KR20180033203A

KR20180033203A - 고 합금 강철 및 내부 고압 형성 수단에 의해 이 강철로부터 배관을 제조하는 방법

Info

Publication number: KR20180033203A
Application number: KR1020187003166A
Authority: KR
Inventors: 토마스 에버츠; 알렉산덜 레딘이어스; 마뉴엘 오토; 피터 페일져
Original assignee: 잘쯔기터 플래시슈탈 게엠베하
Priority date: 2015-07-27
Filing date: 2016-07-26
Publication date: 2018-04-02
Also published as: WO2017017107A1; RU2691446C1; DE102015112215A1; EP3329026B1; KR20200075032A; US20180223403A1; EP3329026A1

Abstract

본 발명은 높은 냉간 변형성을 가지고, TRIP 및/또는 TWIP 특성을 가지며, 적어도 5%의 잔류 오스테나이트로 부분적으로 또는 완전히 오스테나이트계 미세구조를 가지며, 다음의 화학적 조성 (wt.% 단위)을 갖는, 특히 내부 고압의 수단에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 고 합금 강철에 관한 것이다: Cr: 7 내지 20; Mn: 2 내지 9; Ni: 최대 9; C: 0.005 내지 0.4; N: 0.002 내지 0.3; 나머지는 철 및 불가피한 강철-관련 원소로, 다음의 선택적 합금 원소 (wt.% 단위): Al: 0 내지 3; Si: 0 내지 2; Mo: 0.01 내지 3; Cu: 0.005 내지 4; V: 0 내지 2; Nb: 0 내지 2; Ti: 0 내지 2; Sb: 0 내지 0.5; B: 0 내지 0.5; Co: 0 내지 5; W: 0 내지 3; Zr: 0 내지 2; Ca: 0 내지 0.1; P: 0 내지 0.6; S: 0 내지 0.2. 본 발명은 더욱이 이 강철로부터 파이프를 제조하는 방법에 관한 것으로, 상기 파이프는 내부 고압의 수단에 의해 형성된다.

Description

고 합금 강철 및 내부 고압 형성 수단에 의해 이 강철로부터 배관을 제조하는 방법

본 발명은 TRIP 및/또는 TWIP 특성 및 적어도 5%의 잔류 오스테나이트를 갖는 부분적으로 또는 완전히 오스테나이트계 미세구조를 갖는, 특히 내부 고압 (IHF)의 수단에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 고 합금 강철 및 이 강철에서 IHF 파이프를 생산하기 위한 방법에 관한 것이다.

고 합금 강철은 이하에서는 부식 특성 및/또는 냉간 변형성을 향상시키기 위해 크롬, 니켈 및 가능하게는 추가의 합금 원소로 합금화된 강철인 것으로 이해된다. 1.4301 (X5CrNi18-10) 강철 또는 1.4618 (X9CrMnNiCu17-8-5-2) 강철이 이러한 강철의 예로 명명될 수 있다. 이들 강철들은 실질적으로 오스테나이트 미세조직을 갖는다.

파이프를 형성하는 내부 고압은 오랜 시간 동안 공지되어 있으며, 예를 들어, 독일 공개특허공보 DE 10 2008 014 213 A1의 문헌에 개시되어 있다. 이 경우, 공작물은 완성된 공작물 형상을 갖는 적어도 2-부분으로 된 도구 안으로 삽입되는 파이프-형상의 중공 프로파일 블랭크로부터 제조되어, 중공 프로파일 블랭크가 내부 면에서 높은 유체 압력을 받아 도구의 조각이나 형태로 확장되도록 된다. 재료는 높은 변형을 재료 파손 없이 흡수할 수 있도록 구성되어야 한다.

내부 고압에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 방청, 높은 등급 강철의 사용은 독일 실용신안 공보 DE 296 12 387 U1에 기술되어 있다. 이 문헌은 사용된 강철의 특정한 합금 조성을 공개하지 않았다.

공지된 고 합금 강철, 예컨대 예를 들면, 기본적으로 내부 고압에 의해 형성된 파이프를 생산하기 위해 또한 사용될 수 있는 1.4301 강철은 높은 Ni 함량으로 인하여 철강이 상대적으로 비싸고 그리고 몇몇 경우에 있어서는, 내부 고압 성형의 경우에 재료의 저온 변형성이 여전히 충분히 높지 않은 단점을 가지고 있다 .

비록 1.4618 강철이 구리의 합금화로 인하여 개선된 냉간 변형성을 가지지만, 연속 주조, 열간 압연, 중간 어닐링에 의한 냉간 압연의 공지된 생산 경로에 의해 공지된 강철로부터 냉간 스트립의 생산, 냉간 스트립을 슬롯 형 파이프로 성형하는 것, 파이프를 용접하는 것은 매우 비싸고 따라서 경제적이지 못하다.

기술된 선행 기술의 이러한 배경에 대하여, 본 발명의 목적은 높은 냉간 변형성을 갖는, 특히 내부 고압 (IHF 파이프)에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 비용 효율적인 고 합금 강철을 제공하고, 그리고 이 강철로부터 IHF 파이프를 생산하는 비용 효율적인 방법을 제공하기 위한 것이다.

본 발명에 따른 고 합금 강철은 청구항 제1항 및 종속 청구항 제2항 내지 제18항에보다 보다 상세하게 기재되어 있다. 0.005 내지 0.4 wt.%의 C 함량 및 0.002 내지 0.3 wt.%의 N 함량을 갖는 강철의 필수 성분은 특히 7 내지 20 wt.%의 높은 Cr 함량 및 2 내지 9 wt.%의 Mn 함량이다.

예를 들어, 7 내지 20 wt.%와 같이 내용물 범위의 정의에서 용어 내지 또는 최대의 사용은 한계 값 - 본 예에서는 7 및 20 - 도 또한 포함됨을 의미한다.

본 발명에 따르면, 이 재료의 경우에 온도 의존성 TRIP (변형 유도성 소성) 또는 TWIP (쌍생 유도성 소성) 효과가 이용되고, 파이프의 내부 고압 성형 동안 강철의 냉간 변형성에서의 큰 증가를 용이하게 한다. 이들 효과는 고 합금 오스테나이트계 강철의 또는 높은 망간 함량을 갖는 강철에서 발생하며, 그리고 강철의 소성 변형 도중에 변형 마르텐사이트 (TRIP 효과)의 형성 또는 변형 도중 쌍생 (TWIP 효과)에 특징이 있다.

IHF 파이프를 제조하는데 사용되는 재료는 특정한 합금 조성에 따라, 본 발명에 따라 기계적 장입 도중 TWIP 및/또는 TRIP 효과를 생성하는 적어도 5%의 잔류 오스테나이트를 갖는 부분적으로 또는 완전히 오스테나이트 계 미세구조로 특징되어 진다.

파이프를 제조하는데 사용되는 강철의 유리한 합금 조성은 청구항 제2항 내지 제18항에 기술되어 있다.

청구항 제2항에서 청구된 합금은, 적어도 10 wt.%의 Cr 함량으로 인하여 표면 상에 조밀한 산화물 층을 형성하며, 여기서 18 wt.% 초과의 Cr 함량을 갖는 본 발명에 따른 강철의 경우에, 부식에 대해 보호하는 산화물 층의 효과는 현저하게 증가하지 않는다. 2 내지 6 wt.%의 니켈 비율은 기계적 응력의 경우에 TRIP/TWIP 효과를 생성하는 적어도 일부-오스테나이트계 미세구조가 생성되는 정도까지 오스테나이트를 안정화시킨다.

6 wt.% 초과의 Ni의 함량은 오스테나이트의 추가 안정화를 초래하며, 이는 미세구조에서 페라이트 및 마르텐사이트의 비율의 희생으로 되고 따라서 재료의 강도 특성을 손상시킨다.

청구항 제3항에서 청구된 합금은, 적어도 12 wt.% 이상의 Cr 함량으로 인하여, 조밀한 산화물 층을 형성하며, 여기서 불순물 및 탄화물의 높은 함량이 청구항 제2항에 청구된 합금과 비교하여 용인될 수 있다. 17 wt.% 초과의 Cr은 팽창 특성을 감소시키며 본 발명에 따른 강철에 어떠한 이점도 제공하지 않는다.

청구항 제4항에서 청구된 합금은 2 내지o 7 wt.%의 Mn 함유량을 갖는다. 망간은 오스테나이트 안정성을 증가시키고 따라서 기계적 응력이 발생할 경우 TRIP/TWIP 효과를 생성하는 적어도 부분적으로 오스테나이트계 미세 구조를 제공한다. 해당하는 효과를 달성하기 위해 망간의 최소 함유량은 2 wt.%이다. 7 wt.% 초과의 Mn 함량은 피팅 부식에 대한 감수성을 증가시키고, 이런 이유로 본 발명에 따른 합금에서의 함량은 유리하게는 최대 7 wt.%로 제한된다.

청구항 제5항에서 청구된 합금은 0.5 내지 5 wt.%의 Ni를 함유한다. 니켈은 오스테나이트를 안정화시키고 기계적 응력이 발생할 경우 TRIP/TWIP 효과를 생성시키는 적어도 부분적으로 오스테나이트계 미세 조직을 제공하는 원소로 사용된다. 더욱이, Ni은 피팅 부성에 대한 내성을 향상시키고 재료의 강도를 증가시킨다. 이에 상응하는 효과를 달성하기 위해, 니켈의 최소 함량은 따라서 0.5 wt.%이다. 5 wt.% 초과의 함량은 증가된 합금 비용뿐만 아니라 미세구조에서의 페라이트 및 마르텐사이트 비율의 감소 및 관련된 강도에서의 감소로 인해 바람직하지 않은 증가된 오스테나이트 안정성을 초래한다.

청구항 제6항에서 청구된 합금은 개별 원소에 대해 최소 0.005 wt.%의 함량 및 전체에서 < 5 wt.%의 최대 함량을 갖는 원소 V, Nb 및/또는 Mo 중 적어도 하나를 함유한다. 강철에서, 이들 원소는 탄화물, 질화물 또는 탄질화물 형성 작용제로서 작용하여 이에 의해 원소 C 및 N의 제거를 통한 에이징에 대한 안정화를 제공하고, 이와 함께 침전물 형성뿐만 아니라 결정립 미세화 및 강도와 인성에서의 관련된 증가에 의해 고형화를 제공한다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.005 wt.%의 개별 원소에 대한 최소 함량이 필요하다. 전체 결과에서, 탄소 함량이 높은 경우 5 wt.%부터 시작하여 많은 양의 탄화물을 침전시키고 합금의 특성을 손상시킨다. 더욱이, 전체 5 wt.% 이상의 함량으로는 더 이상의 특성의 개선이 기대되지 않는다.

청구항 제7항에서 청구된 합금은 0.005 내지 2 wt.%의 Ti를 함유하고 300ppm 미만의 N의 최대 함유량을 갖는다. 티타늄은 탄화물 형성 작용제로 작용하며 결정립 미세화를 제공함으로써 동시에 강도와 인성이 향상된다. 해당하는 효과를 달성하기 위해, 0.005 wt. %의 최소 Ti 함량이 필요하다. 2 wt.%를 초과하는 Ti의 함량은 특성을 더 이상 개선시키지 못한다. 이러한 합금의 경우, 바람직하지 않은 TiN 침전물의 형성을 최소화하기 위해 N 함량은 300ppm 미만으로 제한된다.

청구항 제8항에서 청구된 합금은, 0.05 내지 3 wt.%의 Al을 함유하고 300ppm 미만의 N 함량을 갖는다. 알루미늄은 용융물의 탈산뿐만 아니라 비중 감소를 가져오고 부식 특성을 개선한다. 더욱이, Al은 본 발명에 따른 합금의 강도를 향상시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.05 wt.%의 Al의 최소 함량이 필요하다. 3 wt.% 이상의 Al 함량은 원하지 않는 상의 침전을 초래할 수 있다. N 함량은 바늘 형 AlN의 바람직하지 않은 침전을 감소시키기 위해 300ppm 미만으로 제한된다

청구항 제9항에서 청구된 합금은 0.03 내지 2 wt.%의 Si를 함유한다. 이 경우, 실리콘은 탈산 효과를 가지며, 본 발명에 따라 합금의 비중을 낮추고 강도를 증가시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.03 wt.%의 Si의 최소 함량이 필요하다. 2 wt.% 초과의 Si의 함량은 본 발명에 따른 합금의 팽창 특성을 감소시키고 변형성을 감소시킨다.

청구항 제10항에서 청구된 합금은 0.05 내지 4 wt.%의 Cu를 함유한다. 구리는 본 발명에 따른 합금의 부식 및 강도 특성을 개선시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해서 0.05 wt.%의 최소 Cu 함량이 필요하다. 4 wt.%를 초과하는 Cu의 함량은 고온 변형 또는 주조 중에 저-용융 상의 형성을 통한 재료의 가공성을 손상시키고 특성에서의 추가의 개선을 초래하지 않는다.

청구항 제11항에서 청구된 합금은 0.005 내지 0.5 wt.%의 Sb를 함유한다. 안티몬은 C, N, O 및 Al 확산을 감소시키고, 이에 의해 특히 탄화물, 질화물 및 탄질화물이 보다 미세하게 침전된다. 이것은 경제적인 가능성을 증가시키고 자원의 소비뿐만 아니라 강도, 팽창 및 인성 특성을 감소시키는 이들 합금 원소의 유효한 활용도를 향상시킨다. 본 발명에 따른 효과를 달성하기 위해서 적어도 0.005 wt.%의 Sb 함유량이 필요하다. 0.5 wt.% 초과의 함유량은 결정입 경계에서 Sb의 바람직하지 않은 침전을 초래하고, 따라서 팽창 및 인성 특성의 손상을 초래한다.

청구항 제12항에서 청구된 합금은 0.0002 내지 0.5 wt.%의 B를 함유한다.

붕소는 0.0002 wt.%의 작은 첨가에서조차도 압연된 열간 스트립의 강도 특성 및 가장자리 품질에서의 개선을 가져온다. 0.5 wt.% 초과의 함유량은 본 발명에 따른 합금의 인성 및 팽창 특성을 크게 손상시킨다.

청구항 제13항에서 청구된 합금은 0.05 내지 5 wt.%의 Co를 함유한다. 코발트는 오스테나이트를 안정화시키고 내열성을 개선한다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.05 wt.%의 최소 함유량이 필요하다. 최대 함유량은 5 wt.%로 제한되는데, 이는 보다 높은 Co 함량은 팽창 특성을 손상시키며, 그리고 또한 오스테나이트를 바람직하지 않게 안정화시키며, 이에 의해 페라이트 및 마르텐사이트 함량 및 이와 관련된 강도 특성이 감소하기 때문이다.

청구항 제14항에서 청구된 합금은 0.005 내지 3 wt.%의 W를 함유한다. 텅스텐은 탄화물 형성 제로 작용하여 강도와 내열성을 개선시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.005 wt.%의 최소 함량이 필요하다. 3 wt.% 초과의 W 함유량은 본 발명에 따른 합금의 팽창 특성을 손상시킨다.

청구항 제15항에서 청구된 합금은 0.005 내지 2 wt.%의 Zr를 함유한다. 지르코늄은 탄화물 형성 제로서 작용하고 본 발명에 따라 합금의 강도를 개선시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.005 wt.%의 최소 함량이 필요하다. 2 wt.% 초과의 함량은 본 발명에 따른 합금의 팽창 특성을 손상시킨다.

청구항 제16항에서 청구된 합금은 0.0005 내지 0.1 wt.%의 Ca를 함유한다. 칼슘은 그렇지 않으면 응력 집중점으로 작용하고 금속 복합체를 약화시키는 미세구조에 함입의 결과로 합금의 바람직하지 못한 파괴를 초래할 수 있는 비-금속 산화물의 함입을 개질하기 위해 사용된다.

더욱이, Ca는 본 발명에 따른 합금의 균질성을 향상시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.0005 wt.%의 최소 함량이 필요하다. 0.1 wt.% 초과의 Ca 함량은 함입의 개질에서 추가의 이점을 제공하지 않으며 생산성을 저해하며 강철 용융물에서 Ca의 높은 증기압으로 인해 회피되어야 한다.

청구항 제17항에서 청구된 합금은 0.008 내지 0.6 wt.%의 P를 함유한다. 인은 탄성 한계를 증가시키고 대기 영향에 대한 내 부식성을 향상시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.008 wt.%의 최소 함량이 필요하다. 0.6 wt.% 초과의 P 함량은 본 발명에 따른 합금의 팽창 특성을 손상시킨다.

청구항 제18항에서 청구된 합금은 0.01 내지 0.2 wt.%의 S를 함유한다. 황은 가공 능력을 향상시킨다. 상응하는 효과를 달성하기 위해, 0.01 wt.%의 최소 함량이 필요하다. 0.2 wt.% 초과의 S의 함량은 MnS의 바람직하지 않은 침전과 본 발명에 따른 합금의 인성 및 팽창 특성의 현저한 손상을 초래한다.

상기-기술된 강철은 내부 고압에 의해 형성된 파이프를 제조하는데 특히 적합하다.

본 발명에 따른 강철로부터 내부 고압의 수단에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 본 발명에 따른 제조 방법은 다음의 작업 단계에 의해 제공된다:

- 다음의 화학 조성 (wt.%로)을 갖는 강철 용융물:

Cr: 7 내지 20

Mn: 2 내지 9

Ni: 최대 9

C: 0.005 내지 0.4

N: 0.002 내지 0.3

을, 나머지는 철 및 불가피한 강철-관련 요소와 함께, 다음의 원소 (wt.%로)의 선택적 합금으로, 제련하는 단계:

Al: 0 내지 3

Si: 0 내지 2

Mo: 0.01 내지 3

Cu: 0.005 내지 4

V: 0 내지 2

Nb: 0 내지 2

Ti: 0 내지 2

Sb: 0 내지 0.5

B: 0 내지 0.5

Co: 0 내지 5

W: 0 내지 3

Zr: 0 내지 2

Ca: 0 내지 0.1

P: 0 내지 0.6

S: 0 내지 0.2

- 최종 치수를 근사화하는 수평 또는 수직 주조 공정의 수단에 의해 예비-스트립을 생산하거나 또는 수평 또는 수직 슬래브 또는 얇은 슬래브 주조 공정의 수단에 의해 슬래브를 생산하는 단계,

- 2 mm 이상의 두께로 상기 예비-스트립을 열간 압연하거나 또는 상기 슬래브를 열간 압연하여 열간 스트립을 제조하는 단계,

- 임의로 2mm 미만의 두께로 상기 열간 스트립을 냉간 압연하거나 상기 예비-스트립을 냉간 압연하는 단계,

- 상기 열간 스트립 또는 냉간 스트립을 성형하고 이것을 파이프를 형성하기 위해 용접하는 단계,

- 활성 매질의 수단에 의해 상기 파이프의 내부 고압 성형 단계이고, 그리고 상기 활성 매질은 실온 (RT) 이상 내지 500℃로 담금되었다.

본 발명에 따른 방법의 경우에, 본 발명에 따른 합금은 최종 치수에 근접한 주조 공정 또는 통상적인 연속적인 주조 공정의 수단에 의해 제조되고 그리고 이어서 열간 압연 및/또는 냉간 압연된다. 이 방식으로 제조된 열간 스트립 또는 냉간 스트립은 그런 다음 성형되고 그리고 결합되어 파이프를, 예를 들면 고주파 유도 용접 또는 레이저 용접의 수단에 의해 형성한다. 그러나, 파이프의 제조를 위해 확립된 다른 접합 공정이 또한 사용될 수 있고, 예를 들어, 잠수 아크 용접 또는 금속 보호 가스 용접이 사용될 수 있다.

그런 다음 상기 파이프는 내부 고압 성형 (IHF)을 거치며, 여기서 상기 내부 고압 성형 공정 중에, 활성 매질은 실온 이상 내지 약 500℃의 온도로 템퍼링되어, 본 발명에 따른 강철의 변형성에서 추가의 상당한 증가를 발생한다. 상기 활성 매질의 온도는 유리하게는 40 내지 300℃이고, 여기서 최적 범위는 80 내지 240℃이다.

상기 매질을 템퍼링하는 것은 오스테나이트의 안정성 및 적층 결함 에너지를 증가시키는 역할을 하며, 이에 의해 응력-유도된 마르텐사이트 전환이 억제되고 TWIP 효과가 바람직하게 된다. 따라서, 재료의 변형성은 실온에서의 변형에 대해 상당히 개선된다.

변형 특성의 이 같은 개선은 그렇지 않으면 필수적으로 내부 고압 성형 공정의 상류에 반드시 필요한 어닐링 공정을 단축하거나 생략할 수 있게 하여, 이에 의해 에너지 요구량 및 이와 관련하여 이 재료로부터 IHF 파이프를 생산하는 비용이 상당히 감소된다.

바람직하게는, 80% 미만의 변형 정도가 열간 스트립 또는 냉간 스트립의 생산에 설정되는 경우에, 내부 고압 성형의 수단에 의해 또는 내부 고압 성형 공정 전에 변형성을 개선하기 위해 파이프의 열처리를 생략하는 것이 가능하다.

보다 높은 변형의 정도인 경우에는, 그러면 가능하기로는 필요한 열처리는 파이프 성형 및 종 방향 시임 용접 공정 직후의 유리한 방식으로 수행될 수 있으며, 여기서 상기 열처리는 연속 노 또는 고정 노 장치 (예를 들면, 평로, 머플 노)에서 수행될 수 있거나 템퍼링된 활성 매질 자체의 수단에 의해 수행될 수 있다. 열처리를 위한 온도는 80℃ 내지 0.9 * TS (℃ 단위로 각 합금의 용융 온도)이다.

기본적으로, 최종 치수에 근접한 가능한 주조 공정은 수평 스트립 주조 및 수직 스트립 주조 (예를 들어, 2개의 롤러 스트립 주조)를 포함한다. 약 1 내지 30mm, 바람직하게는 1 내지 20mm의 예비-스트립의 스트립 두께가 이에 의해 생산되어 진다.

유리한 방식으로, 스트립 주조는 10 vol.% 이하의 산소 비율을 갖는 불활성 또는 환원 또는 약간 산화 분위기에서 수행된다. 결과적으로, 분리 및 선택적 산화, 그리고 따라서 고온 균열은 열간 압연 중에 현저하게 감소된다.

최종 치수에 근사하는 주조 공정에 의해 제조된 예비-스트립 또는 슬래브는 그런 다음 열간 압연되고, 여기서 상기 열간 압연 개시 온도는 적어도 900 내지 1200℃이며, 그리고 최종 압연 온도는 적어도 650℃이다. 본 발명에 따르면, 최종 치수에 근사하여 제조된 예비-스트립은 최대 6회 압연 통과, 유리하게는 2 내지 4회 압연 통과로 열간 압연된다. 이어서, 열간-스트립은 코일로 감겨지고 파이프를 형성하기 위해 직접적으로 추가로 가공되거나 또는 냉간 압연 스트립으로 추가 가공된다.

대안적으로, 예를 들어. 짧은 파이프 길이의 경우, 시트는 또한 권취된 열간 스트립 또는 냉간 스트립으로부터 절단될 수 있고, 이후에 추가로 가공될 수 있다.

2mm 미만의 예비-스트립 두께의 경우에는 낮은 변형의 정도로 인해 열간 압연 공정을 생략될 수 있다. 대신, 상기 스트립은 냉간 압연 공정을 직접적으로 거치게 된다.

전형적으로, 압연 공정 후에 열간 스트립에 대해서 1.5mm 내지 15mm의 두께가 달성되고 그리고 냉간 압연 스트립에 대해서 0.2 내지 12mm의 두께가 달성된다.

Claims

높은 냉간 변형성을 가지고, TRIP 및/또는 TWIP 특성을 가지며, 적어도 5%의 잔류 오스테나이트로 부분적으로 또는 완전히 오스테나이트계 미세구조를 가지며, 다음의 화학적 조성 (wt.% 단위)을 갖는, 특히 내부 고압의 수단에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 고 합금 강철:
Cr: 7 내지 20
Mn: 2 내지 9
Ni: 최대 9
C: 0.005 내지 0.4
N: 0.002 내지 0.3
나머지는 철 및 불가피한 강철-관련 원소로, 다음의 선택적 합금 원소 (wt.% 단위):
Al 0 내지 3
Si: 0 내지 2
Mo: 0.01 내지 3
Cu: 0.005 내지 4
V: 0 내지 2
Nb: 0 내지 2
Ti: 0 내지 2
Sb: 0 내지 0.5
B: 0 내지 0.5
Co: 0 내지 5
W: 0 내지 3
Zr: 0 내지 2
Ca: 0 내지 0.1
P: 0 내지 0.6
S: 0 내지 0.2
제1항에 있어서, 상기 강철은:
Cr: 10 내지 18
Ni: 2 내지 6
을 함유 (wt.% 단위)하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 Cr 함유량은 12 내지 17 wt.%인 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Mn 함유량은 2 내지 7 wt.%인 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 Ni 5 함유량은 0.5 내지 5 wt.%인 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 최소 0.005 wt.%의 함유량을 갖는 합금 원소 V, Nb 및/또는 Mo 중 적어도 하나를 함유하고, 여기서 이들 3가지 합금 원소의 전체는 < 5 wt.%인 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.005 내지 2 wt.%의 함유량의 Ti를 함유하고 N의 함유량은 < 300 ppm인 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.05 내지 3 wt.%의 함유량의 Al을 함유하고, 여기서 N의 함유량은 < 300 ppm인 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.03 내지 2 wt.%의 함유량으로 Si를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제9항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.05 내지 4 wt.%의 함유량으로 Cu를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제10항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.005 내지 0.5 wt.%의 함유량으로 Sb를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.0002 내지 0.5 wt.%의 함유량으로 B를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.05 내지 5 wt.%의 함유량으로 Co를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제13항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.005 내지 3 wt.%의 함유량으로 W를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제14항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.005 내지 2 wt.%의 함유량으로 Zr를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제15항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.0005 내지 0.1 wt.%의 함유량으로 Ca를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제16항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.008 내지 0.6 wt.%의 함유량으로 P를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
제1항 내지 제17항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강철은 0.00 내지 0.2 wt.%의 함유량으로 S를 함유하는 것을 특징으로 하는, 강철.
내부 고압의 수단에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한, 청구항 1 내지 18 중 어느 한 항에서 청구된 강철의 용도.
청구항 1 내지 18 중 어느 한 항에서 청구된 고 합금 강철로부터 내부 고압의 수단에 의해 형성된 파이프를 제조하기 위한 방법으로, 상기 방법은 다음의 작업 단계를 포함하는 방법:
- 다음의 화학 조성 (wt.% 단위)을 갖는 강철 용융물:
Cr: 7 내지 20
Mn: 2 내지 9
Ni: 최대 9
C: 0.005 내지 0.4
N: 0.002 내지 0.3
을, 나머지는 철 및 불가피한 강철-관련 요소와 함께, 다음의 원소 (wt.% 단위)의 선택적 합금으로, 제련하는 단계:
Al: 0 내지 3
Si: 0 내지 2
Mo: 0.01 내지 3
Cu: 0.005 내지 4
V: 0 내지 2
Nb: 0 내지 2
Ti: 0 내지 2
Sb: 0 내지 0.5
B: 0 내지 0.5
Co: 0 내지 5
W: 0 내지 3
Zr: 0 내지 2
Ca: 0 내지 0.1
P: 0 내지 0.6
S: 0 내지 0.2
- 최종 치수를 근사화하는 수평 또는 수직 주조 공정의 수단에 의해 예비-스트립을 생산하거나 또는 수평 또는 수직 슬래브 또는 얇은 슬래브 주조 공정의 수단에 의해 슬래브를 생산하는 단계,
- 2 mm 이상의 두께로 상기 예비-스트립을 열간 압연하거나 또는 상기 슬래브를 열간 압연하여 열간 스트립을 제조하는 단계,
- 임의로 2mm 미만의 두께로 상기 열간 스트립을 냉간 압연하거나 상기 예비-스트립을 냉간 압연하는 단계,
- 상기 열간 스트립 또는 냉간 스트립을 성형하고 이것을 파이프를 형성하기 위해 용접하는 단계, 및
- 활성 매질의 수단에 의해 상기 파이프의 내부 고압 성형 단계이고, 그리고 상기 활성 매질은 실온 (RT) 이상 내지 500℃로 템퍼링되어 짐.
제21항에 있어서, 사용된 최종 치수에 근접한 가능한 주조 공정은 수평 스트립 주조 및 수직 스트립 주조이고, 여기서 상기 예비-스트립의 스트립 두께는 약 1 내지 30mm, 바람직하게는 1 내지 20mm로 생산되어 지는 것을 특징으로 하는, 방법.
제20항 또는 제21항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 주조 예비-스트립 또는 슬래브는 열간 압연되고, 여기서 상기 열간 압연 개시 온도는 적어도 900 내지 1200℃이며, 그리고 최종 압연 온도는 적어도 650℃인 것을 특징으로 하는, 방법.
제20항 내지 제22항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 최종 치수에 근사하여 제조된 예비-스트립은 최대 6회 압연 통과, 유리하게는 2 내지 4회 압연 통과로 열간 압연되는 것을 특징으로 하는, 방법.
제20항 내지 제23항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 열간-압연된 스트립 또는 냉간-압연된 스트립은 코일로부터 풀려 지고 그리고 시트로 절단되는 것을 특징으로 하는, 방법.
제20항 내지 제24항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 압연 공정 후 열간 스트립은 1.5mm 내지 15mm의 두께를 가지고 그리고 냉간 압연 스트립은 0.2 내지 12mm의 두께를 가지는 것을 특징으로 하는, 방법.
제20항 내지 제25항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 파이프의 내부 고압 형성은 활성 매질의 수단에 의해 유효하게 되고 그리고 상기 활성 매질은 40 내지 300℃에서 템퍼링되어 지는 것을 특징으로 하는, 방법.
제26항에 있어서, 상기 파이프의 내부 고압 형성은 활성 매질의 수단에 의해 유효하게 되고 그리고 상기 활성 매질은 80 내지 240℃에서 템퍼링되어 지는 것을 특징으로 하는, 방법.
제20항 내지 제27항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 파이프는 고주파 유도 용접 또는 레이저 용접의 수단에 의해 용접되는 것을 특징으로 하는, 방법.