Ti 함량은 큰 블록의 TiN 침전물의 형성으로 인하여 조도 특성을 감소시킬 수 있다.Ti is a strong nitride forming element. It helps protect glass B by forming nitrides. A minimum content of 0.001% is required for this purpose. However, excessive Ti contents exceeding 0.020% can reduce the roughness characteristics due to the formation of large block TiN precipitates.

강의 잔량은 철, 및 강 제조 및 주조 공정으로부터 유래하는 일반적인 잔류 원소를 포함한다. 이용된 주조 기법은 당업자에게 공지된 것이다. 불순물이란 탄탈, 지르코늄과 같은 원소 및 및 회피될 수 없는 임의의 다른 원소를 의미한다. 탄탈 및 지르코늄은 강에 의도적으로 첨가되지 않는 것으로 언급되어 있지만, 불가피한 불순물로서 총 50 ppm 미만으로 존재할 수 있다.The remaining amount of steel includes iron and general residual elements derived from steelmaking and casting processes. The casting techniques used are known to those skilled in the art. Impurities means elements such as tantalum, zirconium, and any other element that can not be avoided. Tantalum and zirconium are mentioned as being not intentionally added to the steel, but may be present in total less than 50 ppm as unavoidable impurities.

강의 실시양태에서, 불가피한 불순물은 구리(Cu), 비소(As), 주석(Sn), 안티몬(Sb) 및 납(Pd) 중 하나 이상을 포함할 수 있다. In a steel embodiment, the unavoidable impurities may comprise at least one of copper (Cu), arsenic (As), tin (Sn), antimony (Sb) and lead (Pd).

Cu는 0.20% 이하의 함량으로 존재할 수 있다. Cu may be present in an amount of 0.20% or less.

원소 As는 150 ppm 이하의 함량으로 존재할 수 있고, Sn은 150 ppm 이하의 함량으로 존재할 수 있으며, Sb는 50 ppm 이하의 함량으로 존재할 수 있고, Pb는 50 ppm 이하의 함량으로 존재할 수 있으며, 총 함량 As + Sn + Sb + Pb는 0.4 질량% 이하이다. The element As may be present in an amount of up to 150 ppm, the Sn in an amount of up to 150 ppm, the Sb in an amount of up to 50 ppm, the Pb in an amount of up to 50 ppm, The content As + Sn + Sb + Pb is 0.4 mass% or less.

강은 1050℃ 내지 1170℃의 온도 범위에서 약 10분 내지 약 120분의 시간 동안 정상화되고 공기 또는 수 중에서 실온으로 냉각되며, 이어서 750℃ 내지 820℃의 온도 범위에서 1 시간 이상 동안 템퍼링된다.The steel is normalized for a time period of about 10 minutes to about 120 minutes at a temperature range of 1050 DEG C to 1170 DEG C, cooled to room temperature in air or water, and then tempered at a temperature range of 750 DEG C to 820 DEG C for 1 hour or more.

결과로 얻어지는 강은 주목할 만할 정도로 절대적으로 매우 우수한 상승된 온도에서의 강도 및 매우 우수한 증기 내산화성을 보유하는 것으로 밝혀졌다. 게다가, Creq ./Nieq . 비율은 2.3 미만이고, 평균 δ-페라이트 함량은 조도 문제를 회피하기 위해서 5 부피% 미만으로 제한될 수 있는 것으로 밝혀졌으며, 여기서 Creq . 및 Nieq .는 각각 Cr+6Si+4Mo+1.5W+11V+5Nb+8Ti 및 40C+30N+2Mn+4Ni+2Co+Cu로서 정의된다. 놀랍게도, 1.5 이하의 B/N 비율은 공지된 변형 공정에 의한 열간 작업 조작을 가능하도록 하기 위해서 유지되어야 하는 것으로 밝혀졌다. The resulting steel was found to have remarkably excellent strength at elevated temperatures, which is absolutely very good, and very good vapor oxidation resistance. In addition, Cr eq . / Ni eq . Ratio is less than 2.3 and the average delta-ferrite content has been found to be limited to less than 5 vol% in order to avoid roughness problems, where Cr eq . And Ni eq . Are defined as Cr + 6Si + 4Mo + 1.5W + 11V + 5Nb + 8Ti and 40C + 30N + 2Mn + 4Ni + 2Co + Cu, respectively. Surprisingly, it has been found that a B / N ratio of less than 1.5 should be maintained to enable hot working operations by known deformation processes.

델타 페라이트 함량은 5 부피%를 초과하지 않아야 하며, 그 이유는 5 부피% 초과의 함량이 조도 특성을 손상시키기 때문이다.The delta ferrite content should not exceed 5% by volume, since a content of more than 5% by volume impairs the roughness characteristics.

열간 성형 공정(hot forming process)이란 열간 롤링(hot rolling), 필거링(pilgering), 열간 인발(hot drawing), 단조, 플러그 밀, 맨드릴 로드가 여러 인라인 롤 스탠드를 통해 세장형 할로우(hollow)를 푸시하여 할로우를 생산하는 푸시-벤치 공정(push-bench process), 연속 롤링 및 공지된 다른 롤링 공정을 의미한다. 본 발명에 따른 강은 튜브 및 파이프의 형상으로 성형될 수 잇다. 산화 거동, 내크리프성과 같은 만족스러운 특성을 나타내는 강에 관하여 수 많은 시도들이 있어 왔지만, 이러한 강은 그러한 열간 성형 공정을 통해 만족스러운 성형된 제품을 제조하는데 실패해 왔다. 특히, 심지어는 경우에 따라서는 이음매 없는 튜브 또는 파이프를 얻는 것도 가능하지 않았다. 본 발명의 강은 만족스러운 특성 및 열간 성형 공정에 의한 이음매 없는 관형 제품을 얻을 수 있는 가능성을 지닌 이음매 없는 관형 제품을 갖는 것을 가능하게 하며, 이러한 제품은 치수 요건을 충족하고 있다. A hot forming process is a process in which hot rolling, pilgering, hot drawing, forging, plug milling, and mandrel loading are carried out through a plurality of inline roll stands to form a three- A push-bench process, a continuous rolling process, and other known rolling processes that push to produce a hollow. The steel according to the invention can be shaped into tubes and pipes. Oxidation behavior, creep resistance, etc. However, these steels have failed to produce satisfactory molded products through such hot forming processes. Particularly, it was not even possible to obtain a seamless tube or pipe in some cases. The steel of the present invention makes it possible to have seamless tubular products with satisfactory properties and the possibility of obtaining seamless tubular products by the hot forming process, and these products meet the dimensional requirements.

실시예Example

본 발명의 강의 이점은 후술하는 실시예를 기초로 하여 보다 상세히 설명될 것이다. 하기 표 1에 제시된 화학 조성을 갖는, 본 발명에 따른 강(강 1, 강 2, 강 3) 뿐만 아니라 비교예 강(강 4, 강 5)을, 진공 유도 용융 퍼니스를 사용하여 100 kg 잉곳(ingot)으로 주조한 후, 플레이트(13-25 mm 두께)로 열간 롤링하고, 이어서 정상화하고 템퍼링하였다. 정상화 열처리는 1060℃ 내지 1100℃의 온도 범위에서 30분 동안 수행하였고, 이어서 공기 중에서 실온으로 냉각하였다. 템퍼링은 120분 동안 780℃에서 수행하고, 다시 공기 중에서 냉각하였다.Advantages of the steel of the present invention will be explained in more detail based on the embodiments described below. Comparative steels (steels 4 and 5) as well as steels (steels 1, 2 and 3) according to the present invention having the chemical compositions shown in the following Table 1 were cast into a 100 kg ingot using a vacuum induction melting furnace ) And then hot rolled into plates (13-25 mm thick), followed by normalization and tempering. Normalization heat treatment was carried out for 30 minutes at a temperature range of 1060 캜 to 1100 캜, followed by cooling to room temperature in air. Tempering was carried out at 780 [deg.] C for 120 minutes and then cooled in air again.

비교예 강 4 및 강 5는 0.008% 미만의 B 함량을 보유하므로, 본 발명에 따르지 않는다.Comparative Example Steel 4 and Steel 5 have a B content of less than 0.008% and therefore do not comply with the present invention.

강 4의 경우에서, Ni, Co, Mn, C 및 N 첨가는 하기 방정식(중량%)을 따르지 않는다:In the case of steel 4, the addition of Ni, Co, Mn, C and N does not follow the following equation (wt%):

Figure pct00005
Figure pct00005

강 5는 하기 수식(중량%)을 충족하지 않는다:Steel 5 does not satisfy the following formula (wt%):

Figure pct00006
Figure pct00006

[표 1][Table 1]

Figure pct00007
Figure pct00007

2개의 실시예 강(강 1, 강 2, 강 3)에 대하여, 표 2에 제시된 결과는 인장 강도, 항복 응력, 신장율, 면적 감소 및 샤르피 V 노치 충력 에너지에 대하여 실온에서 얻었다. For the two embodiment steels (Steel 1, Steel 2, Steel 3), the results presented in Table 2 were obtained at room temperature for tensile strength, yield stress, elongation, area reduction and Charpy V notch impact energy.

[표 2][Table 2]

Figure pct00008
Figure pct00008

게다가, 2개의 실시예 강의 견본에 대하여 ISO DIN EN 204에 따라 수행된 크리프 시험은 크리프 파단 강도의 주목할 만한 개선을 나타내었다. 여기에는 130 MPa 및 100 MPa에서 장기간 크리프 시험 동안 P91, P92, VM12-SHC, P122 및 X20CrMoV11-1와 같은 선행 기술 강보다 적어도 거의 2배 이상인 파단 시간이 반영되었다. 그 결과는 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 비교예 강은 본 발명에 따른 강의 크리프 파단 강도에 도달하지 못하였다.In addition, the creep tests performed in accordance with ISO DIN EN 204 for the specimens of the two example steels showed a notable improvement in creep rupture strength. This reflected fracture times at least nearly twice that of prior art steels such as P91, P92, VM12-SHC, P122 and X20CrMoV11-1 during the long-term creep test at 130 MPa and 100 MPa. The results are shown in Table 3 below. In addition, the comparative steels failed to reach the creep rupture strength of the steel according to the present invention.

[표 3][Table 3]

Figure pct00009
Figure pct00009

도 1은 크롬 함량에 대하여 작도되어 있는 상승된 온도에서 수증기 분위기 중에 산화로 인한 질량 이익의 개략도를 도시한 것이다. 그 개략도의 구성을 위한 기본은 ISO 21608:2012에 따라 수행된 수증기 분위기 중에서의 산화 시험이다. Figure 1 shows a schematic diagram of the mass gain due to oxidation in a steam atmosphere at elevated temperatures plotted against the chromium content. The basis for the construction of the schematic is the oxidation test in a water vapor atmosphere carried out in accordance with ISO 21608: 2012.

도 1에서, 상이한 증기 산화 거동을 나타내는 3개 영역은 다음과 같이 정의된다:In Figure 1, the three regions representing different vapor oxidation behavior are defined as:

(I.) 5,000h 후 10 mg/cm2 초과의 질량 이익에 대한 비보호 거동(I.) Unprotected Behavior on Mass Profit in excess of 10 mg / cm 2 after 5,000 h

(II.) 5-10 mg/cm2 범위에 있는 질량 이익에 대한 중간 거동(II.) 5-10 mg / cm 2 Intermediate behavior for mass gain in range

(III.) 5 mg/cm2 미만의 질량 이익에 대한 보호 거동(III.) 5 mg / cm < 2 > Protection behavior against mass gain below

상응하게, 산화 거동에 대하여 상이한 마르텐사이트계 고 Cr 내열강의 분류는 하기 표 4에 따라 수행하였다. 영역 I, II 및 III은 도 1에 기술된 바와 같이 질량 이익에 해당한다. 2개 실시예 강은 증기 내산화성에 대하여 P91, P92, P122 및 X20CrMoV11-1을 명백히 능가한다. 본 발명은 VM12-SHC와 유사한 거동을 나타낸다.Correspondingly, the classification of the martensitic high Cr heat resistant steels for different oxidation behavior was carried out according to Table 4 below. Regions I, II and III correspond to a mass gain as described in FIG. Two examples The steels apparently outperform P91, P92, P122 and X20CrMoV11-1 for their steam oxidation resistance. The present invention exhibits similar behavior to VM12-SHC.

[표 4][Table 4]

Figure pct00010
Figure pct00010

본 발명에 따르면, 발전, 화학 및 석유화학 산업에 있어서 고온 하에 작동하는 튜브, 단조물, 파이프 및 플레이트를 제조하는데 사용될 수 있는, 향상된 크리프 특성 및 증기 내산화성을 지닌 마르텐사이트계 고 크롬 내열강을 제공하는 것을 가능하게 한다. According to the present invention there is provided a martensitic high chromium heat resistant steel having improved creep properties and oxidation resistance to steam which can be used to produce tubes, forgings, pipes and plates operating at high temperatures in the power generation, chemical and petrochemical industries .

Claims (15)

중량%의 하기 화학 조성을 갖는 강으로 제조된, 고온 적용을 위한 이음매 없는 관형 제품:
C: 0.10-0.16%
Si: 0.20-0.60%
Mn: 0.30-0.80%
P ≤ 0.020%
S ≤ 0.010%
Al ≤ 0.020%
Cr: 10.50-12.00%
Mo: 0.10-0.60%
V: 0.15-0.30%
Ni: 0.10-0.40%
B: 0.008-0.015%
N: 0.002-0.020%
Co: 1.50-3.00%
W: 1.50-2.50%
Nb: 0.02-0.07%
Ti: 0.001-0.020%
상기 강의 잔량은 철 및 불가피한 불순물이다.Seamless tubular products for high temperature applications, made of steel with the following chemical composition in weight percent:
C: 0.10-0.16%
Si: 0.20-0.60%
Mn: 0.30-0.80%
P? 0.020%
S? 0.010%
Al? 0.020%
Cr: 10.50-12.00%
Mo: 0.10-0.60%
V: 0.15-0.30%
Ni: 0.10-0.40%
B: 0.008-0.015%
N: 0.002-0.020%
Co: 1.50-3.00%
W: 1.50-2.50%
Nb: 0.02-0.07%
Ti: 0.001-0.020%
The balance of the steel is iron and unavoidable impurities. 제1항에 있어서, B/N ≤ 1.5인 이음매 없는 관형 제품.2. The seamless tubular article of claim 1, wherein B / N < / = 1.5. 제1항 또는 제2항에 있어서, 하기 수식을 갖는 이음매 없는 관형 제품.
1.00% ≤ Mo+0.5W ≤ 1.50%
(여기서, %는 중량%임)3. The seamless tubular article according to claim 1 or 2, having the following formula.
1.00% Mo + 0.5W 1.50%
(Where% is% by weight) 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 하기 수식을 갖는 이음매 없는 관형 제품:
Figure pct00011

(여기서, %는 중량%임)4. A seamless tubular article according to any one of claims 1 to 3, having the following formula:
Figure pct00011

(Where% is% by weight) 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 하기 수식을 갖는 이음매 없는 관형 제품:
Figure pct00012

(여기서, %는 중량%임)5. The seamless tubular article of any one of claims 1 to 4, having the following formula:
Figure pct00012

(Where% is% by weight) 제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 탄소 함량은 0.13-0.16%인 이음매 없는 관형 제품.6. The seamless tubular product according to any one of claims 1 to 5, wherein the carbon content is 0.13 to 0.16%. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, Mo 함량은 0.30-0.60%인 이음매 없는 관형 제품.7. A seamless tubular article according to any one of claims 1 to 6, wherein the Mo content is 0.30 to 0.60%. 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, B 함량은 0.0095-0.013%인 이음매 없는 관형 제품.8. The seamless tubular article according to any one of claims 1 to 7, wherein the B content is 0.0095-0.013%. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, Ti 함량은 0.001-0.005%인 이음매 없는 관형 제품.9. A seamless tubular article according to any one of claims 1 to 8, wherein the Ti content is 0.001-0.005%. 제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 미세구조가 95% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하고, 잔량이 델타 페라이트인 이음매 없는 관형 제품.10. The seamless tubular article of any one of claims 1 to 9, wherein the microstructure comprises 95% or more of tempered martensite and the remainder is delta ferrite. 제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 미세구조가 98% 이상의 템퍼링된 마르텐사이트를 포함하고, 잔량이 델타 페라이트인 이음매 없는 관형 제품.11. A seamless tubular article according to any one of claims 1 to 10, wherein the microstructure comprises 98% or more of tempered martensite and the remainder is delta ferrite. 제1항 내지 제11항 중 어느 한 항에 있어서, 미세구조가 마르텐사이트계이고, 델타 페라이트를 함유하지 않는 것인 이음매 없는 관형 제품.The seamless tubular product according to any one of claims 1 to 11, wherein the microstructure is martensitic and does not contain delta ferrite. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 따른 이음매 없는 튜브.A seamless tube according to any one of claims 1 to 12. 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 따른 이음매 없는 관형 제품의 제조 방법으로서,
- 제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 따른 화학 조성을 지닌 강을 주조하는 단계,
- 상기 강을 열간 성형하는 단계,
- 상기 강을 가열하고 상기 강을 1050℃ 내지 1170℃의 온도 범위에서 10분 내지 120분의 시간 동안 유지하는 단계,
- 상기 강을 실온으로 냉각하는 단계,
- 상기 강을 재가열하고 상기 강을 1 시간 이상 동안 750℃ 내지 820℃인 템퍼링 온도(TT) 이하로 유지하는 단계,
- 상기 강을 실온으로 냉각하는 단계
를 포함하는 제조 방법.13. A method for manufacturing a seamless tubular product according to any one of claims 1 to 12,
Casting a steel having the chemical composition according to any one of claims 1 to 12,
- hot forming the steel,
Heating the steel and maintaining the steel in a temperature range of 1050 DEG C to 1170 DEG C for a period of 10 minutes to 120 minutes,
Cooling the steel to room temperature,
- reheating the steel and maintaining the steel below a tempering temperature (TT) of 750 ° C to 820 ° C for at least 1 hour,
Cooling the steel to room temperature
≪ / RTI > 제14항에 있어서, 냉각 단계는 공기 냉각 및 수 냉각을 이용하여 수행하는 것인 제조 방법.


15. The method of claim 14, wherein the cooling step is performed using air cooling and water cooling.


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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10772147B2 (en) 2016-12-22 2020-09-08 Intel Corporation Methods and apparatus for connection attempt failure avoidance with a wireless network
CN109594019A (en) * 2018-12-27 2019-04-09 天津理工大学 A kind of 9Cr martensite heat resisting cast steel and eliminate the ferritic method of δ-in the cast steel
US11772206B2 (en) 2019-09-20 2023-10-03 Lincoln Global, Inc. High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thin walled steel members
US11772207B2 (en) 2019-09-20 2023-10-03 Lincoln Global, Inc. High chromium creep resistant weld metal for arc welding of thick walled steel members
CN111057827B (en) * 2019-11-27 2022-04-05 中国科学院金属研究所 Method for regulating and controlling distribution state of boron element in 9Cr3W3CoB heat-resistant steel for ultra-supercritical unit
CN111041179B (en) * 2019-12-03 2021-12-14 马鞍山钢铁股份有限公司 Method for eliminating high-temperature ferrite of high-Cr-equivalent P92 heat-resistant steel and preparation method of high-Cr-equivalent P92 heat-resistant steel
CN116949260B (en) * 2023-09-20 2023-12-19 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 Steel ingot for P91 seamless steel tube and thermal deformation method thereof

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040057862A1 (en) * 2001-01-31 2004-03-25 Toshiaki Horiuchi Heat-resistant martensite alloy excellent in high-temperature creep rapture strength and ductility and process for producing the same

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5310431A (en) * 1992-10-07 1994-05-10 Robert F. Buck Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof
JP4212132B2 (en) * 1997-09-22 2009-01-21 独立行政法人物質・材料研究機構 Ferritic heat resistant steel having martensitic structure and method for producing the same
JPH11350031A (en) * 1998-06-11 1999-12-21 Nippon Steel Corp Production of high cr heat resistant steel excellent in low temperature toughness and creep strength
JP4221518B2 (en) * 1998-08-31 2009-02-12 独立行政法人物質・材料研究機構 Ferritic heat resistant steel
JP2002235154A (en) 2001-02-07 2002-08-23 Sumitomo Metal Ind Ltd HIGH Cr FERRITIC HEAT RESISTANT STEEL
FR2823226B1 (en) * 2001-04-04 2004-02-20 V & M France STEEL AND STEEL TUBE FOR HIGH TEMPERATURE USE
JP4188124B2 (en) * 2003-03-31 2008-11-26 独立行政法人物質・材料研究機構 Welded joints of tempered martensitic heat-resistant steel
JP4386364B2 (en) 2005-07-07 2009-12-16 株式会社日立製作所 Steam turbine piping, its manufacturing method, main steam piping and reheat piping for steam turbine and steam turbine power plant using the same
JP5562825B2 (en) * 2010-12-28 2014-07-30 株式会社東芝 Heat-resistant cast steel, method for producing heat-resistant cast steel, cast component for steam turbine, and method for producing cast component for steam turbine
CN104313278B (en) * 2014-10-23 2016-08-17 北京科技大学 Delta ferrite level control method in a kind of martensite type refractory steel

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20040057862A1 (en) * 2001-01-31 2004-03-25 Toshiaki Horiuchi Heat-resistant martensite alloy excellent in high-temperature creep rapture strength and ductility and process for producing the same

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