KR101091863B1

KR101091863B1 - 고온강도가 우수한 스테인레스 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101091863B1
Application number: KR1020090019174A
Authority: KR
Inventors: 이승철; 박대범; 정우상; 김동익; 심재혁; 이영수; 김덕령; 이동희
Original assignee: 포스코특수강 주식회사; 한국과학기술연구원
Priority date: 2009-03-06
Filing date: 2009-03-06
Publication date: 2011-12-12
Also published as: US20120018054A1; WO2010101448A3; EP2405027A4; KR20100100344A; EP2405027A2; WO2010101448A2

Abstract

본 발명은 고온강도가 우수한 스테인레스 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 발전 플랜트 등과 같이 고온의 부식성 환경에서 사용하여도 우수한 내식성은 물론이고 고온 강도 및 크리프(creep)강도가 우수한 오스테나이트계 스테인레스 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

상기 본 발명의 과제를 해결하기 위한 본 발명의 스테인레스 강재는 하기 관계식으로 표시되는 석출지수가 1.5~2.5인 것을 특징으로 한다.

[관계식]

(C/12+N/14)/(Nb/91+V/51) : 1.5~2.5

단, 여기서 상기 C, N, Nb, V는 각각 해당성분의 함량(중량%)을 의미한다.

고온강도, 크리프, 스테인레스, 석출물, Nb, V

Description

고온강도가 우수한 스테인레스 강재 및 그 제조방법{STAINLESS STEEL HAVING EXCELLENT HIGH TEMPERATURE STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD FOR THE SAME}

화력 발전 플랜트나 원자력 발전 플랜트 등과 같이 고온의 환경에서 작업하는 플랜트의 경우에는 고온의 수증기가 플랜트 설비를 부식시키는 등 여러 가지 문제에 노출될 수 있다. 그 뿐만 아니라, 최근에는 설비의 효율을 향상시키기 위하여 증기온도와 압력을 높인 초초임계압 보일러가 세계적으로 신설되고 있는데, 상기와 같은 초초임계압 하에서는 배관에 작용하는 압력이 통상의 보일러의 경우보다 매우 높기 때문에 높은 고온강도가 요구되고 있다.

따라서, 이러한 플랜트용 설비에는 고온에서 내식성이 우수한 오스테나이트 계 스테인레스 강재가 많이 사용되고 있다. 상기 오스테나이트계 스테인레스 강재는 페라이트 강재에 비하여 고온강도와 고온내식성이 우수하며, 그러므로 약 650℃ 이상의 온도영역에서는 오스테나이트계 스테인레스 강재가 페라이트계 강재를 많이 대체하고 있다.

그러나, 상기 오스테나이트계 강재라 하더라도 고온에서는 강재와 수증기가 접촉하는 부분에 수증기 산화스케일이 형성되고 형성된 스케일이 박리되는 현상이 발생한다. 이러한 점을 해결하기 위하여 종래부터 여러 가지 방법이 제안되어 왔는데, 그 방법들은 크게 나누면 강재의 전부 또는 일부에 내식성 원소인 Cr, Ni 등의 함량을 증가시키는 방법, 강재의 전부 또는 일부의 결정립을 미세화하여 Cr의 표층 농화를 향상시키는 방법 등이 있는데, 이들 방법의 대부분은 표층부의 Cr 함량을 보다 높게 제어하여 내식성을 향상시키는 방법이라 할 수 있을 것이다.

그러나, Cr, Ni 등의 원소 함량을 높이기 위해서는 합금원소를 다량 첨가하거나 특별한 표면처리를 행하여야 하므로 제조 비용이 상승한다는 문제가 있을 수 있으며, 또한 결정립을 미세화하는 방법은 고온 가공, 가열처리 등의 고온 처리에 의해 결정립이 다시 조대화 되어 버린다는 문제가 있을 수 있으므로 고온용 재료가 가지는 문제를 완전히 해결한 것이라고 볼 수는 없다. 특히, 석출물에 의해 결정립의 미세화를 도모한 경우에는 고온에서 상기 석출물이 재용해 되거나 작은 석출물이 용해, 확산되어 큰 석출물에 흡수되어 버리는 소위 오스왈트 라이프닝에 의해 석출물이 조대화 되어 결정립의 성장을 억제하는 피닝(pinning) 작용을 하지 못하는 것이 일반적이다.

또한, 상술한 바와 같이 발전소 보일러 등과 같이 고온, 고압에서 사용되는 스테인레스 강관 등은 고온에서 높은 압력을 지탱하여야 하므로 고강도는 물론이고 지속적인 응력작용에 따른 크리프(creep)현상에 대한 저항성도 커야 하나, 현재까지는 이에 대한 뚜렷한 해결책은 제시되지 못한 실정이다.

본 발명의 일측면에 따르면, 합금원소의 첨가량을 크게 상승시키지 않고, 미세화된 결정립이 다시 조대화 되지 않을 뿐만 아니라, 고온강도와 크리프 강도가 크게 향상된 스테인레스 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

[관계식]

(C/12+N/14)/(Nb/91+V/51) : 1.5~2.5

단, 여기서 상기 C, N, Nb, V는 각각 해당성분의 함량(중량%)를 의미한다.

이때, Nb : 0.1~1.0중량%, V : 0.1~1.0 중량%를 포함하는 것이 바람직하다.

또한 사용되기 전의 강재의 석출물은 원자비로 V가 Nb의 10% 이하로 검출되는 것이 바람직하다.

그리고 상기 스테인레스 강재는 C: 0.01-0.1중량%, Si: 0.1-0.9중량%, Mn: 0.1~2중량%, Cr: 15~22중량%, Ni: 7~15중량%, Nb: 0.1~1.0중량%, V:0.1~1.0중량%, Co: 0.1~0.3 중량%, Cu : 0.01~5중량%, Al:0.03중량% 이하, N: 0.01~0.25중량%, O: 0.001~0.008중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지는 것이 보다 바람직하다.

본 발명의 또 다른 측면인 고온강도가 우수한 스테인레스 강재를 제조하는 방법은 상술한 스테인레스 강재의 Nb, V 조성을 충족하고, 열간압연 및/또는 냉간압연된 강재를 1200℃ 이상으로 가열하는 단계; 및 상기 가열된 스테인레스 강재를 10℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따르면, 스테인레스 강재의 고온강도와 크리프 강도가 크게 향상되기 때문에 보다 큰 응력 작용하에서도 강재의 사용량을 절감할 수 있을 뿐만 아니라 내구성도 역시 향상시킬 수 있다는 효과를 얻을 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 오스테나이트 스테인레스의 강재의 고온강도와 크리프강도를 향상시키는 동시에 내식성을 해하지 않는 방법에 대하여 깊이 연구한 결과, 강재 내에 존재하는 Nb계 석출물을 보다 안정하게 형성시킬 경우에는 고온에서 응력이 작용하더라도 크리프현상이 발생하지 않도록 할 수 있을 뿐만 아니라, 고온강도도 향상시킬 수 있으며, 결정립의 피닝효과를 유지할 수 있다는 것을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.

즉, 본 발명은 Nb와 V를 첨가하는 오스테나이트계 스테인레스계 강재에서 상기 Nb 석출물이 안정적으로 형성할 수 있도록 V계 석출물의 석출조건을 제어하는 것을 그 특징으로 한다.

즉, 본 발명자들의 연구결과에 따르면 미세하게 분산된 Nb계 석출물은 일반 상온용 재료에서는 안정한 상으로서, 강도확보에 아주 유리하나 강재가 고온으로 가열될 경우에는 상술한 오스왈트 라이프닝 현상에 의해 조대화되고 집중화된 Nb 석출물로 바뀌어 강도나 크리프 강도 향상에 아무런 기능을 발휘하지 못하게 되는데, 상기 Nb 석출물과 강재사이의 계면에 작용하는 계면에너지를 최소화하여 Nb 석출물의 계면을 안정화 시킬 경우 Nb 석출물의 조대화를 최대한 억제시킬 수 있기 때문에 이러한 현상의 제어가 매우 중요하다.

본 발명에서는 이를 위하여 열간 및 냉간 가공 후 열처리 하는 과정에서 V 석출물을 Nb 석출물의 표면에 형성시킴으로써 상기 Nb 석출물이 안정화 되도록 한다. 즉, V 원자는 Nb 원자에 비하여 비교적 소형이기 때문에 Nb 석출물의 표면에 석출될 경우에는 Nb 석출물의 표면을 매우 안정하게 할 수 있다. 그러나, 처음 제조된 강재에서까지 V 석출물을 과다하게 형성시킬 경우에는 상기 V 석출물이 Nb 석출물의 표면에 형성되는 것이 아니라, 별도의 V 석출물로 형성되어 버릴 우려가 있고, 그러할 경우에는 고온에서 Nb 석출물에 석출될 V 소스(source)가 부족하게 되어 본 발명에서 의도하는 효과를 거두기 어렵다.

즉, 본 발명에서는 미사용된 상온의 오스테나이트계 스테인레스 강재에서는 상기 V 석출물이 다량형성되지 않되, 상기 V이 Nb 석출물 표면에 석출함으로써 Nb 석출물을 안정화시키는 역할을 하도록 한다. V 석출물이 Nb 석출물 표면에 석출하는 현상은 확실하지는 않으나 본 발명자들의 연구결과에 따르면, Nb 석출물과 스테인레스 강재 기지조직과의 사이에 공극이 발생하고 상기 공극이 발생된 부위는 적은 압력으로도 미세한 V 석출물이 석출되기 용이해지기 때문인 것으로 판단된다. 또한 고온 응력하에서는 기지에 고용되있는 잔류 V이 재석출 되어 크리프파단응력을 상승시킨다.

다만, 이러한 현상은 Nb와 V를 첨가하였다고 하여 언제나 발생하는 것은 아니며, 발생된다 하더라도 Nb 석출물이 고온에서 용해되지 않고 안정화될 수 있을 정도로 V 석출물이 충분히 석출하지 않을 수 있기 때문에, Nb 석출물이 안정화될 수 있는 적절한 조건을 찾을 필요가 있었다.

본 발명자들은 이러한 조건을 찾기 위하여 오스테나이트계 스테인레스 강재의 성분과 고온에서 응력이 작용하였을 경우의 석출물 성분의 변화를 관찰한 결과, 석출물을 형성하는 주된 성분인 Nb, V, C, N 이 하기의 수학식 1을 충족하는 것이 바람직하다는 것을 확인할 수 있었다.

(C/12+N/14)/(Nb/91+V/51) : 1.5~2.5

즉, 상기 Nb의 석출물은 주로 탄소와 질소와의 화합물인 탄화물, 질화물 또는 탄질화물의 형태를 가지는 것이 일반적이며, V의 석출물 역시 탄화물, 질화물 또는 탄질화물의 형태를 가질 수 있기 때문에 이들간의 관계를 적절히 제어할 경우에는 고온에서 응력이 작용할 때 Nb 석출물에 V 석출물이 생성될 수 있다. 본 발명에서는 상기 수학식 1에서 표현된 (C/12+N/14)/(Nb/91+V/51)를 간략히 '석출지수'라 부르기로 한다.

상기 석출지수의 값은 상기 수학식 1에서 나타낸 바와 같이 1.5~2.5의 범위를 가지는 것이 바람직한데, 그 값이 1.5 미만일 경우에는 탄소와 질소의 함량이 부족하여 석출물을 형성하기 곤란하고, 반면 2.5를 초과할 경우에는 잉여 Nb와 V량이 과다하기 때문에 투입되는 양에 비하여 충분한 석출물이 형성되기 곤란하기 때 문이다.

즉, 본 발명의 고온강도가 우수한 스테인레스 강재는 (C/12+N/14)/(Nb/91+V/51) 값이 1.5~2.5의 범위를 충족하는 오스테나이트계 스테인레스 강재인 것이다.

상기와 같은 조건을 가지는 스테인레스 강재는 미세하게 분산된 Nb 석출물이 안정화되어 고온에서도 충분한 석출강화 효과를 얻을 수 있으며 그에 따라 고온강도와 고온 크리프 강도가 매우 우수하다. 뿐만 아니라, Nb 석출물에 의한 결정립 성장 억제(pinning) 효과 또한 기대할 수 있어 미세 결정립에 따른 고온 내식성까지 효과적으로 확보가능할 것이다. 결정계면을 통하여 내식성 확보에 필요한 Cr이 표면까지 확산된다는 것이 일반적인 견해이므로, 결정립이 미세화되면 충분한 내식성도 확보할 수 있는 것이다.

상술한 바와 같이 본 발명의 주요한 특징 중의 하나가 우선 Nb 석출물을 형성시킨 후에 V 석출물이 Nb 석출물에 석출되도록 하는 것이기 때문에 우선 충분한 Nb의 석출물이 형성되는 조건을 설정할 필요가 있다. 충분한 Nb 석출물이 형성되기 위해서는 상기와 같은 조건 이외에도 Nb의 함량을 추가로 한정하는 것이 바람직한데, 본 발명의 발명자들의 연구결과에 따르면, 상기 Nb는 강재 중에 0.1중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, Nb의 함량이 과다하게 높을 경우에는 석출물 이 지나치게 조대화되어 오히려 강재의 물성에 악영향을 미칠 수 있기 때문에 상기 Nb 함량의 상한은 1.0중량%로 정한다. 따라서, 본 발명의 스테인레스 강재에 포함되는 Nb의 바람직한 함량은 0.1~1.0중량%이다.

또한, 상기 고온강도가 우수한 스테인레스 강재는 열간 및 냉간가공 후 용체화 열처리하는 과정에서 Nb 석출물 주위로 V 석출물이 형성됨으로써 안정한 Nb석출물을 만들고, 고온의 크리프 조건에서 200MPa의 응력을 1200시간 동안 지속적으로 가한 고온 크리프 시험을 적용한 후에는 기지에 고용되어 있는 잔류V이 석출물로 형성되어 크리프 강도를 향상시키는 것을 추가적인 특징으로 한다. 즉, 고온 크리프 시험 전에는 상기 Nb 석출물에 대한 EDAX 성분 분석시 V의 함량이 원자분율로 Nb의 10% 이하의 비를 가지나, 200MPa의 인장 응력을 1200시간 이상 가한 고온 크리프 시험 후에는 상기 서술된 석출물 중 V의 함량이 원자분율로 Nb의 15% 이상 포함되도록 추가적인 V가 석출되는 것이 더욱 바람직하다.

상기와 같은 성분상의 특징을 가진다면 어떠한 스테인레스 강재라도 본 발명의 범주에 포함될 수 있다. 즉, 본 발명은 상기와 같은 관계식의 범주를 이용하여 Nb 고온 크리프시 Nb 석출물을 안정화시키는 것에 가장 큰 특징을 가지는 것으로서 이를 이용하는 오스테나이트계 스테인레스 강재라면 모두 본 발명의 범주에 해당하는 것이다.

다만, 기본적인 강도는 스테인레스강의 성분계에 의해 결정되는 것이므로 상기 조건은 기본적인 강도 조건이 충족될 때 보다 효과를 발휘할 수 있다. 본 발명의 발명자들이 거듭된 연구를 통하여 발견한 보다 바람직한 본 발명의 유리한 스테인레스 강재 조성은 C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, W, Cu, Al, Co, Nb, V, N 등을 다음과 같은 함량범위로 첨가하는 것을 특징으로 한다. 이하, 스테인레스 강재의 성분계에 대하여 간략히 설명한다.

C: 0.01-0.1중량%

상기 C는 고온용 오스테나이트계 스테인레스 강에서 필요한 고온 인장강도, 고온 크리프 강도를 확보하는데 매우 유용한 원소이므로 0.01중량% 이상은 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, C의 함량이 과다할 경우에는 Cr과 결합하여 Cr₂₃C₆와 같은 탄화물을 형성하게 되는데 그러할 경우에는 상기 탄화물 주위에 Cr이 부족한 Cr 결핍층이 형성되게 되어 내식성 확보에 불리할 뿐만 아니라 용접성까지 저하시키므로 바람직하지 않다. 따라서, 상기 C 함량의 상한은 0.1중량%로 정한다.

Si: 0.1-0.9중량%

상기 Si는 탈산원소로서뿐만 아니라 강재의 수증기에 의한 산화를 방지하는데 유용한 것으로서 약 0.1중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, Si 함량이 과다할 경우에는 강의 가공성이 나빠지기 때문에 상기 Si의 함량은 0.9중량% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.1~2중량%

상기 Mn은 강 중에 포함되는 불순물인 S와 결합하여 MnS를 형성하여 강의 열간가공성을 향상시키지만, 반대로 과다하게 첨가할 경우에는 오히려 가공성이 열화되고 용접성도 저하하므로 상기 Mn의 범위는 0.1~2중량%인 것이 바람직하다.

Cr: 15~22중량%

Cr은 강재의 내식성 특히, 고온 내식성을 향상시키는 원소이므로 15중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 Cr의 함량이 과다할 경우에는 오히려 오스테나이트계 조직이 불안정화 되고 이를 보완하기 위하여 과량의 Ni가 함께 첨가되어 강재의 제조원가가 증가하게 되므로 상기 Cr은 22중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

Ni: 7~15중량%

Ni는 오스테나이트 조직을 안정화시키는 원소이며, 내식성의 확보에도 중요한 원소이다. 또한, 상기 Cr가 오스테나이트 조직에 미치는 영향을 상쇄하여 오스테나이트계 조직을 얻기 위해서는 상기 Ni는 7중량% 이상을 첨가할 필요가 있다. 그러나, Ni를 과다하게 첨가할 경우에는 더 이상의 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라 강재의 제조원가를 불필요하게 상승시키므로 상기 Ni함량은 15중량% 이 하로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.1~1.0중량%

상술한 바와 같이 Nb는 강재 내에 석출하여 고온 강도 및 고온 크리프 강도를 향상시키는 역할을 하는 원소이므로 0.1중량% 이상은 첨가할 필요가 있다. 그러나, Nb의 함량이 과다할 경우에는 석출물이 조대화될 우려가 있으므로 상기 Nb는 1.0중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

V:0.1~1.0중량%

상기 V는 본 발명에서 또 하나의 중요한 원소로서, 강재가 열간에서 응력을 받을 때 Nb 석출물 표면에 석출하여 석출물을 형성함으로써 Nb 석출물을 안정화 시키는 원소이다. 그러므로, 이러한 영향을 얻기 위해서는 상기 V는 0.1중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, V 의 함량이 과다할 경우에는 역시 석출물의 입도가 증가하여 조대한 석출물이 형성되게 되므로 상기 V는 1.0중량% 이하 첨가되는 것이 바람직하다.

Co : 0.1~0.3 중량%

상기 Co는 고용강화원소로서 강재의 강도를 향상시키는데 기여를 하므로 0.1중량% 이상은 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 과다하게 첨가할 경우에는 더이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라, 합금원소 첨가에 따른 원가 상승의 부담이 있을 수 있으므로 상기 Co 함량의 상한은 0.3중량%로 한다.

Cu : 0.01~5중량%

상기 Cu는 강재의 강도를 확보하는데 유용한 원소이므로 본 발명에서는 0.01중량% 이상 첨가한다. 그러나, Cu를 과량 첨가할 경우에는 강도, 인성 등에 악영향을 미칠 수 있으므로 그 함량의 상한은 5중량%로 제한한다.

Al:0.03중량% 이하

상기 Al은 탈산제로는 유용한 원소이나, 경질 개재물을 다량 생성시키는 것이 바람직하기 때문에 가급적 첨가하지 않는 것이 바람직하다. 그러나, 너무 엄격하게 그 투입량을 제한하면 제강과정에 부담을 줄 수 있으므로 상기 Al 함량의 상한은 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 효과적이다.

N: 0.01~0.25중량%

상기 N은 Nb나 V와 반응하여 질화물 또는 탄질화물을 형성하는 것으로서 석출강화에 의해 강재의 고온강도 및 고온 크리프 강도를 확보하는데 유용한 원소이다. 따라서, 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 N은 0.01중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 N이 너무 과다하게 첨가될 경우에는 조대한 질화물, 특히 괴상의 질화물이 형성되어 강을 취약하게 할 우려가 있으므로 상기 N은 0.25중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다

O: 0.001~0.008중량%

상기 O는 탈산 원소등과 미세한 탈산 생성물을 형성하여 다른 석출물이 생성하는 핵생성 자리를 제공하는 원소이다. 그러나 상기 O가 과다하게 첨가될 경우 대형 산화물계 개재물이 다량 형성되어 강의 물성을 저하시키므로 상기 O는 0.001~0.008중량% 첨가되는 것이 바람직하다.

상기와 같은 첨가 원소 이외의 잔부는 철이며 일부 불가피하게 불순물이 포함될 수 있다.

따라서, 보다 바람직한 스테인레스 강재는 C: 0.01-0.1중량%, Si: 0.1-0.9중량%, Mn: 0.1~2중량%, Cr: 15~22중량%, Ni: 7~15중량%, Nb: 0.1~1.0중량%, V:0.1~1.0중량%, Co : 0.1~0.3 중량%, Cu : 0.01~5중량%, Al:0.03중량% 이하, N: 0.01~0.25중량%, O: 0.001~0.008중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 바람직한 스테인레스 강재의 조성에 더하여 강재의 강도를 향상시키기 위하여 W, Mo 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 더 첨가할 수도 있다. 다만 과량 첨가할 경우에는 강재의 인성, 연성 또는 가공성에 악영향을 미치기 때문에 상기 W 및 Mo는 각각 0.05~3중량% 및 0.05~3중량%의 함량을 가지는 것이 바람직하다.

상기 본 발명의 강재에 포함되는 불가피한 불순물 중 대표적인 것으로는 P와 S를 들 수 있는데, 상기 P와 S는 강재의 특성을 저하시키기 때문에 가급적 저하시키는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 불순원소를 과도하게 제한할 경우 제강과정 등의 부하를 초래할 수 있기 때문에 이를 감안하여 이들 원소들의 함량은 0.040중량% 이하로 제한한다.

상기한 본 발명의 스테인레스 강재는 통상의 스테인레스 강재의 생산방법으로 제조하여도 내식성은 물론이고 높은 고온강도와 고온 크리프 강도를 가지는 스테인레스 강재를 얻을 수 있다. 다만, 강재의 고온강도와 고온 크리프 강도를 보다 효율적으로 얻기 위해서는 하기하는 방식으로 스테인레스 강재를 열처리하여 제조하는 것이 보다 바람직하다.

이하, 스테인레스 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.

즉, 본 발명의 스테인레스 강재의 제조방법은 통상의 방법으로 열간압연 및/또는 냉간압연된 강재를 1200℃ 이상으로 가열하는 단계와 상기 가열된 스테인레스 강재를 10℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하까지 냉각하는 것을 특징으로 한다. 각 단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.

가열온도 : 1200℃ 이상

스테인레스 강재는 1200℃ 이상의 온도로 가열되는 것이 바람직하다. 상기 가열 온도는 V 석출물을 용해하여 향후 Nb 석출물의 표면에 보다 용이하게 석출되도록 하기 위함으로써 이러한 효과를 감안한다면 상기 가열온도는 1200℃ 이상인 것이 바람직하다. 강재가 변형되거나 용융되지 않은 이상 상기 가열온도의 상한을 굳이 정할 필요는 없으나, 강재를 가열하는데 필요한 에너지 비용과 결정립이 과도하게 성장하는 것을 감안한다면 상기 가열온도는 1300℃ 이하로 한정하는 것이 보다 바람직하다.

냉각속도 : 10℃/s 이상

스테인레스 강재를 상기 온도 이상으로 가열하여 V 석출물을 모두 재용해시킨다 하더라도 이후의 냉각단계에서 냉각속도가 너무 느릴 경우에는 다시 조대한 V석출물이 형성될 수 있다. 따라서, 이를 방지하기 위해서는 냉각속도는 10℃/s 이상인 것이 바람직하다. 상기의 영향을 고려한다면 상기 냉각속도의 상한은 특별히 정할 필요가 없으나, 과도한 냉각으로 강재의 비틀림이 발생할 수 있으므로 이를 고려한다면 상기 냉각속도는 100℃/s 이하로 제한하는 것이 보다 바람직하다.

냉각종료 온도 : 500℃ 이하

냉각을 너무 높은 온도에서 종료해 버리면 V 석출물이 다량 재생성되어 버릴 우려가 있다. 따라서, 상기 냉각은 적어도 500℃ 이하에서 종료될 필요가 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명의 스테인레스 강재를 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 구체화하여 예시하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 조성으로 스테인레스 강재를 용해하고 주조한 후 통상의 방법으로 열간압연 및 냉간압연한 후 1200℃의 온도에서 30분간 가열하고 100℃의 온도까지 100℃/s의 냉각속도로 냉각한 열처리를 실시하여 시험편을 제조하였다.

	C	Si	Mn	Cr	Ni	Mo	W	Cu	Al	Co	Nb	V	N	석출 지수
비교강1	0.06	0.27	0.48	18.4	9.47	0.46	-	2.95	0.0274	0.212	0.282	0.1	0.14	2.96
발명강1	0.05	0.30	0.5	18.6	9.33	0.46	-	3	0.0144	0.202	0.3	0.305	0.16	1.68
발명강2	0.07	0.27	0.48	18.4	9.47	0.46	-	2.95	0.0274	0.212	0.282	0.286	0.19	2.23
발명강3	0.06	0.3	0.49	19	9.35	0.44	-	3	0.015	0.202	0.297	0.29	0.24	2.47
비교강2	0.07	0.3	0.48	18.3	9.46	0.48	-	-	0.0047	0.196	0.3	0.288	0.14	1.77
비교강3	0.05	0.3	0.5	18.7	9.35	0.45	-	2.9	0.0117	0.203	0.298	0.515	0.13	1.01
비교강4	0.06	0.28	0.5	18.7	9.35	0.44	-	3	0.01	0.202	0.306	0.488	0.19	1.44
발명강4	0.07	0.3	0.49	18.8	9.36	0.45	-	3	0.0151	0.201	0.309	0.518	0.25	1.75
비교강5	0.06	0.3	0.5	18.2	9.5	0.48	-	-	0.0065	0.201	0.306	0.518	0.16	1.22
비교강6	0.08	0.32	0.49	19	9.4	-	0.5	3	0.0781	0.214	0.302	0.507	0.24	1.80
비교강7	0.08	0.26	0.8	19	8.5	0.4	0.08	2.9	-	0.136	0.5	0.07	0.12	2.22
비교강8	0.047	0.44	1.44	17.4	9.12	0.19	0.02	0.479	0.0058	0.14	0.05	0.05	0.017	3.35

상기 표 1에서 확인할 수 있듯이, 비교강2는 Cu 함량이 본 발명에서 부족한 경우를, 비교강6은 Al 함량이 부족한 경우를, 그리고 비교강7, 8은 V 함량이 부족한 경우를 나타낸다. 또한, 비교강1, 3, 4 및 5는 성분계는 본 발명에서 제안하는 보다 바람직한 오스테나이트계 스테인레스 강재의 조성을 충족하고 있지만 석출지수가 본발명에서 규정하는 범위인 1.5~2.5의 범위를 벗어나는 것을 나타낸다.

또한, 발명강1, 2, 3 및 4는 모두 상기 석출지수를 모두 충족할 뿐만 아니라 본 발명에서 규정하는 보다 바람직한 조성을 모두 충족하는 강재이다.

상기 강재에 대하여 고온 인장시험과 크리프 시험을 실시하였다. 표 2에 고온 인장시험과 크리프 시험의 조건 및 그에 따른 결과를 함께 기재하였다. 크리프시험은 700℃의 분위기에서 고하중인 350MPa에서 200MPa까지 여러가지 하중에서 실험을 하였다. 표 2에 기재된 강도의 단위는 모두 MPa 임에 유의할 필요가 있다.

구분	상온(RT)	500	600	700	3000시간 (creep)
비교강1	641.23	490.43	456.418	399.14	167.9
발명강1	669.7	522.74	479.29	421.72	183.68
발명강2	692.21	530.35	487.017	438.78	173
발명강3	714.14	536.28	513.152	463.82	203.58
비교강2	690.24	521.78	476.15	413.21	146.73
비교강3	656.15	514.91	476.159	433.77	166.7
비교강4	678.39	520.24	507	425.36	170.8
발명강4	683.39	539.4	516.43	462.84	172
비교강5	710.77	515.49	469.84	426.46	149.12
비교강6	682.04	516.57	503.79	449.24	166.9
비교강8	663	456.64	409.22	325.46	63.28

상기 표 2에서 확인할 수 있듯이, 비교강1을 제외한 각 강종의 상온강도는 발명강과 비교강 사이에 큰 차이가 없었으나, 고온으로 가열할 수록 상당히 큰 차이가 발생한다. 그 특히, V 함량이 부족한 비교강8은 고온강도 및 고온 크리프 강도가 상당히 부족한 것으로 나타났는데, 이는 Nb 석출물의 재용해 현상을 방지하지 못하기 때문에 Nb 석출물에 의한 석출강화 효과를 더이상 얻기 힘들었기 때문인 것으로 판단되었다. 또한, 석출지수가 부족하였던 비교강 1, 3, 4 및 5는 성분계는 바람직한 범위에 해당되나 석출강화 효과를 충분히 얻을 수 없었기 때문에 높은 고온강도 및 크리프 강도를 얻었을 없었으며, 나머지 비교강 역시 고온 물성이 충분하지 아니함을 발견할 수 있었다.

이러한 점은 도 1 및 도 2에 나타낸 상기 비교강1과 발명강1 사이의 입자 크기 분포를 통해서도 알아볼 수 있다. 도 1은 상술한 열처리 후 석출물 입자의 크기별로 분포 빈도를 비교한 그래프로서, (a)는 비교강1의 입도별 빈도분포를, (b)는 발명강2의 입도별 빈도분포를 나타낸다. 또한, 도 2는 석출물 입자의 크기분포별로 점하는 부피 비율을 나타낸 것으로서, (a)는 비교강1의 입도별 체적분포를, (b)는 발명강2의 입도별 체적분포를 나타낸다.

각 도면에서 확인할 수 있듯이, 비교강1은 가장 작은 석출물 입자라 하여도 그 입도가 대부분 100nm를 초과하는데 반하여 본 발명의 조건을 충족하는 발명강1은 그 최소 입도가 10nm 정도이며 최대 빈도를 가진 입자의 입도 역시 도 1(b)에서 확인할 수 있듯이 10~20nm 범위에서 결정됨을 알 수 있다. 이는 최대 빈도 입도가 200nm 정도인 비교강1에 비하여 매우 미세한 입자가 다량 분포될 수 있다는 것을 의미한다. 따라서, 본 발명에 따르면 내부에 미세한 석출물이 분산분포되어 고온 강도 및 고온 크리프 특성을 향상시킬 수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

열처리시 Nb 석출물 주위에 V 석출물이 형성되는 현상을 확인하기 위하여 상기 발명강2의 열처리(상술한 조건의 열처리)후 내부에 존재하는 석출물을 관찰한 사진과 크리프 시험을 수행한 이후 내부에 존재하는 석출물을 관찰한 사진과 전자현미경(EDAX) 성분분석결과를 각각 도 3과 도 4에 나타내었다. 도 3과 도 4에서 (a)는 각 부위를 관찰한 전자현미경 사진을, (b)는 (a)에서 1번으로 표시된 석출물에 대한 EDAX 결과를, (c)는 (a)에서 2번으로 표시된 석출물에 대한 EDAX 결과를 나타낸다. 도면에서 확인할 수 있듯이, 열처리 후에는 V 석출물의 함량이 원자기준으로 Nb 석출물의 10% 미만임에 비하여 열처리 후에는 V 석출물의 함량이 Nb 석출물의 원자함량에 비하여 15% 이상이었다. 따라서, 크리프 시험시 Nb 석출물의 주위로 V 석출물이 다량 형성될 수 있음을 확인할 수 있었다.

도 1은 상기 고온 크리프 시험 이후의 석출물 입자의 크기 별로 분포 빈도를 비교한 그래프로서, (a)는 비교강1의 입도별 빈도분포 그래프, (b)는 발명강2의 입도별 빈도분포 그래프,

도 2는 석출물 입자의 크기분포별로 점하는 부피 비율을 나타낸 것으로서, (a)는 비교강1의 입도별 체적분포 그래프, (b)는 발명강2의 입도별 체적분포 그래프,

도 3은 비교강1의 내부에 존재하는 석출물을 관찰한 결과로서, (a)는 각 부위를 관찰한 전자현미경 사진, (b)는 (a)에서 1번으로 표시된 석출물에 대한 EDAX 결과, (c)는 (a)에서 2번으로 표시된 석출물에 대한 EDAX 결과, 그리고

도 4는 발명강2의 내부에 존재하는 석출물을 관찰한 결과로서, (a)는 각 부위를 관찰한 전자현미경 사진, (b)는 (a)에서 1번으로 표시된 석출물에 대한 EDAX 결과, (c)는 (a)에서 2번으로 표시된 석출물에 대한 EDAX 결과이다.

Claims

C: 0.01-0.1중량%, Si: 0.1-0.9중량%, Mn: 0.1~2중량%, Cr: 15~22중량%, Ni: 7~15중량%, Nb: 0.1~1.0중량%, V:0.1~1.0중량%, Co : 0.1~0.3 중량%, Cu : 0.01~5중량%, Al:0.03중량% 이하, N: 0.01~0.25중량%, O: 0.001~0.008중량%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 조성을 가지고,

하기 관계식으로 표시되는 석출지수가 1.5~2.5인 것을 특징으로 하는 고온강도가 우수한 스테인레스 강재.

[관계식]

석출지수 = (C/12+N/14)/(Nb/91+V/51)

단, 여기서 상기 C, N, Nb, V는 각각 해당성분의 함량(중량%)를 의미한다.
삭제
제 1 항에 있어서, 강재를 사용하기 전 석출물 중 V의 함량이 원자분율로 Nb의 10% 이하인 것을 특징으로 하는 고온 강도가 우수한 스테인레스 강재.
삭제
제 1 항의 조성을 충족하고, 열간압연, 냉간압연 또는 열간압연 후 냉간압연된 강재를 1200℃ 이상으로 가열하는 단계; 및

상기 가열된 스테인레스 강재를 10℃/s 이상의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고온강도가 우수한 스테인레스 강재의 제조방법.