[go: up one dir, main page]

KR102326684B1 - 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법 - Google Patents

크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102326684B1
KR102326684B1 KR1020190114344A KR20190114344A KR102326684B1 KR 102326684 B1 KR102326684 B1 KR 102326684B1 KR 1020190114344 A KR1020190114344 A KR 1020190114344A KR 20190114344 A KR20190114344 A KR 20190114344A KR 102326684 B1 KR102326684 B1 KR 102326684B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
excluding
steel sheet
temperature
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
KR1020190114344A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20210032832A (ko
Inventor
성현제
김성준
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020190114344A priority Critical patent/KR102326684B1/ko
Priority to CN202080058632.7A priority patent/CN114258435B/zh
Priority to US17/626,670 priority patent/US20220259708A1/en
Priority to PCT/KR2020/011296 priority patent/WO2021054631A1/ko
Priority to JP2022516186A priority patent/JP2022548058A/ja
Publication of KR20210032832A publication Critical patent/KR20210032832A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102326684B1 publication Critical patent/KR102326684B1/ko
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.04~0.15%, Si: 0.5% 이하 (0%는 제외함), Mn: 0.1~0.6%, S: 0.01% 이하 (0%는 제외함), P: 0.03% 이하 (0%는 제외함), Cr: 1.9~2.6%, Mo: 0.05~1.5%, W: 1.4~2.0%, V: 0.4~1.0%, Ni: 0.4% 이하 (0%는 제외함), Nb: 0.10% 이하 (0%는 제외함), Ti: 0.10% 이하 (0%는 제외함), N: 0.015% 이하 (0%는 제외함), Al: 0.06% 이하 (0%는 제외함), B: 0.007% 이하 (0%는 제외함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 관계식 1을 만족하며, 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상이고 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상이고, 그리고 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상인 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판에 관한 것이다.

Description

크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법{CHROMIUM STEEL SHEET HAVING EXCELLENT CREEP STRENGTH AND HIGH TEMPERATURE DUCTILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 강재의 구성상인 마르텐사이트/베이나이트 미세조직 내부와 결정립계에 미세한 탄질화물만을 석출하고, 원소 합금을 통해 우수한 크리프 강도를 가질 뿐 만 아니라, 우수한 고온 연성을 보여 균열 민감도를 감소시킬 수 있는 크롬강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
화력/원자력 발전 및 정유/정제 산업에 있어서 고려해야 할 사항은 환경 친화적 설비의 건설과 에너지 이용의 고효율화이다. 먼저, 발전 효율의 증가를 위해 터빈에 공급되는 증기의 온도 및 압력의 증가가 요구되고 있고, 이에 따라 더 높은 온도와 압력을 갖는 증기를 생산할 수 있도록 보일러 소재의 내열성을 향상시키는 것이 중요하다. 또한 정유/정제 산업에서도 최근 환경 규제 강화로 인해 고효율화를 요구 받고 있으며, 고온 특성 우수 강재의 시설 적용을 검토하고 있다.
고온에 적용하는 강 중, 고가의 합금원소를 다량 함유하고 있는 오스테나이트 스테인리스강은 낮은 열전도도 및 높은 열팽창계수와 같이 좋지 않은 물리적 성질을 가지고 있기 때문에, 대형 부품 제조 시 어려움이 있어 사용이 제한적이다. 반면에 크롬강은 우수한 크리프 강도, 용접성, 내부식성 및 내산화성 등으로 많이 사용되고 있다. 원자력 발전의 경우, 중성자조사에 의한 스웰링 현상 방지를 위해 오스테나이트계 스테인리스강 대신 장기간 건전성을 담보할 수 있는 크롬강으로의 대체 적용을 통해 안정성을 확보 중에 있다.
내열 크롬강의 고온 크리프 강도를 장시간 유지시키기 위해 고용 강화 및 석출 강화 방법이 적용된다. 이를 위해 고용 강화 원소들 및 M(C,N) 탄질화물 (M = 금속원소, C = 탄소, N = 질소) 형성 원소인 바나듐, 니오븀, 타이타늄이 주로 합금된다. 이와 동시에 탄소 함량을 0.002 중량%로 극도로 줄임으로써 열역학적으로 불안정하고 쉽게 조대화되어 크리프 특성을 저하시키는 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성을 억제하고, 미세한 탄질화물을 석출시켜 크리프 특성을 크게 향상 시킨 내열강도 제안되었지만, 위와 같이 탄소 함량을 낮춘 내열강을 상업적으로 대량 생산하는 것은 거의 불가능하다. 또한 강종을 생산하는 과정에서의 연속 주조 중 혹은 용접 중에 발생 할 수 있는 표면 크랙 형성을 감축하는 것이 중요하며, 재료의 고온 연성 증가 시 크랙 발생 빈도를 효과적으로 줄일 수 있다. 따라서 고온 연성이 충분히 고려된 크리프 강도 우수 강재 개발을 위한 합금 설계와 이의 제조법 확립은 필수적이다.
삭제
일본 공개특허공보 특개2003-286543호 대한민국 공개특허공보 2019-0035024호
본 발명은 합금 설계 및 열처리를 이용하여, 전술한 종래기술과는 달리, 탄소 함량을 극도로 낮추지 않고도 (Fe,Cr)23C6 탄화물과 같은 조대한 석출물의 형성을 완전히 억제하고 미세한 탄질화물만이 형성시켜 우수한 크리프 강도를 가질 수 있도록 할 뿐만 아니라, 우수한 고온 연성으로 인해 균열 민감도를 감소시켜 재료 적용 범위를 넓일 수 있는 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
그러나 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C: 0.04~0.15%, Si: 0.5% 이하 (0%는 제외함), Mn: 0.1~0.6%, S: 0.01% 이하 (0%는 제외함), P: 0.03% 이하 (0%는 제외함), Cr: 1.9~2.6%, Mo: 0.05~1.5%, W: 1.4~2.0%, V: 0.4~1.0%, Ni: 0.4% 이하 (0%는 제외함), Nb: 0.10% 이하 (0%는 제외함), Ti: 0.10% 이하 (0%는 제외함), N: 0.015% 이하 (0%는 제외함), Al: 0.06% 이하 (0%는 제외함), B: 0.007% 이하 (0%는 제외함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 하기 관계식 1을 만족하며, 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상이고 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상이고, 그리고 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상인 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.3 ≤ (V - 10SUM) ≤ 1
단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
[관계식 2]
LMP = T × (20 + log(tr))
단 T는 Kelvin 단위의 절대온도, tr은 시간 단위의 파단시간을 의미한다.
상기 강판은 하기 관계식 3을 만족하는 화학조성을 가지면서, 동시에 작용응력 250MPa에서 상기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 20,000 이상이고, 고온 파단 시 단면수축율이 40% 이상일 수가 있다.
[관계식 3]
35 ≤ |(V - 10SUM) × (Mo - 10SUM) × (Ni - 10SUM) × 103| ≤ 600
단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
상기 강판은 템퍼드 마르텐사이트/베이나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.
상기 강판의 미세조직에는 (Fe,Cr)23C6를 포함하는 직경 200 nm 이상의 석출물이 1개/㎛2 이하의 개수 범위로 존재하는 것이 바람직하다.
상기 강판의 미세조직에는 직경 20nm 이하의 석출물이 20개/㎛2 이상의 개수 범위로 존재하는 것이 바람직하다.
상기 직경 20nm 이하의 석출물은, (V,Mo,Nb,Ti)(C,N)일 수 있다.
또한 본 발명은,
상술한 조성의 강 슬라브를 마무리 압연온도가 Ar3 이상이 되도록 열간 압연하여 열연강판을 제조한 후, 냉각하는 공정;
상기 냉각된 열연강판을 1000~1100℃ 온도범위에서 최소 30분 동안 재가열하여 오스테나이트화하는 공정;
상기 오스테나이트화된 열연강판을 상온까지 0.1 ℃/s 이상의 냉각속도로 불림 혹은 담금질하는 공정; 및
상기 냉각된 열연 강판을 700~800℃ 온도범위에서 최소 30분 동안 템퍼링하는 공정;을 포함하는 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판의 제조방법에 관한 것이다.
상술한 바와 같은 구성을 지닌 본 발명은 LMP값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상 및 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상인 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판을 담금질과 템퍼링을 통하여 고온에서의 뛰어난 크리프 수명으로 9 중량%의 다량 크롬을 함유하는 ASTM A213 92 grade 강보다 긴 크리프 수명을 가지며 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상으로 우수한 크롬강판을 제공할 수 있다.
또한 작용응력 250MPa에서 LMP값이 20,000 이상이고, 온도 600℃에서 크리프 수명이 1000시간 이상으로 매우 우수할 수 있으며, 고온 파단 시 단면수축율이 40% 이상으로 매우 우수한 크롬강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실험에 이용된 강종 1~6와 종래재에 대한 크리프 시험 결과를 비교하여 나타낸 그림이다.
도 2는 본 발명의 실험에 이용된 강종 3-1, 4-1과 비교예인 강종 1의 신율계 (Extensometer)를 사용하여 측정된 시간의 흐름에 따른 600 ℃/125MPa 조건에서의 크리프 변형률을 나타내는 그림이다.
도 3는 본 발명의 실험에 이용된 강종 1과 강종 4-1 강판에 대한 주사전자현미경(scanning electron microscope, SEM) 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험에 이용된 강종 1과 4-1 강판에 대한 투과전자현미경(transmission electron microscope, TEM) 사진이다.
도 5는 본 발명의 실험에 이용된 강종 1의 600 ℃/200MPa 조건에서 파단된 시편 사진 및 강종 2~6의 600 ℃/275MPa 조건에서 파단된 시편 사진이다.
도 6은 본 발명의 실험에 이용되어 최종적으로 파단된 강종 1~6 시편들의 단면율을 정리한 그래프이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
전술한 바와 같이, 종래 내열 크롬강은 합금성분으로 몰리브덴 및 M(C,N) 탄질화물 (M = 금속원소, C = 탄소, N = 질소) 형성 원소인 바나듐, 니오븀, 타이타늄을 주로 이용하였으나, 이러한 내열 크롬강은 열역학적으로 불안정하고 쉽게 조대화되어 크리프 특성을 저하시키는 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성을 피할 수 없어 우수한 크리프 특성을 확보하기가 힘들었다.
본 발명자는 이러한 종래기술의 문제점에 해소하기 위하여, 연구와 실험을 거듭하였으며, 그 결과, Cr을 1.9~2.6% 함유한 내열 크롬강 합금에서 바나듐, 몰리브덴 및 니켈의 첨가량을 최적화하고, 동시에 오스테나이트화온도, 냉각속도, 및 템퍼링온도와 같은 공정을 최적화함으로써, 우수한 크리프 특성 및 고온 연성을 갖는 내열 크롬강을 얻을 수 있음을 확인하여 본 발명을 제시하는 것이다.
이러한 본 발명의 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판은, 중량%로, C: 0.04~0.15%, Si: 0.5% 이하 (0%는 제외함), Mn: 0.1~0.6%, S: 0.01% 이하 (0%는 제외함), P: 0.03% 이하 (0%는 제외함), Cr: 1.9~2.6%, Mo: 0.05~1.5%, W: 1.4~2.0%, V: 0.4~1.0%, Ni: 0.4% 이하 (0%는 제외함), Nb: 0.10% 이하 (0%는 제외함), Ti: 0.10% 이하 (0%는 제외함), N: 0.015% 이하 (0%는 제외함), Al: 0.06% 이하 (0%는 제외함), B: 0.007% 이하 (0%는 제외함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 하기 관계식 1을 만족하며, 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상이고 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상이고, 그리고 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상인 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.3 ≤ (V - 10SUM) ≤ 1
단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
[관계식 2]
LMP = T × (20 + log(tr))
단 T는 Kelvin 단위의 절대온도, tr은 시간 단위의 파단시간을 의미한다.
이하, 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판의 성분 한정 이유를 설명하며, 여기에서 "%"는 달리 규정한 바가 없으면 "중량%"를 나타낸다.
·탄소(C): 0.04~0.15%
상기 탄소는 오스테나이트 안정화 원소로써 그 함량에 따라 Ae3 온도와 마르텐사이트 형성 개시 온도를 조절할 수 있는 원소이며, 침입형 원소로 마르텐사이트상의 격자구조에 비대칭적 왜곡을 가하여 강한 강도를 확보하는데 매우 효과적인 원소이다. 그러나 강 중 탄소함량이 0.15%를 초과하면, 탄화물이 과도하게 형성되고, 용접성이 크게 저하되는 단점이 있다.
따라서 본 발명에서 상기 탄소의 함량을 0.04 ~ 0.15% 범위로 제한함이 바람직하다.
·실리콘(Si): 0.5% 이하 (0%를 제외함)
상기 실리콘은 고용강화뿐만 아니라 주조 시 탈산제로서 첨가된다. 다만, 본 발명의 일실시예에 의한 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판은 미세한 탄화물과 같은 유익한 탄화물의 형성이 필수적인데 반해, 실리콘은 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다.
따라서 본 발명에서는 실리콘 함량을 0.5% 이하로 제어함이 바람직하다.
·망간(Mn): 0.1~0.6%
상기 망간은 오스테나이트 안정화 원소이고, 강의 경화능을 크게 증가시켜 마르텐사이트와 같은 경질상이 형성될 수 있도록 하게 한다. 또한 황과 반응하여 MnS를 석출하는데 이는 황 편석에 의한 고온 균열을 방지하는데 이롭다. 반면에 망간 함량이 증가할수록 오스테나이트 안정도가 지나치게 증가하는 문제점이 있다.
따라서 본 발명에서는 상기 망간의 함량을 0.1~0.6% 범위로 제한함이 바람직하다.
·황(S): 0.010% 이하 (0%는 제외함)
상기 황은 불순물 원소로서 그 함량이 0.010%를 초과하게 되면 강의 연성과 용접성이 저하된다.
따라서 황의 함량을 0.010% 이하로 제한함이 바람직하다.
·인(P): 0.03% 이하 (0%를 제외함)
상기 인은 고용강화 효과를 내는 원소지만 황과 마찬가지로 불순물 원소로서 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 강에 취성이 발생하고, 용접성이 저하된다.
따라서 인의 함량을 0.03% 이하로 제한함이 바람직하다.
·크롬(Cr): 1.9~2.6%
상기 크롬은 페라이트 안정화 원소이고 경화능을 증가시키는 원소로서, 그 양에 따라 Ae3 온도 및 델타 페라이트 형성 영역 온도를 조절한다. 또한 크롬은 산소와 반응하여 Cr2O3의 치밀하고 안정한 보호피막을 형성하여 고온 내산화성 및 내부식성을 증가시키지만, 델타 페라이트 형성 온도 영역을 넓힌다. 높은 크롬 함량을 가지는 강을 주조하는 과정에서 델타 페라이트가 형성될 수 있으며, 열처리 후에도 잔류하여 강재 특성에 악영향을 준다.
따라서 본 발명에서는 크롬의 함량을 1.9~2.6% 범위로 제한함이 바람직하다.
·몰리브덴(Mo): 0.05~1.5%
상기 몰리브덴은 경화능을 증가시키기 때문에, 페라이트 및 펄라이트 조직이 형성되어 기지 강도가 크게 감소하는 문제를 효과적으로 방지할 수 있다. 또한 강력한 고용 강화를 통해 고온 크리프 수명을 증가시키며, 몰리브덴이 M(C,N) 탄질화물 형성 금속 원소로 참여하여 탄질화물을 안정화시키고, 조대화 속도를 크게 낮춘다. 또한 본 발명에서 몰리브덴은 결정립계 강화 원소로서 재료의 고온 연성 증가에 크게 기여할 수 있다는 점을 확인하였다. 몰리브덴을 최소 0.05% 이상 첨가하여야 하지만, 몰리브덴 역시 고가의 원소로서 과도하게 첨가되는 경우, 제조비용이 크게 상승할 수 있으므로 1.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
따라서 몰리브덴의 함량을 0.05~1.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
·텅스텐(W): 1.4~2.0%
텅스텐은 고용강화에 영향을 미쳐 고온 크리프 수명을 증가시키며, 텅스텐이 탄질화물 형성 금속 원소로 참여하여 탄질화물를 안정화 시키고, 조대화 속도를 크게 낮춘다. 반면, 텅스텐 함량이 증가하면 델타 페라이트 형성 온도 영역을 넓히기 때문에 강을 주조하는 과정에서 델타 페라이트가 형성될 수 있다. 열처리 후에도 제거되지 않고 잔류하는 델타 페라이트는 크리프 특성에 악영향을 미친다.
따라서 텅스텐의 함량을 1.4~2.0% 범위로 제한함이 바람직하다.
·바나듐(V): 0.4~1.0%
상기 바나듐은 경화능을 증가시키고, M(C,N) 탄질화물 형성 원소 중 하나인데, 바나듐 함량 증가에 따라 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성 구동력이 작아지게 되고, 결과적으로 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성을 완전히 억제할 수 있다. 크롬 함량 1.9~2.6%, 텅스텐 함량 1.4~2.0%, 몰리브덴 함량 0.05~1.5%의 강에서 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성을 억제하기 위해서는 0.4% 이상의 바나듐 합금이 필요하다. 하지만, 바나듐 함량이 1.0%를 초과할 경우, 재료의 생산 공정에 어려움을 주는 문제점이 있다.
따라서 바나듐의 함량을 0.40~1.0% 범위로 제한함이 바람직하다.
·니켈(Ni): 0.4% 이하 (0%는 제외함)
상기 니켈은 강의 인성을 향상시키는 원소로 저온인성의 열화 없이 강의 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 또한 니켈 첨가 시 경화능을 증가시켜, 페라이트 및 펄라이트 조직이 형성되어 기지 강도가 크게 감소하는 문제를 효과적으로 방지할 수 있다. 또한 결정립계 강화 원소로서 재료의 고온 연성 증가에 크게 기여할 수 있다. 만일 그 함량이 0.4%를 초과하여 첨가될 경우에는 니켈 첨가에 의한 가격 상승을 유발한다.
따라서 니켈의 함량을 0.4% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·니오븀(Nb): 0.10% 이하 (0%는 제외함)
상기 니오븀은 M(C,N) 탄질화물 형성 원소 중 하나이다. 또한 슬라브 재가열 시 고용되어 있다가 열간압연 중에 오스테나이트 결정립 성장을 억제하고, 이후 석출되어 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만 니오븀이 0.10%를 초과하여 과도하게 첨가되면 용접성이 떨어질 수 있으며, 결정립이 필요 이상으로 미세화 될 수 있다.
따라서 니오븀의 함량을 0.10% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·티타늄(Ti): 0.10% 이하 (0%는 제외함)
상기 티타늄 또한 TiN의 형태로 오스테나이트 결정립 성장을 억제시키는 데에 효과적인 원소이다. 하지만, 상기 티타늄이 0.10%를 초과하여 첨가되면 조대한 Ti계 석출물이 형성되고, 재료의 용접에 어려움을 준다.
따라서 티타늄의 함량을 0.10% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·질소(N): 0.015% 이하 (0%는 제외함)
상기 질소는 강 중에서 공업적으로 완전히 제거하는 것이 어렵기 때문에 제조공정에서 허용할 수 있는 범위인 0.015%를 상한으로 한다. 질소는 오스테나이트 안정화원소로 알려져 있고, 단순한 MC 탄화물보다 M(C,N) 탄질화물 형성 시 고온 안정도가 크게 상승하여 강재의 크리프 강도를 효과적으로 증가시키는 역할을 한다. 하지만, 0.015%를 초과하게 되면 보론과 결합하여 BN을 형성시켜 결함 발생 위험을 증가시킨다.
따라서 질소의 함량을 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·알루미늄(Al): 0.06% 이하 (0%는 제외함)
상기 알루미늄은 페라이트 영역을 확대하고, 주조 시 탈산제로 첨가된다. 크롬강의 경우 다른 페라이트 안정화 원소들이 많이 합금되어 있어, 알루미늄 함량이 증가할 경우 Ae3 온도가 지나치게 상승할 수 있다. 또한 현 성분계에서 그 첨가량이 0.06%을 초과할 경우 산화물계 개재물이 다량 형성되어 소재의 물성을 저해한다.
따라서 알루미늄의 함량을 0.06% 이하로 제한함이 바람직하다.
·보론(B): 0.007% 이하 (0%는 제외함)
상기 보론은 페라이트 안정화 원소이고, 극소량으로도 경화능 증가에 큰 기여를 한다. 또한, 결정립계에 쉽게 편석되어 결정립계 강화 효과를 준다. 하지만, 0.007%를 초과하여 첨가될 경우, BN을 형성할 가능성이 있고 이는 재료의 기계적 특성에 악영향을 줄 수 있다.
따라서 보론의 함량을 0.007% 이하로 제한함이 바람직하다.
이외에 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하면, 예컨데 Cu, Co, La, Y, Ce, Zr, Ta, Hf, Re, Pt, Ir, Pd, Sb 등이 포함될 수 있다. 이러한 불순원소들은 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다.
이때, 본 발명의 강판은 하기 관계식 1을 만족하는 화학조성을 가지는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
0.3 ≤ (V - 10SUM) ≤ 1
단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
즉, 본 발명의 강은 V: 0.4~1.0% 조건을 만족하여야 할 뿐만 아니라, 바나듐의 이로운 효과를 저해할 수 있는 불순 원소들이 본 발명의 강 중에 포함되지 않도록 제어할 필요가 있다. 구체적으로, 상기 정의된 'SUM'에 숫자 10을 곱하여 가중치를 준 후, 바나듐의 강 중 함유량(중량%)로부터 10SUM을 감한 값이 0.4% 이상 1.0%이하일 때 본 발명에서 설명하는 바나듐의 효과를 얻을 수 있음을 확인하고 본 기술구성을 제시하는 것이다.
한편 본 발명에서 상기 'SUM'을 이루는 원소인 구리 (Cu)는 크롬강의 표면 산발 크랙에 악영향을 줄 가능성이 높다. 그리고 코발트 (Co)는 경화능을 저하시키기 때문에 강 중에 포함시 재가열에 의해 오스테나이트화된 열연강판을 0.1 ℃/s 이상의 냉각속도로 불림 혹은 담금질하여 상온까지 냉각시키는 공정에서 베이나이트/마르텐사이트 조직을 얻지 못할 수 있다. 기타 잔여 불순물들 중에 가격이 매우 비싼 희토류 등이 강종 내 포함될 시, 가격이 크게 상승할 수 있으며 기계적 물성을 악화시킬 수 있다. 따라서 본 발명의 강종 내 포함되지 않아야 할 합금 원소의 중량%의 합을 SUM으로 하였다.
그리고 본 발명에서 상기 관계식 1을 만족하는 강판은, 하기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP(Larson-Miller Parameter)값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상이고 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상이고, 그리고 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상일 수 있다.
[관계식 2]
LMP = T × (20 + log(tr))
단 T는 Kelvin 단위의 절대온도, tr은 시간 단위의 파단시간을 의미한다.
또한 상기 강판은 하기 관계식 3을 만족하는 화학조성을 가지는 것이 보다 바람직하다.
[관계식 3]
35 ≤ |(V - 10SUM) × (Mo - 10SUM) × (Ni - 10SUM) × 103|≤ 600
단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
본 발명에서 상기 관계식 3을 만족하는 강판은, 상기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 작용응력 250MPa에서 20,000 이상이고, 고온 파단 시 단면수축율이 40% 이상일 수가 있다.
본 발명에서 작용응력 250MPa에서 상기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 20,000 이상이고 고온 파단 시 단면수축율이 40% 이상인 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판을 제공하기 위해서는 강 중 바나듐, 몰리브덴 및 니켈 함량을 적절하게 제어하는 것이 바람직하다. 따라서 이들 원소들의 첨가에 따른 유익한 효과를 저해할 수 있는 불순 원소들이 본 발명의 강에 포함되지 않도록 해야 하며, 이러한 관점에서 상기 관계식 3이 도출된 것이다.
이하, 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 본 발명의 크롬강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명의 강판은 그 기지 미세조직으로 템퍼드 마르텐나이트/베이나이트 조직을 포함한다.
본 발명의 강판 미세조직에는 (Fe,Cr)23C6를 포함하는 직경 200 nm 이상의 석출물이 1개/㎛2 이하의 개수 범위로 존재하는 것이 바람직하다. 만일 직경 200 nm 이상의 석출물 개수가 1개/㎛2 를 초과할 경우, 조대한 탄화물에 의한 크리프 특성 저하를 초래할 수 있다.
반면, 본 발명의 강판 미세조직에는 직경 20nm 이하의 석출물이 20개/㎛2 이상의 개수 범위로 존재하는 것이 바람직하다. 만일 직경 20nm 이하의 석출물의 개수가 20개/㎛2 미만이면 미세한 탄질화물 간의 거리가 상당히 커진다. 따라서 고온에서의 전위 이동과 아결정립의 이동을 효과적으로 막지 못해 크리프 특성의 향상 효과가 크지 않을 수 있다.
본 발명에서 상기 직경 20nm 이하의 석출물은, (V,Mo,Nb,Ti)(C,N)를 포함할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일실시예에 의한 크리프 강도 및 고온 연성이 우수한 석출경화형 크롬강판의 제조방법을 설명한다.
본 발명의 한 크리프 강도 및 고온 연성이 우수한 석출경화형 크롬-몰리브덴 강판의 제조방법은, 상술한 조성의 강슬라브를 마무리 압연온도가 Ar3 이상이 되도록 열간 압연하여 열연강판을 제조한 후, 냉각하는 공정; 상기 냉각된 열연강판을 1000~1100℃ 온도범위에서 최소 30분 동안 재가열하여 오스테나이트화하는 공정; 상기 오스테나이트화된 열연강판을 상온까지 0.1 ℃/s 이상의 냉각속도로 불림 혹은 담금질하는 공정; 및 상기 냉각된 열연 강판을 700~800℃ 온도범위에서 최소 30분 동안 템퍼링하는 공정;을 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 진술한 조성 성분을 갖는 강 슬라브를 마무리 압연온도가 Ar3 이상이 되도록 열간 압연하여 열연 강판을 얻는다. 이와 같이 오스테나이트 단상역에서 열간압연을 수행하는 까닭은 조직의 균일성을 증가시키기 위함이다.
그리고 본 발명에서는 상기 제조된 열연 강판을 상온으로 냉각한다.
이어, 본 발명에서는 상기 냉각된 열연강판을 재가열하여 오스테나이트화한다. 이때, 재가열온도 범위는 1000~1100℃이고, 재가열 시간은 최소 30분 동안 수행됨이 바람직하다.
상기 재가열온도가 1000℃ 미만일 경우, 열간 압연 후 냉각 과정 중에 형성된 원치 않는 탄화물들의 올바른 재용해가 어렵다. 반면, 재가열온도가 1100℃을 초과하면, 결정립 조대화로 특성이 열위해질 수 있다.
상기 재가열 시간은 최소 30분 동안 수행하는 것이 바람직하다. 만일 상기 재가열 시간이 30분 미만이면, 열간 압연 후 냉각 과정 중에 형성된 원치 않는 탄화물들의 올바른 재용해가 어렵다.
그리고 본 발명에서는 상기 재가열에 의해 오스테나이트화된 열연강판을 상온까지 0.1 ℃/s 이상의 냉각속도로 불림 혹은 담금질하여 상온까지 냉각시켜 베이나이트/마르텐사이트 조직을 얻도록 한다. 이때, 기지 조직 냉각 시, 페라이트 및 펄라이트 조직이 형성되어 기지 강도가 크게 감소하지 않도록 주의해야 하며, 본 발명의 강종은 경화능이 높은 V, Mo 및 Ni과 같은 원소를 포함할 수 있기 때문에, 0.1℃/s 이상의 냉각속도로 불림 및 담금질되면 페라이트 및 펄라이트 조직이 형성되지 않는다. 바람직하게는, 상기 냉각 속도의 상한을 50℃/s로 제어하는 것이다.
후속하여, 본 발명에서는 상기 불림 혹은 담금질된 열연 강판을 템퍼링(tempering) 한다. 이때, 템퍼링 온도는 700~800℃, 템퍼링 시간은 최소 30분으로 하여 실시한 후 공냉함이 바람직하다.
만일 템퍼링 온도가 700℃ 미만일 경우, 낮은 온도로 인해 미세한 탄질화물의 석출을 제 시간 내에 유도하지 못할 수 있다. 반면, 템퍼링 온도가 800℃ 초과일 경우, 템퍼링은 재료의 연화를 일으켜 크리프 수명을 크게 저하시킬 수 있다. 템퍼링 시간이 30분 미만일 경우, 형성시키고자 하는 석출물이 형성되지 않을 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1의 합금 조성과 12mm 두께를 갖는 열연 강판들을 마련하였다. 이어, 상기 열연강판을 1000~1100℃ 범위 내 다양한 온도에서 최소 30분 동안 재가열하고, 불림 혹은 담금질 처리하여 상온까지 냉각하였다. 후속하여, 상기 냉각된 강판을 700~800℃ 범위 내 다양한 온도에서 최소 30분 동안 템퍼링 후 상온까지 공냉하여 강판을 제조하였다. 한편, 하기 표 1에서 강종 1은 일반적인 ASTM A213 23 grade강 조성이며, 나머지 강종들은 모두 본 발명의 강 조성 성분을 만족하는 강종들이다. 구체적으로, 강종 2~4는 상기 관계식 1을 만족하나 관계식 3은 만족하지 않는 화학조성을 가지며, 강종 5~6은 상기 관계식 1 및 관계식 3 모두를 동시에 만족하는 화학조성을 가지는 경우를 나타낸다.
상기와 같이 제조된 합금강들에 대하여, 열간 압연 방향으로 ASTM E139 표준을 활용하여 게이지 길이 15mm, 게이지 지름 6mm를 갖는 크리프 시편들을 각각 제작하였으며, 미국 ATS社 2320 크리프 시험 장비를 이용하여 이들 시편들에 대한 고온 크리프 수명을 평가하여 그 결과를 도 1에 나타내었다. 또한 비교를 위하여, 일본 재료연구소 (NIMS)에서 제공한 ASTM A213 grade 23, 91, 92 강재의 크리프 결과도 도 1에 함께 나타내었다. 또한 신율계 (extensometer)를 사용하여 강종 1, 3-1, 4-1들의 크리프 변형률도 측정하였으며, 그 결과는 도 2와 같다.
제조된 합금강 시편에 대하여 주사전자현미경 (scanning electron microscope, SEM)을 활용하여 미세조직을 관찰하였으며, 그 결과들을 도 3에 나타내었다. 투과전자현미경 (transmission electron microscope, TEM) 및 에너지분광분석법을 활용하여 석출물 분포를 정확히 관찰하였으며, 그 결과들을 도 4에 나타내었다.
또한, 강종들이 고온에서 최종적으로 크리프 파단 되었을 때, 연성을 가진 파단을 보였는지에 대한 평가 척도로 단면 수축률 (reduction in area, RA)을 활용하였다. 초기 게이지 지름 R0 (6mm)를 갖는 크리프 시편이 고온에서 크리프 파단된 면의 지름이 R 일 경우, 단면수축율은 [(RO-R)/RO ]×100이다. 강종들의 미세조직, 크리프 시험 조건 (온도 및 응력), 파단시간 및 단면수축률을 하기 표 2에 나타내었으며, 실제 파단재의 단면수축율을 직관적으로 비교할 수 있는 시편 촬영 사진을 도 5에 나타내었다. 하기 표 1에서 모든 강종의 황 함량은 30 ppm 이하이고, 보론 함량은 70 ppm 이하(0% 제외)이며, 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물이다.
강종
No.		 열처리 강 조성성분(중량%) A* B*
C Si Mn P Cr Mo W Ni Nb Ti V N Al
1 1000N 700T 0.10 0.32 0.51 0.02 2.24 0.05 1.55 0.01 0.05 0.02 0.26 0.01 0.02 0.16 0.72
2-1 1000N 700T 0.10 0.32 0.51 0.02 2.24 0.05 1.54 0.01 0.05 0.02 0.41 0.01 0.02 0.31 1.395
2-2 1100N 800T
2-3 1000Q 700T
2-4 1100Q 800T
3-1 1000N 700T 0.10 0.32 0.53 0.02 2.24 0.05 1.51 0.03 0.05 0.01 0.62 0.01 0.02 0.32 21.6
3-2 1100N 800T
3-3 1000Q 700T
3-4 1100Q 800T
4-1 1000N 700T 0.10 0.32 0.51 0.02 2.26 0.05 1.54 0.03 0.05 0.01 0.80 0.01 0.02 0.55 24.2
4-2 1100N 800T
4-3 1000Q 700T
4-4 1100Q 800T
5-1 1000N 700T 0.04 0.34 0.53 0.003 1.9 1.5 1.8 0.05 0.05 0.001 0.99 0.012 0.05 0.64 220.8
5-2 1100N 800T
5-3 1000Q 700T
5-4 1100Q 800T
6-1 1000N 700T 0.15 0.5 0.6 0.003 2.6 1.5 1.8 0.4 0.1 0.1 1 0.015 0.06 0.65 37.375
6-2 1100N 800T
6-3 1000Q 700T
6-4 1100Q 800T
* 표 1에서 열처리 N은 불림 (normalizing), 열처리 Q는 담금질 (Quenching), 열처리 T는 템퍼링 (Tempering), 알파벳 앞에 있는 숫자는 열처리를 수행한 온도를 의미함. 그리고 불림/담금질 및 템퍼링 열처리 시간은 최소 30분 이상으로 하였음.
그리고 A*는 관계식 1에 의해 계산된 값을, 그리고 B*는 관계식 3에 의해 계산된 값을 나타냄.
한편 상기 관계식 1-2의 계산에 이용되는 불순 원소들의 함량인 'SUM'은, 중량%로, 강종 1의 경우, Cu (0.004%), Co(0.003%), 기타 희토류 원소의 합(0.003%)으로, 강 2의 경우, Cu (0.002%), Co(0.004%), 기타 희토류 원소의 합(0.004%)으로, 강 종 3의 경우, Cu (0.003%), Co (0.02%), 기타 희토류 원소의 합(0.007%)으로, 강종 4의 경우, Cu (0.005%), Co(0.01%), 기타 희토류 원소의 합(0.01%)으로, 강종 5의 경우, Cu (0.015%), Co(0.01%), 기타 희토류 원소의 합(0.01%)으로, 그리고 강종 6의 경우, Cu (0.01%), Co(0.015%), 기타 희토류 원소의 합(0.01%)로 조성되어 있다.
강종 No. 미세조직 온도(℃) 응력(MPa) 파단시간(h),LMP 단면수축율(%)
1 (비교예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 250 응력 작용시, 즉시 파단
600 225 응력 작용시, 즉시 파단
600 200 196, 19464.483 6.7
600 175 861, 20025.7 15.2
600 150 3367, 20542.81 10
600 125 6427, 20787.962 17.6
2-1(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 214, 19497.8 20
600 250 403, 19737.822 21.3
2-2(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 300, 19625.9 22.5
600 250 369, 19704.4 23.2
2-3(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 258, 19568.71 21.7
600 250 446, 19776.27 21.8
2-4(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 272, 19588.74 20.8
600 250 442, 19772.85 25
3-1(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 318, 19647.99 20.8
600 250 715, 19955.237 20
600 225 1381, 20204.86 21.7
600 200 2744, 20465.225 28
600 175 5494, 20728.48 20
600 150 13871, 21079.68 20.8
600 125 15490 (시험 진행중),
21121.543 돌파
3-2(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 360, 19695.04 20.3
600 250 588, 19881.08 22
3-3(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 351, 19685.43 20.8
600 250 578, 19874.58 22.2
3-4(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 343, 19676.69 22.8
600 250 629, 19906.64 21.5
4-1(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 408, 19742.5 20.8
600 250 553, 19857.81 21.7
600 225 1618, 20264.92 20.8
600 200 2656, 20452.865 26.4
600 175 5592, 20735.19 25
600 150 14726 (시험 진행중),
21102.36 돌파
600 125 23302 (시험 진행중),
21276.389 돌파
4-2(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 397, 19732.13 21.7
600 250 537, 19846.68 22
4-3(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 381, 19716.53 23.3
600 250 565, 19865.95 22.7
4-4(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 422, 19755.29 22.5
600 250 528, 19840.27 23.7
5-1(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 269, 19584.54 50
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
5-2(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 291, 19614.35 46.7
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
5-3(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 354, 19688.66 48.3
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
5-4(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 241, 19542.86 43.3
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
6-1(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 237, 19536.51 58.3
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
6-2(발명예) 템퍼드 베이나이트 100% 600 275 347, 19681.09 53.3
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
6-3(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 423, 19756.19 45
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
6-4(발명예) 템퍼드 마르텐사이트 100% 600 275 381, 19716.53 42.5
600 250 1000 (시험 진행중),
20082.45 돌파
표 1-2 및 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 크롬강판의 경우, NIMS에서 제공한 결과와 비교하였을 때 크롬 9 중량%를 포함하는 ASTM A213 Grade 91 및 92 강재보다 더 좋은 크리프 수명을 가지는 것을 알 수 있다. 또한 본 발명의 강 조성 성분을 만족하는 강종 2~6이 그렇지 않은 강종 1에 비하여 크리프 특성이 매우 우수함을 확인할 수 있다. 특히, 강종 5~6은 강종 2~4 대비 크리프 수명이 한층 더 증대되는데, 구체적으로, 온도 600℃ 및 작용응력 250MPa 조건에서 강종 5~6은 뛰어난 크리프 변형 억제능을 보이며 1000시간이 경과하여도 고온 및 작용응력을 견디고 있음을 알 수 있다.
도 2는 강종 1, 3-1, 4-1들의 온도 600 ℃ 및 작용응력 125MPa 조건에서 측정된 시간의 흐름에 따른 크리프 변형률이다. 비교예인 강종 1의 경우 크리프 변형이 조속히 이루어져 최종적으로 6427시간에 크리프 파단 되었으나, 발명예인 강종 3-1 및 4-1은 강종 1에 비해 크리프 변형 억제능을 보이며, 수만 시간이 경과하여도 고온 및 작용응력을 견디고 있음을 알 수 있다.
도 3는 1000℃에서 30분 동안 재가열 후, 불림 처리하여 상온까지 냉각하고, 이어, 700℃에서 30분 동안 템퍼링된 강종 1과 4-1 강판의 미세조직 관찰 결과를 나타낸 주사전자현미경 사진이고, 도 4는 강종 1과 4-1 강판의 석출물 분포를 관찰한 투과전자현미경 사진이다.
발명예로서 강종 4-1는 모두 입내 및 아결정립계를 따라 미세한 탄질화물 석출만을 보이고 있는데, 이러한 탄질화물들은 고온에서의 전위 이동을 효과적으로 방해할 뿐만 아니라, 마르텐사이트/베이나이트를 갖는 강종들 내 아결정립의 이동 또한 효과적으로 막아 안정성을 확보함으로써 기존 크롬강에 비해 크리프 특성이 크게 개선됨을 표 2로부터 알 수 있다. 즉, 아결정립을 갖는 미세조직인 마르텐사이트와 베이나이트를 포함하는 모든 강종들에 있어 미세한 탄질화물만을 석출시키는 것이 크리프 수명 증대에 매우 효과적인 것을 알 수 있다.
또한 강종 5~6은 미세한 탄질화물만의 효과뿐만 아니라, 추가적인 몰리브덴의 고용 강화 효과로 인해 크리프 강도가 증가되었을 것으로 보인다.
이에 반하여, 강종 1은 조대한 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성으로 크리프 특성이 강종 2~6 대비 좋지 않음을 확인할 수 있다.
연속 주조나 용접 중 표면 크랙 발생 확률을 파악할 수 있는 고온 연성의 경우 (고온 연성 증가 시, 표면 크랙 발생 확률 감소), 표 2와 도 5-6과 같이 바나듐, 니켈 및 몰리브덴 함량 증가에 따라 단면수축율이 증가하여 고온 연성이 증가한다. 바나듐은 결정립계에 조대하게 형성되는 (Fe,Cr)23C6 탄화물 형성을 막아, 본 발명예 강종 2-1에서 4-4까지 상기 관계식 1을 만족하여 단면수축율이 20% 이상이 되는 것으로 보인다. 발명예 강종 5-1에서 6-4까지는 관계식 1 및 관계식 3을 동시에 만족시키는 화학조성을 가지며, 이에 따라 단면수축율은 40% 이상으로 타 강종들에 비해 매우 높은 연성을 보이고 있다. 결과적으로 본 발명에서, 조대 탄화물 형성 억제, 미세탄질화물 도입 및 니켈과 몰리브덴과 같은 추가적인 고용 원소를 이용하고, 제시한 열처리 방법에 따라 제조된 강은 우수한 고온 크리프 강도 및 고온 연성을 보임을 확인할 수 있다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.15%, Si: 0.5% 이하 (0%는 제외함), Mn: 0.1~0.6%, S: 0.01% 이하 (0%는 제외함), P: 0.03% 이하 (0%는 제외함), Cr: 1.9~2.6%, Mo: 0.05~1.5%, W: 1.4~2.0%, V: 0.4~1.0%, Ni: 0.4% 이하 (0%는 제외함), Nb: 0.10% 이하 (0%는 제외함), Ti: 0.10% 이하 (0%는 제외함), N: 0.015% 이하 (0%는 제외함), Al: 0.06% 이하 (0%는 제외함), B: 0.007% 이하 (0%는 제외함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고,
    템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트 중 하나로만 이루어진 미세조직 을 가지며,
    그 미세조직에는, (Fe,Cr)23C6를 포함하는 직경 200 nm 이상의 석출물이 1개/㎛2 이하의 개수 범위로 존재하며,
    하기 관계식 1을 만족하며, 하기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상이고 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상이고, 그리고 600℃ 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상인 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판.
    [관계식 1]
    0.3 ≤ (V - 10SUM) ≤ 1
    단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
    [관계식 2]
    LMP = T × (20 + log(tr))
    단 T는 Kelvin 단위의 절대온도, tr은 시간 단위의 파단시간을 의미한다.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 강판은 하기 관계식 3을 만족하는 화학조성을 가지면서, 동시에 작용응력 250MPa에서 상기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 20,000 이상이고, 600℃ 고온 파단 시 단면수축율이 40% 이상인 것을 특징으로 하는 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판.
    [관계식 3]
    35 ≤|(V - 10SUM) × (Mo - 10SUM) × (Ni - 10SUM) × 103|≤ 600
    단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 제 1항에 있어서, 상기 강판의 미세조직에는 직경 20nm 이하의 석출물이 20개/㎛2 이상의 개수 범위로 존재하는 것을 특징으로 하는 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판.
  6. 제 5항에 있어서, 상기 직경 20nm 이하의 석출물은, (V,Mo,Nb,Ti)(C,N)인 것을 특징으로 하는 크리프 강도와 고온연성이 우수한 크롬강판.
  7. 중량%로, C: 0.04~0.15%, Si: 0.5% 이하 (0%는 제외함), Mn: 0.1~0.6%, S: 0.01% 이하 (0%는 제외함), P: 0.03% 이하 (0%는 제외함), Cr: 1.9~2.6%, Mo: 0.05~1.5%, W: 1.4~2.0%, V: 0.4~1.0%, Ni: 0.4% 이하 (0%는 제외함), Nb: 0.10% 이하 (0%는 제외함), Ti: 0.10% 이하 (0%는 제외함), N: 0.015% 이하 (0%는 제외함), Al: 0.06% 이하 (0%는 제외함), B: 0.007% 이하 (0%는 제외함), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 하기 관계식 1을 만족하는 조성을 갖는 강 슬라브를 마무리 압연온도가 Ar3 이상이 되도록 열간 압연하여 열연강판을 제조한 후, 냉각하는 공정;
    상기 냉각된 열연강판을 1000~1100℃ 온도범위에서 최소 30분 동안 재가열하여 오스테나이트화하는 공정;
    상기 오스테나이트화된 열연강판을 상온까지 0.1 ℃/s 이상의 냉각속도로 불림 혹은 담금질하는 공정; 및
    상기 냉각된 열연 강판을 700~800℃ 온도범위에서 최소 30분 동안 템퍼링하는 공정;을 포함하고,
    템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트 중 하나로만 이루어진 미세조직 을 가지며, 하기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 작용응력 200MPa에서 20,000 이상이고 작용응력 125 MPa에서 21,000 이상이고, 그리고 600℃ 고온 파단 시 단면수축율이 20% 이상인 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.3 ≤ (V - 10SUM) ≤ 1
    단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
    [관계식 2]
    LMP = T × (20 + log(tr))
    단 T는 Kelvin 단위의 절대온도, tr은 시간 단위의 파단시간을 의미한다.
  8. 제 7항에 있어서, 상기 강 슬라브는 하기 관계식 3을 만족하는 화학조성을 가지며, 상기 제조된 크롬강판은 작용응력 250MPa에서 상기 관계식 2에 의해 정의되는 LMP값이 20,000 이상이고, 600℃ 고온 파단 시 단면수축율이 40% 이상인 것을 특징으로 하는 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    35 ≤|(V - 10SUM) × (Mo - 10SUM) × (Ni - 10SUM) × 103|≤ 600
    단, SUM은 특정한 불순 원소들의 총 함량으로, 구체적으로, Cu + Co + La + Y + Ce + Zr + Ta + Hf + Re + Pt + Ir + Pd + Sb의 합계 함량을 의미한다.
  9. 삭제
KR1020190114344A 2019-09-17 2019-09-17 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법 Active KR102326684B1 (ko)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190114344A KR102326684B1 (ko) 2019-09-17 2019-09-17 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법
CN202080058632.7A CN114258435B (zh) 2019-09-17 2020-08-25 具有优异的蠕变强度和高温延性的铬钢板及其制造方法
US17/626,670 US20220259708A1 (en) 2019-09-17 2020-08-25 Chromium steel sheet having excellent creep strength and high temperature ductility and method of manufacturing same
PCT/KR2020/011296 WO2021054631A1 (ko) 2019-09-17 2020-08-25 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법
JP2022516186A JP2022548058A (ja) 2019-09-17 2020-08-25 クリープ強度及び高温延性に優れたクロム鋼板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020190114344A KR102326684B1 (ko) 2019-09-17 2019-09-17 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20210032832A KR20210032832A (ko) 2021-03-25
KR102326684B1 true KR102326684B1 (ko) 2021-11-17

Family

ID=74884663

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020190114344A Active KR102326684B1 (ko) 2019-09-17 2019-09-17 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20220259708A1 (ko)
JP (1) JP2022548058A (ko)
KR (1) KR102326684B1 (ko)
CN (1) CN114258435B (ko)
WO (1) WO2021054631A1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102142782B1 (ko) * 2018-11-29 2020-08-10 주식회사 포스코 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003286543A (ja) * 2002-03-28 2003-10-10 Nippon Steel Corp 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3565331B2 (ja) * 1999-08-18 2004-09-15 三菱重工業株式会社 高強度低合金耐熱鋼
JP3518515B2 (ja) * 2000-03-30 2004-04-12 住友金属工業株式会社 低・中Ｃｒ系耐熱鋼
JP3570379B2 (ja) * 2000-12-28 2004-09-29 住友金属工業株式会社 低合金耐熱鋼
JP3785392B2 (ja) * 2002-10-23 2006-06-14 新日本製鐵株式会社 耐疲労き裂伝播特性に優れた厚鋼材とその製造方法
JP4779632B2 (ja) * 2005-12-16 2011-09-28 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系鉄基耐熱合金
CN101668872B (zh) * 2007-03-05 2012-01-11 丹麦科技大学 Z-相强化的马氏体抗蠕变钢
JP4995131B2 (ja) * 2007-03-28 2012-08-08 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体
JP5314288B2 (ja) * 2008-01-31 2013-10-16 三菱重工業株式会社 クリープ破断強度予測方法及びクリープ破断強度予測装置
JP5462069B2 (ja) * 2009-07-27 2014-04-02 株式会社神戸製鋼所 落重特性および母材靭性に優れた高強度厚鋼板
US9347122B2 (en) * 2011-04-13 2016-05-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Manufacturing method of a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent local deformability
EP2662460A1 (en) * 2012-05-07 2013-11-13 Valls Besitz GmbH Tough bainitic heat treatments on steels for tooling
CN102690996A (zh) * 2012-06-01 2012-09-26 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种高温用无缝铁素体合金钢及其生产方法
WO2015064128A1 (ja) * 2013-10-31 2015-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
JP6735082B2 (ja) * 2015-11-06 2020-08-05 株式会社神戸製鋼所 鋼部材および鋼板ならびにこれらの製造方法
KR20180054031A (ko) * 2016-11-14 2018-05-24 주식회사 포스코 내수소취성이 개선된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이를 포함하는 고압 수소 가스용 용기
KR101903174B1 (ko) * 2016-12-13 2018-10-01 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 저합금 강판
KR20190035024A (ko) 2017-09-25 2019-04-03 포항공과대학교 산학협력단 크리프 특성이 우수한 내열 크롬강판 및 그 제조방법
CN109266971B (zh) * 2018-11-30 2020-10-13 武汉大学 一种抗再热裂纹的含w高强度低合金耐热钢

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003286543A (ja) * 2002-03-28 2003-10-10 Nippon Steel Corp 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20220259708A1 (en) 2022-08-18
CN114258435B (zh) 2023-08-25
JP2022548058A (ja) 2022-11-16
CN114258435A (zh) 2022-03-29
KR20210032832A (ko) 2021-03-25
WO2021054631A1 (ko) 2021-03-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102276741B1 (ko) 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
EP2641987A2 (en) High-strength steel material having outstanding ultra-low-temperature toughness and a production method therefor
JP6562476B2 (ja) フェライト系耐熱鋼とその製造方法
CA2752741A1 (en) Method for manufacturing seamless pipes
KR101271888B1 (ko) 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법
KR20170118879A (ko) 산세성 및 담금질 템퍼링 후의 내지연파괴성이 우수한 볼트용 선재, 및 볼트
KR20170075933A (ko) 응력부식균열 저항성 및 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강재
JP2024500851A (ja) 低温衝撃靭性に優れた極厚物鋼材及びその製造方法
JP7232910B2 (ja) クリープ強度に優れたクロムモリブデン鋼板及びその製造方法
KR102326684B1 (ko) 크리프 강도와 고온 연성이 우수한 크롬강판 및 그 제조방법
KR102321269B1 (ko) 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102415765B1 (ko) 크리프 강도와 충격 인성이 우수한 크롬강 및 이의 제조방법
KR101301617B1 (ko) 고강도 고인성 소재 및 이를 이용한 타워 플랜지 제조방법
KR102411794B1 (ko) 기계적 물성이 우수한 Ti 함유 저방사 강재 및 그 제조방법
CN114829646B (zh) 钢板及其制造方法
KR102280643B1 (ko) 고온 산화 저항성 및 고온 강도가 우수한 크롬 강판 및 그 제조 방법
KR20190035024A (ko) 크리프 특성이 우수한 내열 크롬강판 및 그 제조방법
KR101696051B1 (ko) 저온인성 및 수소유기균열 저항성이 우수한 후판 강재 및 그 제조방법
JP3228008B2 (ja) 耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法
KR101290356B1 (ko) 강재 및 그 제조 방법
KR101185198B1 (ko) 재가열 균열 저항성 및 고온강도가 우수한 내열강 및 그 제조 방법
CN118345316B (zh) 一种耐磨钢板及其制备方法
CN118516603A (zh) 氢气环境用马氏体不锈钢及其制造方法
US20250003042A1 (en) High-strength seamless stainless steel pipe for oil wells
KR20240131371A (ko) 용접 열영향부 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PA0109 Patent application

Patent event code: PA01091R01D

Comment text: Patent Application

Patent event date: 20190917

PA0201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
PE0902 Notice of grounds for rejection

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event date: 20210201

Patent event code: PE09021S01D

AMND Amendment
PG1501 Laying open of application
E601 Decision to refuse application
PE0601 Decision on rejection of patent

Patent event date: 20210705

Comment text: Decision to Refuse Application

Patent event code: PE06012S01D

Patent event date: 20210201

Comment text: Notification of reason for refusal

Patent event code: PE06011S01I

X091 Application refused [patent]
AMND Amendment
PX0901 Re-examination

Patent event code: PX09011S01I

Patent event date: 20210705

Comment text: Decision to Refuse Application

Patent event code: PX09012R01I

Patent event date: 20210325

Comment text: Amendment to Specification, etc.

PX0701 Decision of registration after re-examination

Patent event date: 20210811

Comment text: Decision to Grant Registration

Patent event code: PX07013S01D

Patent event date: 20210803

Comment text: Amendment to Specification, etc.

Patent event code: PX07012R01I

Patent event date: 20210705

Comment text: Decision to Refuse Application

Patent event code: PX07011S01I

Patent event date: 20210325

Comment text: Amendment to Specification, etc.

Patent event code: PX07012R01I

X701 Decision to grant (after re-examination)
GRNT Written decision to grant
PR0701 Registration of establishment

Comment text: Registration of Establishment

Patent event date: 20211110

Patent event code: PR07011E01D

PR1002 Payment of registration fee

Payment date: 20211111

End annual number: 3

Start annual number: 1

PG1601 Publication of registration