KR102153186B1 - 상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 다양한 산업현장, 자동차용 강판 등으로 적용할 수 있는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법 {AUSTENITIC STEEL PLATE HAVING CORROSION RESISTANCE AT ROOM TEMPERATURE AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 다양한 산업현장, 자동차용 강판 등으로 적용할 수 있는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 상온 내식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
기존 고망간 TWIP(TWinning Induced Plasticity)강은 조직 내에 쌍정(Twin)을 형성(Twinning 현상)함으로써 우수한 강도의 확보가 가능하며, 모재는 오스테나이트 상을 가짐으로 다른 강종 대비 연성을 우수하게 확보할 수 있다.
그런데, 고망간 TWIP강은 망간(Mn)을 높은 함량으로 함유함에 따라 강 표층에서 파고드는 형태의 불균일한 부식현상인 구멍 또는 공공 부식 (pitting corrosion)이 나타난다. 이러한 거동은 강의 부식에 촉매역할을 하는 염화물이 존재하는 환경에서 더욱 가속화되므로, 고망간 TWIP강은 상온의 부식 환경에서 내부식성이 매우 취약한 단점이 있다. 이러한 문제로 기계적 물성이 우수함에도 불구하고, 실제 산업현장, 자동차용 강판 등에 적용하는데에 많은 제한이 있다.
염화물을 포함하는 환경에서의 낮은 내부식성은 강재의 신뢰도에 직접적인 관련이 있으며, 실사용에 있어서 강재의 수명을 감소시키는 문제가 있으나, 현재까지 고망간 TWIP강의 상온 부식환경에서 내부식성을 향상시킬 수 있는 획기적인 방안에 대해서는 제안된 바 없다.
따라서, 고망간 TWIP강을 실제 환경에 유리하게 사용할 수 있도록 상온 내부식성을 향상시킬 수 있는 방안의 개발이 요구되고 있는 실정이
한국 공개특허공보 제10-2008-0060056호
본 발명의 일 측면은, 고망간 TWIP강을 제공함에 있어서, 상온의 부식환경에서 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.4~1.0%, 망간(Mn): 15~20%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.5~3.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Al과 Cr은 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직으로 평균 결정립 크기가 5~10㎛인 오스테나이트 단상조직인 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재를 제공한다.
[관계식 1]
1.5 < (Al+Cr) ≤ 3.5 (여기서, 각 원소와 단위는 중량 함량이다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 [관계식 1]을 만족하는 열연강판을 준비하는 단계; 상기 열연강판을 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연 후 850~950℃에서 10~20분간 열처리하는 단계; 및 상기 열처리 후 상온까지 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 열처리시 승온속도와 냉각시 냉각속도는 초당 5~30℃인 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고망간 TWIP강이 가지는 강도 및 연성의 우수성뿐만 아니라, 상온 부식환경에서 우수한 내부식성 특성을 가지는 강재를 제공할 수 있다.
본 발명의 강재는 종래 부식환경에서 고망간 TWIP강의 사용 한계를 극복할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 고망간 강재의 미세구조를 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 고망간 강재의 X-선 회절 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 고망간 강재의 전류 밀도를 측정한 결과를 나타낸 것이다 (부식환경에 노출시킨 후 측정).
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 고망간 강재의 표면 상태를 전자주사현미경(SEM)으로 측정한 결과를 나타낸 것이다 (부식환경에 노출시킨 후 측정).
고망간 TWIP강은 기계적 물성을 우수하게 가짐에도 불구하고, 다량의 망간(Mn)에 의해 형성되는 부식현상(예를들어, 구멍 또는 공공부식 등)에 의해 부식환경에서 내부식성이 취약한 문제로부터 그 사용이 크게 제한되는 되는 단점이 있다. 특히, 고망간 TWIP강은 Cl-이온이 함유된 환경에서 내부식성이 매우 열악하다고 알려져 있다.
이에, 본 발명자들은 고망간 TWIP강의 기계적 물성은 그대로 유지하면서도 상온의 부식환경에서 내부식성을 크게 향상시킬 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강의 합금조성과 제조조건을 최적화하는 것으로부터 부식생성물에 의한 균열을 억제하여 외부 부식 인자가 침입하는 것을 효과적으로 차단할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명은 TWIP강 조직에 영향을 미치지 않으면서 상온 내부식성의 향상이 가능한 합금원소를 최적화하여 부식생성물에 의한 표면 균열을 최소화한 오스테나이트계 강재를 제공함에 기술적 의의가 있다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.4~1.0%, 망간(Mn): 15~20%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.5~3.0%를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강재의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.4~1.0%
탄소(C)는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소이므로, 그 첨가량이 증가할수록 오스테나이트 상의 형성에 유리하다. 다만, 이러한 C의 함량이 0.4% 미만에서는 변형시 α'(알파다시)-마르텐사이트상이 형성되므로 가공시 크랙이 발생하고, 연성이 낮아지는 단점이 있다. 반면, C의 함량이 0.7%를 초과할 경우에는 전기저항이 증가하여 전기저항을 이용하여 용접하는 3겹 점용접시 용접성이 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 C를 0.4~0.7%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.5% 이상으로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 15~20%
망간(Mn)은 상기 탄소(C)와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는데 필수적인 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 15% 미만이면 성형성을 해치는 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 생성되어 강도는 증가하지만 연성이 급격히 감소하고, 가공경화율도 적다. 반면, Mn의 함량이 20%를 초과할 경우에는, 쌍정(twin)의 생성이 억제되어 강도는 증가하지만 연성이 감소하고, 전기저항이 증가하여 용접성이 저하된다. 뿐만 아니라, Mn의 첨가량이 증가할수록 열간압연시 크랙 발생이 잘 일어나고, 제조원가가 증가하여 경제적인 측면에서 불리하다.
따라서, 본 발명에서는 Mn을 15~20%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 17~19%로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.5~3.0%
알루미늄(Al)은 통상적으로 강의 탈산을 위한 목적으로 첨가되지만, 본 발명에서는 연성 향상 및 내부식성 향상을 위하여 첨가한다. 즉, Al은 페라이트 상의 안정한 원소이지만, 강의 슬립면에서 적층결함에너지(Stacking Fault Enegy)를 증가시켜 ε(입실론)-마르텐사이트 상의 생성을 억제하여 연성 및 내부식성을 향상시킨다. 또한, Al은 Mn의 첨가량이 낮은 경우에도 ε-마르텐사이트 상의 생성을 억제하기 때문에 Mn의 첨가량을 최소화하면서 가공성을 향상시키는데 큰 기여를 한다.
이러한 Al의 함량이 0.5% 미만이면 ε-마르텐사이트 상이 생성되어 강도는 증가하지만, 연성이 급격히 감소할 우려가 있으며, 내부식성 향상 효과도 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 변형메커니즘이 쌍정에서 전위이동을 수반하는 거동으로 변하게 되어 쌍정의 발생을 억제하여 연성을 감소시키고, 연속주조시 주조성을 나쁘게 하며, 열간압연시 강판 표면의 산화가 다량 발생하여 제품의 표면품질을 저하시킨다.
따라서, 본 발명에서는 Al을 0.5~3.0%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 0.5~3.0%
크롬(Cr)은 강의 강도를 향상시키는데에 유리하며, 본 발명에서는 부식생성물에 의한 크랙 등을 최소화하기 위하여 첨가한다. 특히, 상기 Cr은 상기 Al과 복합첨가시 표층에 생성된 부식생성물의 구조를 치밀화하며, 표면에서의 균열(균열의 크기) 발생을 저감함으로써 외부 부식인자의 추가적인 침입을 억제하는 동시에, 모재에서의 부식 진행을 억제하는 효과가 있다.
이러한 Cr의 함량이 0.5% 미만이면 강의 내부식성 효과를 충분히 얻을 수 없고, 반면 3.0%를 초과하게 되면 변형메커니즘이 쌍정에서 ε-마르텐사이트 변태거동으로 변화하여 오스테나이트 유지에 필요한 적층결함에너지의 확보가 어려워져 오스테나이트 안정성에 악영향을 미치며, 이에 따라 의도하는 기계적 물성 특히, 연성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Cr을 0.5~3.0%로 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 상술한 바에 따라 합금조성을 가짐에 있어서, 상기 Al과 Cr은 그 함량 합이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
즉, 상기 Al과 Cr을 함량 합으로 1.5% 이하로 첨가하게 되면 쌍정(twin)을 형성할 수 있는 적층결함에너지를 충분히 높일 수 없을 뿐만 아니라, 내부식성을 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량 합이 3.5를 초과하게 되면 변태 거동(deformation mechanism)이 쌍정에서 전위를 수반한 변형으로 바뀌게 되므로 쌍정의 발생이 억제되고, 오스테나이트 조직의 안정성과 더불어 물성을 유지하게 어려워진다.
[관계식 1]
1.5 < (Al+Cr) ≤ 3.5 (여기서, 각 원소와 단위는 중량 함량이다.)
상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 본 발명의 강재는 미세조직으로 오스테나이트 단상조직을 포함하며, 상기 오스테나이트의 평균 결정립 크기가 5~10㎛인 것이 바람직하다.
미세조직의 평균 결정립 크기가 10㎛를 초과하게 되면 목표로 하는 강도 및 연성을 확보하는데에 어려움이 있으며, 강도 확보를 위해서는 평균 결정립 크기가 작을수록 유리하나 작업상의 한계로 그 하한을 5㎛로 제한할 수 있다.
상술한 합금조성 및 미세조직을 가지는 본 발명의 강재는 20~30mJ/m2의 적층결함에너지를 가질 수 있다. 상기 적층결함에너지는 통상의 성분 관계식에 의해 도출할 수 있으며, 상기 성분 관계식은 다음과 같다.
[성분 관계식]
SFE (mJ/m2) = 1.6Ni - 1.3Mn + 0.06Mn2 - 1.7Cr + 0.01Cr2 + 15Mo - 5.6Si + 1.6Cu + 5.5Al - 60(C + 1.2N)1/2 + 26.3(C + 1.2N)(Cr + Mn + Mo)1/2 + 0.6[Ni(Cr + Mn)]1/2
[여기서, 각 원소는 중량%를 의미함]
더불어, 본 발명의 강재는 염화물 환경(염화이온을 포함하는 부식환경)에서 부식생성물에 의한 표면 균열의 크기가 면적분율 5% 미만이고, 단면부 균열 두께가 20㎛ 이하인 특징을 가질 수 있다. 이때, 상술한 부식특성은 염화물 환경에서 24시간 노출시를 기준으로 하며, 단면부는 강재를 두께 방향으로 절단함으로써 관찰할 수 있다.
기존의 고망간 TWIP강은 상온 부식환경에 노출시 부식생성물에 의한 표면 균열의 크기가 면적분율 35% 이상으로 매우 열위한 반면, 본 발명의 강재는 동일한 환경에서 표면 균열의 크기가 크게 줄어들었는 바, 상온 부식환경에서 내부식성이 우수함을 알 수 있다.
이와 같이, 부식생성물에 의한 표면 균열의 크기가 크게 줄어듬에 따라, 외부 부식인자가 추가로 침입할 수 있는 경로를 차단하는 효과뿐만 아니라, 부식생성물이 추가로 성장하는 현상, 강재가 추가로 산화되는 현상을 억제하는 효과를 얻을 수 있다.
나아가, 본 발명의 강재는 기존 고망간 TWIP강 대비 부식에 의해 강재가 침식되는 현상을 70% 이상 저감할 수 있다.
즉, 본 발명은 제시한 합금조성만으로 안정한 오스테나이트 상을 확보하는 동시에 적층결함에너지를 높임으로써 강도 및 연성을 우수하게 확보할 수 있을 뿐만 아니라 상온 부식환경에서 뛰어난 내부식성을 가진다 할 것이다.
이하에서는, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명은 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강괴 또는 연주 슬라브를 가열하여 균질화 처리한 후, 열간압연 및 권취 공정을 거쳐 열연강판을 제조할 수 있다. 이후, 상기 열연강판을 냉간압연 및 열처리와 같은 일련의 공정을 거쳐 냉연강판을 제조할 수 있다. 본 발명에서는 상기 강괴 또는 연주 슬라브를 슬라브로 총칭한다.
이하, 각각의 제조조건에 대하여 구체적으로 설명한다.
[슬라브 가열]
상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 슬라브를 가열하여 균질화 처리할 수 있으며, 이때 1050~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 가열시 온도가 1050℃ 미만이면 후속 열간압시 온도확보가 어려워 압연하중이 증가하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 결정입도가 증가하고, 표면 산화가 발생하여 강도의 감소 및 표면이 열위하는 문제가 있다. 또한, 슬라브의 주상정입계에 액상막이 생성되므로 열간압연시 균열이 발생할 우려가 있다.
따라서, 상기 가열은 1050~1300℃에서 행할 수 있다.
[열간압연]
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 850~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 온도가 850℃ 미만이면 압연 하중이 높아져 압연기에 무리가 갈 뿐만 아니라, 강 내부 품질이 저하될 우려가 있다. 반면, 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 압연시 표면 산화가 발생하는 문제가 있다.
따라서, 상기 마무리 열간압연은 850~1000℃에서 행할 수 있다.
[권취]
상기 열간압연하여 얻은 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 700℃ 이하에서 행할 수 있다.
상기 권취시 온도가 700℃를 초과하게 되면 열연강판 표면에 두꺼운 산화막과 내부 산화가 발생할 수 있으며, 이는 산세 과정에서 산화층의 제거를 어렵게 하는 문제가 있다. 상기 권취시 하한 온도에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 열연강판에 냉각수를 분사하여 권취 온도를 확보하는 경우 설비 사양을 고려하여 200℃로 한정할 수 있다.
[냉간압연]
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 50~60%의 냉간압하율로 압연을 행할 수 있다.
상기 냉간압연은 강판의 형상 및 두께를 제어하기 위하여 행해지며, 이때 압하율이 너무 낮으면 제품의 강도가 저하되므로, 이를 고려하여 50% 이상의 냉간압하율로 행할 수 있다. 냉간압하율이 높을수록 강도 확보에는 유리하나, 압연기의 부하가 과도하게 증가하므로, 상기 냉간압하율을 60% 이하로 제한할 수 있다.
한편, 상기 냉간압연을 행하기에 앞서 열연강판 표면에 형성된 산화물을 제거하는 산세 공정을 거칠 수 있으며, 상기 산세 공정은 통상의 조건에 의하여 행할 수 있는 바, 그 조건에 대하여 특별히 한정하지 아니한다.
[열처리 및 냉각]
본 발명에서는 상기에 따라 제조된 냉연강판을 열처리 및 냉각을 행할 수 있으며, 이로부터 의도하는 미세조직을 가지는 강재를 얻을 수 있다.
상기 열처리는 완전히 풀림상태(fully-annealed)의 오스테나이트 조직을 얻기 위하여 850~950℃의 온도범위에서 10~20분간 행하는 것이 바람직하다.
상기 열처리 온도가 850℃ 미만이거나 열처리 시간이 10분 미만이면 풀림상태(fully-annealed)의 오스테나이트 조직이 불충분하게 형성될 우려가 있으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하거나 20분을 초과하여 행하게 되면 결정립이 과도하게 성장할 뿐만 아니라, 강 표면에 산화물이 형성되는 문제가 있다.
또한, 상술한 바에 따라 열처리를 완료한 후에는 상온까지 냉각을 행하여 평균 결정립 크기가 5~20㎛인 조직을 형성할 수 있다.
본 발명은 합금조성으로 C, Mn 이외에 페라이트 안정화에 영향을 미치는 원소인 Al과 Cr을 일정량 이상으로 함유하는 바, 이를 고려하여 열처리 온도까지의 승온속도와 이후의 냉각속도를 빠르게 설정함으로써 의도하는 조직을 형성하고자 하였다.
이에, 상기 열처리시 승온속도와 상기 냉각시 냉각속도는 초당 5~30℃로 행하는 것이 바람직하며, 이로부터 페라이트 안정화 원소를 함유함에도 평균 결정립 크기가 5~10㎛인 오스테나이트 단상조직을 얻을 수 있음에 기술적 의의가 있다 할 것이다.
본 발명은 필요에 따라, 상기 열처리 및 냉각을 완료한 냉연강판에 대해 아연도금하여 도금강판으로 제조할 수 있으며, 이때 도금조건에 대해서는 통상의 조건에서 행할 수 있으므로 특별히 한정하지 아니하나, 전기아연도금 또는 용융아연도금을 행할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 슬라브를 가열(1150℃) - 마무리 열간압연(870℃) - 권취(700℃)하여 열연강판을 제조한 다음, 냉간압연(압하율 50%) - 열처리(900℃, 15분) - 냉각(30℃/s)하여 각각의 강재를 제조하였다.
강종 합금조성(중량%) 관계식 1 구분
C Mn Al Cr
1 0.66 18.5 0 0 0 비교예 1
2 0.67 18.7 1.57 0 1.5<Al+Cr<2.5 비교예 2
3 0.67 17.7 1.53 1.00 2.5<Al+Cr<3.5 발명예 1
4 0.66 18.3 0 1.12 0<Al+Cr<1.5 비교예 3
상기에 따라 제조된 각각의 강재의 부식 특성을 평가하였다.
우선, 강재의 부식속도를 측정하기 위하여 각 강재의 시편을 염화이온을 포함하는 용액(NaCl 3vol.% 용액) 내에 24시간 침지한 후 금속이온이 산화되어 발생하는 전자의 수를 전기화학적 방법으로 측정하였다. 구체적으로 각 시편의 전류 밀도를 측정하고 그 결과를 도 3에 나타내었다.
또한, 전류 밀도량을 측정한 뒤 용액 내에 이온화된 양을 유도결합플라즈마(Induced Coupled Plasma)법으로 측정하였으며, 그 결과를 표 2에 나타내었다.
한편, 각각의 강재 표층에 생성된 부식물을 관찰하기 위하여 각 시편의 표면을 전자주사현미경으로 촬영하고, 그 결과를 도 4에 나타내었다.
도 3에 나타낸 바와 같이, Al과 Cr이 일정량 첨가되고 이들의 함량 합이 관계식 1을 만족하는 발명예들은 비교예 대비 전류 밀도가 크게 낮은 것을 확인할 수 있으며, 이는 발명예들의 부식속도가 비교예 대비 유효하게 낮아진 것을 의미한다.
또한, 하기 표 3에 나타낸 바와 같이, 발명예들은 부식에 의한 침식 현상이 크게 억제되었으며, 이는 비교예 대비 70% 이상 저감된 것임을 알 수 있다.
Unit in g/L Fe Mn Al Cr
비교예 1 45.01 10.02 0 0
비교예 2 21.16 4.58 0.01 0
발명예 1 11.69 2.68 0.01 0.01
비교예 3 42.18 10.13 0 0.01
이와 같이, 발명예들과 비교예들의 부식특성의 차이는 강재 표층에 생성된 부식물의 생성, 성장속도, 구조적 차이로부터 기인하며, 도 4에 나타낸 바와 같이, 발명예들은 부식생성물에 의한 균열의 크기가 비교예 대비 면적분율 5% 미만으로 저감된 것을 확인할 수 있다.
한편, 도 1은 SEM 내 부착된 EBSD(Electron Back-Scattered Diffraction) 장치를 이용하여 각 강재의 미세조직 구조를 관찰한 결과를 나타낸 것이며, 도 2는 각 강재의 X선 회절 패턴을 측정한 결과이다.
도 1을 통해 결정립의 크기, 성장 방향 등을 확인할 수 있는데, 각 강재의 평균 결정립 크기를 확인해본 결과, 비교예 1: 8.7±1.9㎛, 비교예 2: 8.5±1.8㎛, 발명예 1: 9.2±2.0㎛, 비교예 3: 9.2±2.0㎛인 것으로 나타났다.
상기와 같이 모든 강재에서 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하로 나타난 것은 강재 제조시 본 발명에서 제안하는 열처리 공정을 거침에 기인한 것으로 사료된다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.4~1.0%, 망간(Mn): 15~20%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.5~3.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
    상기 Al과 Cr은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 평균 결정립 크기가 5~10㎛인 오스테나이트 단상조직이며,
    염화물 환경에서 부식생성물에 의한 표면 균열의 면적분율이 5% 미만 및 단면부 균열 두께가 20㎛ 이하인 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재.

    [관계식 1]
    1.5 < (Al+Cr) ≤ 3.5 (여기서, 각 원소와 단위는 중량 함량이다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강재는 적층결함에너지가 20~30mJ/m2인 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.4~1.0%, 망간(Mn): 15~20%, 알루미늄(Al): 0.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.5~3.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Al과 Cr은 하기 관계식 1을 만족하는 열연강판을 준비하는 단계;
    상기 열연강판을 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연 후 850~950℃에서 10~20분간 열처리하는 단계; 및
    상기 열처리 후 상온까지 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 열처리시 승온속도와 냉각시 냉각속도는 초당 5~30℃인 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.

    [관계식 1]
    1.5 < (Al+Cr) ≤ 3.5 (여기서, 각 원소와 단위는 중량 함량이다.)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 열처리시 완전히 풀림상태(fully-annealed)의 오스테나이트 조직을 형성하고, 상기 냉각시 평균 결정립 크기가 5~10㎛인 조직을 형성하는 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 열연강판은,
    상기 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 850~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 및
    상기 마무리 열간압연 후 700℃ 이하의 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하여 얻는 것인 상온 내부식성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
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