KR20120072790A - 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents
구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 Download PDFInfo
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Abstract
연성 및 기계적 강도가 우수한 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법을 제공한다. 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은, i) 1wt% 내지 5wt%의 구리를 포함하는 스테인리스 강판을 제공하는 제1 단계, ii) 강판을 냉간 압연하는 제2 단계, iii) 강판을 어닐링하는 제3 단계, 및 iv) 제2 단계 및 제3 단계를 반복하는 제4 단계를 포함한다. 제4 단계에서 강판을 어닐링하는 경우 강판의 어닐링 온도를 순차적으로 상승시킨다.
Description
본 발명은 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 더욱 상세하게는, 본 발명은 연성 및 기계적 강도가 우수한 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
내열성 오스테나이트계 스테인리스강은 화력 발전소 및 원자력 발전소에 고온용 소재로서 사용되는 재료이다. 화력 발전소 및 원자력 발전소에서 사용되는 과열기 및 재열기의 튜브는 산화 및 부식 환경하에서 기계적 및 열적 응력을 받는다. 일반적으로 사용되는 내열성 오스테나이트계 스테인리스강의 조성은 최적화되어 있으므로, 각 원소가 적절한 역할을 하여 강도 또는 고온/산화 저항을 향상시킨다.
그러나 내열성 오스테나이트계 스테인리스강은 응력 부식 균열(stress corrosion cracking, 이하 「SCC」라고 함) 또는 결정립계 균열(intergranular corrosion, 이하 「IC」라고 함)에 취약하다. 고온에서 크리프 응력은 결정립계에서 특히 공공을 생성시키고, 공공은 특히 결정립계에서 크랙을 빠르게 전파시켜서 결정립계를 균열시킨다. 따라서 큰 결정 크기를 가지는 소재는 고온 크리프 손상에 종속되는 원소를 가진다. 홀페치(Hall-Petch) 관계에 따라 입도를 감소시켜서 소재의 강도를 향상시킬 수 있다. 그러나 입도를 감소시키는 경우, 입계가 증가하므로 부식에 취약한 특성을 가진다.
연성 및 기계적 강도가 우수한 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판을 제공하고자 한다. 또한, 전술한 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은, i) 1wt% 내지 5wt%의 구리를 포함하는 스테인리스 강판을 제공하는 제1 단계, ii) 강판을 냉간 압연하는 제2 단계, iii) 강판을 어닐링하는 제3 단계, 및 iv) 제2 단계 및 제3 단계를 반복하는 제4 단계를 포함한다. 제4 단계에서 강판을 어닐링하는 경우 강판의 어닐링 온도를 순차적으로 상승시킨다.
제2 단계에서, 강판의 압하율은 3% 내지 15%이고, 제4 단계에서 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%일 수 있다. 제2 단계에서, 강판의 압하율은 3% 내지 10%이고, 제3 단계에서 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm 일 수 있다. 제2 단계에서, 강판의 압하율은 5%이고, 제3 단계에서 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm이며, 제4 단계에서 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%일 수 있다. 제3 단계에서, 강판의 어닐링 온도는 0.6Tm 내지 0.7Tm일 수 있다. 여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도이다. 제3 단계에서, 강판의 어닐링 온도는 900℃ 내지 1000℃일 수 있다. 강판은 1분 내지 30분 동안 어닐링될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 강판은 전술한 방법을 이용하여 제조될 수 있다. 강판의 CSL(coincidence site lattice) 합의 분율은 60% 이상이고 100% 미만일 수 있다. 강판의 CSL 합의 비는 실질적으로 63%일 수 있다.
제조된 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판은 단시간에서의 저온 어닐링에 의해 우수한 입계 내식성을 가진다. 이는 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판에서 CSL 결정립계가 높은 비율로 균일하게 분포되고, 랜덤화된 결정립계 네트워크가 지속적으로 불균일한 것에 기인한다. CSL 결정립계의 높은 비율은 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 강도 및 연성을 모두 향상시키고, 그 내식성도 다소 향상된다. 결정립계 처리에 따라 랜덤한 경계가 불연속적으로 분포되어 결합된 고비율의 CSL을 균일하게 분포시키므로, 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 특성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 용체화 처리한 후의 미세 조직의 주사전자현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 실험예 2에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 미세 조직 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 5%의 압하율의 압연 공정 및 30분 어닐링 공정을 반복하여 최적화된 CSL 분율을 얻은 AHQ70 시편의 {111} - 60° 쌍정의 부피분율을 나타낸 사진이다.
도 5는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 5%의 압하율의 압연 공정 및 30분 어닐링 공정을 반복하여 최적화된 CSL 분율을 얻은 AHQ70 시편의 {112} 쌍정의 부피분율을 나타낸 사진이다.
도 6은 본 발명의 실험예 2에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 결정립계 특성 분포도이다.
도 7의 a 내지 d는 각각 본 발명의 실험예 2에 따라 처리한 시편의 111 극성 그래프이다.
도 8의 a 내지 d는 각각 본 발명의 실험예 2에 따라 처리한 시편의 0°, 45° 및 65°에서의 배향 분포 함수를 나타낸 그래프이다.
도 9는 본 발명의 실험예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 상온 인장 특성을 나타낸 그래프이다.
도 10은 본 발명의 실험예에 따라 실험한 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 곡선을 나타낸 그래프이다.
도 11은 종래 기술의 비교예에 따라 실험한 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 곡선을 나타낸 그래프이다.
도 12는 본 발명의 실험예에서 CSL에 따른 부식전류밀도의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 용체화 처리한 후의 미세 조직의 주사전자현미경 사진이다.
도 3은 본 발명의 실험예 2에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 미세 조직 사진이다.
도 4는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 5%의 압하율의 압연 공정 및 30분 어닐링 공정을 반복하여 최적화된 CSL 분율을 얻은 AHQ70 시편의 {111} - 60° 쌍정의 부피분율을 나타낸 사진이다.
도 5는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 5%의 압하율의 압연 공정 및 30분 어닐링 공정을 반복하여 최적화된 CSL 분율을 얻은 AHQ70 시편의 {112} 쌍정의 부피분율을 나타낸 사진이다.
도 6은 본 발명의 실험예 2에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 결정립계 특성 분포도이다.
도 7의 a 내지 d는 각각 본 발명의 실험예 2에 따라 처리한 시편의 111 극성 그래프이다.
도 8의 a 내지 d는 각각 본 발명의 실험예 2에 따라 처리한 시편의 0°, 45° 및 65°에서의 배향 분포 함수를 나타낸 그래프이다.
도 9는 본 발명의 실험예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 상온 인장 특성을 나타낸 그래프이다.
도 10은 본 발명의 실험예에 따라 실험한 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 곡선을 나타낸 그래프이다.
도 11은 종래 기술의 비교예에 따라 실험한 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 곡선을 나타낸 그래프이다.
도 12는 본 발명의 실험예에서 CSL에 따른 부식전류밀도의 변화를 나타낸 그래프이다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 첨부한 도면을 참조하여 본 발명의 실시예에 대하여 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 그러나 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법의 순서도를 개략적으로 나타낸다. 도 1의 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다. 따라서 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법을 다양한 형태로 변형할 수 있다.
도 1에 도시한 바와 같이, 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법은, i) 1wt% 내지 5wt%의 구리를 포함하는 스테인리스 강판을 제공하는 단계(S10), ii) 강판을 냉간 압연하는 단계(S20), iii) 강판을 어닐링하는 단계(S30), 및 iv) 강판을 반복하여 냉간 압연 및 어닐링하는 단계(S40)를 포함한다. 이외에, 필요에 따라 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판은 다른 단계들을 더 포함할 수 있다.
단계(S10)에서는 스테인리스 강판을 제공한다. 스테인리스 강판은 오스테나이트 조직을 가진다. 스테인리스 강판은 0.07wt% 내지 0.13wt%의 탄소, 0.05wt% 내지 0.12wt%의 질소, 17wt% 내지 19wt%의 크롬, 7.5wt% 내지 10.5wt%의 니켈, 0보다 크고 1.0wt% 미만의 망간, 0보다 크고 0.3wt% 미만의 실리콘, 0.3wt% 내지 0.6wt%의 니오븀, 0보다 크고 0.04wt% 미만의 인, 0보다 크고 0.01wt% 미만의 황, 1wt% 내지 5wt%의 구리, 0.001wt% 내지 0.01wt%의 붕소, 0.003wt% 내지 0.03wt%의 알루미늄 그리고 잔부 철 및 기타 불순물을 포함한다. 구리의 양이 너무 적거나 너무 많은 경우, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 연성 및 강도를 동시에 향상시킬 수 없다. 따라서 구리의 양을 전술한 범위로 조절하여 오스테나이트계 스테인리스 강판의 연성 및 강도를 향상시키면서 고온 특성도 함께 개선한다. 또한, 니오븀의 함량을 전술한 범위로 조절함으로써 오스테나이트계 스테인리스 강판의 고온 특성을 향상시킨다. 한편, 오스테나이트계 스테인리스 강판에 포함된 구리 및 니오븀을 제외한 나머지 원소들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 이해할 수 있으므로, 그 조성에 대한 상세한 설명을 생략한다.
다음으로, 단계(S20)에서는 강판을 냉간 압연한다. 여기서, 강판의 압하율은 3% 내지 15%일 수 있다. 좀더 바람직하게는, 강판의 압하율은 3% 내지 10%일 수 있다. 가장 바람직하게는, 강판의 압하율은 5%일 수 있다. 강판의 압하율이 너무 낮은 경우, 다단계의 강판의 냉간 압연 공정이 필요하다. 따라서 공정 측면에서 효율적이지 못한다. 반대로, 냉간 압연 장치의 설계 특성상 너무 큰 압하율로 강판을 압연할 수 없다. 따라서 강판의 압하율을 전술한 범위로 조절한다.
단계(S30)에서는 강판을 어닐링한다. 강판의 어닐링 온도는 0.6Tm 내지 0.7Tm일 수 있다. 여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도를 의미한다. 강판의 어닐링 온도가 너무 작은 경우, 냉간 압연에 의해 프레스된 결정이 잘 회복되지 못한다. 또한, 강판의 어닐링 온도가 너무 큰 경우, 결정의 풀림 현상으로 인해 강판의 강도가 저하된다. 따라서 전술한 범위로, 강판의 어닐링 온도를 조절한다. 좀더 바람직하게는, 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm일 수 있다.
단계(S40)에서는 강판을 반복하여 냉간 압연 및 어닐링한다. 즉, 단계(S40)에서는 전술한 단계(S20) 및 단계(S30)를 반복하여 강판을 열적 및 기계적으로 처리한다. 여기서, 강판의 어닐링 온도를 순차적으로 상승시키면서 단계(S40)를 수행할 수 있다. 즉, 결정립계 가공을 위하여 강판에 대한 냉간 압연 및 어닐링을 반복적으로 실시한다. 강판에 적절한 열적 가공 및 기계적 가공을 실시함으로써 가공된 결정립계 미세조직을 생성할 수 있으므로 SCC 또는 IC에 대한 큰 저항성을 가진다. 한편, 연성 등의 다른 특성도 증가시킬 수 있다.
이 경우, 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%일 수 있다. 강판의 압하율이 너무 작거나 너무 큰 경우, 가공된 결정립계 미세조직을 생성하기 어렵다. 따라서 전술한 범위의 압하율로 강판을 최종 압연한다.
결정립계 가공은 랜덤화된 고각도 결정립계의 특성과 상이한 낮은 특정 결정립계의 합의 특성에 기인한다. 이러한 결정립계들은 가공 특성으로 인하여 크리프 중 결정입계의 낮은 미끄럼 비율, 고온 파괴 저항성, 용질격리 저항성, 석출물 취성, 결정립계 취성, 및 높은 내응력 부식성 등의 특성을 가진다.
CSL(coincidence site lattice, 공간일치격자)은 이러한 특정 결정립계와 관련된다. 좀더 구체적으로, CSL은 부분적인 일치를 가져오는 격자의 회전과 관련된다. 2개의 결정 격자가 부분적으로 일치하여 공유하는 공간은 좀더 큰 셀 크기를 가진 격자상에 위치한다. 이 격자를 공간일치격자라고 한다. 공간일치격자에서 일치하거나 중첩되는 공간의 상호 분율의 합을 Σ으로 표시할 수 있다. 예를 들면, Σ3 결정립계는 공간일치격자에서 공간의 1/3에서 특정축에 대하여 회전된 2개의 격자들이 일치되어 공간일치격자를 형성하거나 CSL 결정립계를 형성하는 것을 의미한다. 격자 공간의 고정 분율이 일치하므로, CSL 결정립계는 일반 결정립계에 비해 좀더 규칙적으로 형성된다. 정방형계에서 Σ의 값은 항상 홀수이다.
결정립계를 변형하기 위한 첫번째 방법으로는 소재를 변형시켜서 적절한 연신하여 결정을 작게 만든 후 재결정화를 방지할 수 있는 저온에서 어닐링하는 방법이 있다. 이 방법을 304계 스테인리스강에도 적용할 수 있다. 만약, 고온에서 어닐링하는 경우, 저에너지 구조 및 회복으로의 결정입계의 재배향을 야기한다. 이러한 방법은 낮은 Σ 결정립계 분율을 증가시킨다. 그러나 이 방법은 상용화가 불가능하고 어닐링 시간이 길어서 결정 성장이 일어나는 문제점이 있다. 예를 들면, 강판을 6% 내지 10%의 압하율로 냉간 압연하면서 24시간 내지 96시간 동안 900℃에서 어닐링하여 결정립계를 변형시킬 수 있다. 이 경우, 고분율의 Σ9 결정립계 및 Σ27 결정립계를 포함하는 결정립계 특정분포(grain boundary character distribution, GBCD)가 얻어진다. 6%의 압하율로 압연하면서 900℃에서 96시간동안 어닐링한 경우, Σ9 결정립계 및 Σ27 결정립계의 분율의 합은 0.14이다. 저압하율로 공정을 반복하는 경우, 복수의 쌍정들로 변형된 결정립계 가공미세구조가 얻어지고, 좀더 큰 변형은 일어나지 않는다.
두번째 방법은 적절한 압하율로 단시간에 고온에서 어닐링 처리를 반복하는 방법이다. 여기서, 전체 공정은 압연 및 재결정화 공정이 반복되어 이루어진다. 이 경우, 고분율의 특정 결정립계와 높은 주요 결정학적 조직 강도를 얻을 수 있으면서 단시간의 어닐링 동안 재결정화만 이루어지므로 민감화와 결정 성장을 방지할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에서는 열적 및 기계적 처리에 의해 결정의 구조 및 형상을 변형시키면서 결정립계에서의 결정학과 결정립계의 유형을 조절한다. 결정립계 가공(grain boundary engineering, GBE)은 FCC 구조의 합금과 관계가 있고, FCC 구조의 합금은 점차적으로 쌍정을 형성하며 프로파일 쌍정은 본 공정에서 효율적이다. 결정립계 가공은 쌍정이 생성되기 쉬우므로 낮은 적층 결함 에너지와 관계된다. 쌍정의 어닐링 처리는 고분율의 특정 결정립계를 생성하기 위해 이루어진다. 결정립계 가공을 포함하는 특정 열적 및 기계적 처리는 고분율의 쌍정을 생성하여 소재에 원하는 특성을 구현시킨다. 다결정질 소재의 결정이 그 측면의 수들을 증가시키는 경우, 어닐링되는 쌍정의 핵생성이 발생한다. 쌍정은 결정의 부가적인 경계에 대응하므로, 쌍정 경계의 표면 에너지가 높은 각도의 결정립계의 표면 에너지에 비해 작은 경우, 전체 결정립계 에너지는 감소한다.
우선적으로, 특정 결정립계의 분율 또는 CSL 결정립계를 조절할 수 있는지 고려할 필요가 있다. 종래기술에 따른 열처리시 오스테나이트계 강의 미세조직에 있어서 고각도 결정립계가 상호 연결된다. 따라서 고분율의 특정 결정립계를 가지는 동일한 오스테나이트계 강을 제조하기 위해서는 랜덤화된 고각도 결정립계(random high angle grain boundaries, HAGBs)의 연결을 먼저 끊을 필요가 있다.
단계(S40)에서 강판을 단시간 동안 압연하고 0.6Tm 내지 0.7Tm에서의 고온 열처리를 반복하는 경우, CSL은 20% 내지 70%의 범위에서 변한다. 예를 들면, 강판의 어닐링 온도를 900℃ 내지 1000℃의 범위에서 유지하면서 강판을 어닐링할 수 있다. 또한, 강판은 1분 내지 30분 동안 어닐링될 수 있다. 전술한 온도 범위 및 가열 시간하에서의 어닐링을 포함하는 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스강의 기계적 및 열적 처리에 따라 결정립의 크기가 감소하고, 항복강도 및 최대인장강도가 증가한다. 결정립계 처리로 인해 높은 CSL값이 얻어지고, 높은 CSL값은 내식성 이외에 고강도 및 연성을 부여한다.
전술한 단계들을 거쳐서 얻어진 오스테나이트계 스테인리스 강판의 CSL 합의 분율은 60% 이상 100% 미만이다. 좀더 바람직하게는, 오스테나이트계 스테인리스 강판의 CSL 합의 비는 실질적으로 63%이다. 강판의 CSL 합의 분율을 전술한 범위로 유지함으로써 스테인리스 강판의 내식성, 강도 및 연성을 크게 증가시킬 수 있다.
이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 이러한 실험예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실험예
각 단계별로 시편을 냉간 압연한 후 어닐링하는 단계를 통하여 시편을 변형시켰다. 냉간 압연은 불러 압연밀(Buhler rolling mill)을 이용하여 실시하였고, 어닐링은 튜브형 가열로에서 실시하였다. 냉간 압연 및 어닐링을 반복 실시하면서 모든 시편들의 두께를 동일하게 감소시켰다. 초기의 시편의 두께는 약 6mm이었고, 열적 및 기계적 처리를 하기의 표 1과 같이 실험예 1 내지 실험예 3으로 나누어 실시하였다.
미세조직의 변화를 관찰하기 위하여 2차 전자 마이크로스코프(secondary electron microscope, SEM), 전자 백분산 회절 장치(electron backscatter diffraction, EBSD) 및 X레이 회절 극성 장치를 사용하였다. 그리고 열적 및 기계적 처리에 의해 야기되는 스테인리스 강판의 기계적 및 열적 특성을 관찰하였다.
실험예
1
실험예 1에서는 특정 결정립계의 높은 분율을 달성하기 위하여 연신율을 최적화하였다. 그리고 1000℃에서 1분 동안 모든 시편을 어닐링하였다.
실험예
2
실험예 2에서는 시편을 5%의 압하율로 지속적으로 압연하고 30분 동안 1000℃에서 어닐링하는 과정을 반복하여 3%의 Cu를 포함하는 내열성 오스테나이트계 강판을 제조하였다. 모든 시편에 대해서 1000℃의 어닐링 온도를 유지하면서 어닐링 시간을 30분까지 증가시켰다. 어닐링은 박스로에서 실시하였다. 그리고 결정립계의 미세조직에 대한 어닐링 시간 및 압연 효과를 측정하기 위한 실험을 실시하였다. 또한, 인장 시험을 통하여 결정립계 가공 후 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스강의 인장 특성을 측정하였다. 그리고 결정립계 가공 후의 Cu 함유 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 특성을 측정하였다. 즉, 제조한 3개의 시편들의 결정립계를 가공 처리한 후 3wt%의 Cu를 함유한 내열성 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 특성을 측정하였다. 이 특성들은 VersaSTAT 3 포텐시오스탯/갈바노스탯 (potentiostat/galvanostat) 장비를 사용하여 0.25M의 황산 및 1M의 수산화나트륨 용액에서 등전위(potentio-dynamic) 시험을 통해 측정하였다. 또한, CSL 함수로서 부식전류밀도의 변화를 관찰하였다. 나머지 실험 과정은 전술한 실험예 1과 동일하였다.
실험예
3
CSL 결정립계 분율을 증가시켜서 랜덤화된 고각도 결정립계 네트워크를 파괴하고 이를 특정 경계로 대체하여 결정립계 가공 미세구조를 제조하였다. 그리고 시편들의 미세조직 및 텍스쳐를 EBSD 기술을 이용하여 분석하였다. EBSD는 여기에 부착된 FEG-SEM(field emission gun-scanning electron microscope, 전계방출총 주사전자현미경)으로 실시하였다. TSL OIM 소프트웨어를 사용하여 EBSD에서 얻어진 데이터를 가공하고 분석하여 텍스쳐와 함께 특정 결정립계 분율 및 결정립계 특성 분포를 포함하는 결정립계 미세조직을 얻었다. 전기적인 폴리싱을 위해 과염소산(HClO4) 및 아세트산(CH3COOH)을 부피비 약 2:8로 혼합하여 전해질을 제조하였다. 그리고 시편들을 30초 동안 약 20V의 전압에서 전기적으로 폴리싱하였다. 나머지 실험 과정은 전술한 실험예 2와 동일하였다.,
비교예
결정립계 처리하지 않은 일반적인 오스테나이트계 스테인리스강을 준비하였다. 오스테나이트계 스테인리스강에 대한 실험 과정은 전술한 실험예 2와 유사하였다.
실험 결과
조직사진 관찰결과
실험예 1의 실험결과, 기계적 특성은 약 비커스 경도를 이용하여 예측 되었다. 기계적 특성은 스크류 구동되는 인스트론(Instron) 시험기로 미세인장강도를 측정하여 측정하였다. 미세인장된 시편은 노치가 형성된 마이크로 인장 시편에 대한 인장 시험과 함께 규칙적인 인장시험 연마조각을 포함하였고, 인장된 상태에서 이루어졌다. 인장 시험은 10-3/초의 연신률로 수행되었다. 시편의 게이지 길이는 6mm이었다. 각 시편의 주께는 0.5mm 미만으로 유지되었다. 미세 인장된 시편의 폭은 2mm이었다.
실험예 1에서 EBSD를 사용하여 각 단계에서의 중간 정도의 압하율 및 단시간 어닐링에 의해 수행된 반복 과정이 합리적인 CSL 분율을 얻기 위해 필요하다는 것이 입증되었다. Σ3 CSL 결정립계용 브랜던(Brandon) 표준마다 이상적인 일치값으로부터 거의 벗어나지 않았다. 작은 결정립 크기를 가지는 시편에서 높은 경도가 나타남에 따라 경도값은 홀페치(Hall-Petch) 관계와 양립하였다. 미세 인장시험은 반복적인 과정이 우수한 연성을 유도한다는 점을 입증하였다. 텍스쳐들은 GBE 처리에서 최적인 30% 단계를 이용해 가공된 시편에서 강하게 나타났다.
도 2는 본 발명의 실험예 2에서 오스테나이트계 스테인리스강을 용체화 처리한 후의 미세 조직의 주사전자현미경 사진을 나타낸다. 도 2는 실험예 2의 반복적인 과정을 거쳐서 시편에 80%로 압하율에 대응하는 기계적 및 열적 처리를 실시하여 통해 얻어진 결과를 나타낸다.
도 2에 도시한 바와 같이, 특정 열처리 후에 얻어진 오스테나이트계 스테인리스강의 미세조직은 초기 미세조직에 비해 상당히 미세하였다. 홀페치(Hall-Petch) 관계를 적용하는 경우, 제조된 미세조직은 고강도를 나타내었다.
실험예 2에서 어닐링 시간이 증가함에 따라 CSL 분율을 증가시키는 것이 효율적이었고, CSL 편차 곡선에서 뾰족한 피크가 얻어졌다. 실험예 2에서의 결정립 크기는 실험예 1에서의 결정립 크기보다 컸지만, 미세인장시험시 연성이 실질적으로 증가하였다. 텍스쳐는 GBE 처리에 의해 깨진 것으로 보였다.
도 3은 본 발명의 실험예 2에 따라 제조한 오스테나이트계 스테인리스강의 미세조직사진을 확대하여 나타낸다.
도 3에 도시한 바와 같이, 5%의 압하율의 압연 공정 및 1000℃에서의 30분 어닐링 공정을 반복하여 오스테나이트계 스테인리스강을 제조하였다. 제조된 오스테나이트계 스테인리스강의 최종 압하율은 80%이었고, 충분한 연성 및 강도를 가졌다.
도 4는 5%의 압하율로 압연한 후 1000℃에서 30분 동안 어닐링하여 변형시킨 시편에서 얻은 AHQ70 시편의 {111} - 60° 쌍정의 부피분율을 나타낸다. 도 4에는 {111} 쌍정면으로서 Σ3 결정립계에 대응하는 60°에서의 초기 FCC 재결정 쌍정들을 나타낸다. 도 4는 Σ3 결정립계로 정의되는 정합 {111} - 60° 쌍정만을 포함하는 재결정화된 결정으로부터의 전체적인 한 쌍의 부피분율을 나타낸다.
도 5는 5%의 압하율로 압연한 후 1000℃에서 30분 동안 어닐링하여 변형시킨 시편에서 얻은 AHQ70 시편의 {112} 쌍정의 부피분율을 나타낸다. 도 5에는 {112} 쌍정면들과 관련된 부정합 쌍정들이 나타났다.
도 6은 본 발명의 실험예 2에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 결정립계 특성 분포도를 나타낸다. 도 6에는 오스테나이트계 스테인리스강의 저각도 결정립계, CSL 및 고각도 결정립계를 나타낸다.
열적 및 기계적 처리에 의해 시편을 5%의 압하율의 압연하고 1000℃에서 30분 동안 어닐링하는 반복적인 공정을 통해 CSL 결정립계 분율을 증가시켰다. 도 6에 도시한 바와 같이, 금번 결과에서 얻어진 상이한 조건들 중에서 5%의 압하율을 포함하는 공정은 60% 이상의 가장 높은 CSL 분율을 제공하였다.
도 7은 본 발명의 실험예 2에 따른 시편의 111 극성 그래프를 나타낸다. 도 7의 a는 압하율이 5%인 경우, 도 7의 b는 압하율 5%로 단계적으로 압연한 경우, 도 7의 c는 압하율 10%로 단계적으로 압연한 경우, 도 7의 d는 압하율이 80%인 경우를 나타낸다.
도 7의 d에 도시한 압하율 80%의 시편에 대응하는 111 극성 그래프는 구리 압연 텍스쳐를 나타낸다. 한편, 고 CSL 분율을 포함하는 GBE 처리에 대응하는 도 7의 b의 5% 압하율에 대해서는 텍스쳐가 깨져 있었고, 이는 반복적인 압연 및 어닐링 공정에 의해 텍스쳐가 파괴되었음을 의미하였다.
도 7에 도시한 바와 같이, GBE 처리된 시편의 텍스쳐가 일반적인 텍스쳐 성분에 대응하는 주목할만한 강도를 가지지 않는다는 것을 보여주었다. 텍스쳐는 GBE 처리된 시편에서 깨진 것으로 보였다.
도 8의 a 내지 d는 본 발명의 실험예 2에서 각각 시편의 Φ2가 0˚, 45˚ 및 66˚인 경우, 시편의 배향 분포 함수를 나타낸다. 도 8의 a는 압하율이 5%인 경우, 도 8의 b는 압하율 5%로 단계적으로 압연한 경우, 도 8의 c는 압하율 10%로 단계적으로 압연한 경우, 도 8의 d는 압하율 80%인 경우를 나타낸다.
인장실험결과
도 9는 시편을 5%의 압하율로 압연하고 1000℃에서 30분동안 어닐링한 후 80%까지 압연한 시편의 가공 연신률에 대한 가공 응력의 그래프를 나타낸다. 좀더 구체적으로, 도 9에는 1200℃에서 30분 동안 용체화 처리(점선 표시)한 후 수냉하고 1000℃에서 30분 동안 5%로 단계별로 압하하여 80%까지 압연(실선 표시)한 3%의 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스강의 상온 인장 특성을 나타낸다.
표 2에 기재한 바와 같이, 다양한 시편들의 인장 특성 및 그 비교는 다양한 가공 방법을 통한 연성 레벨로 만들어질 수 있다. 열적 및 기계적 처리 후에 얻어진 인장 특성으로 인하여 결정 크기의 감소에 기여할 수 있는 상온에서의 기계적 특성이 주목할만큼 상승하였다. 고 CSL 분율을 나타내는 시편은 연신에 의한 파괴 실험을 통하여 고연성을 가지는 것을 확인할 수 있었다.
부식실험결과
표 3은 부식 특성을 시험하기 위해 실험예 2에 따라 제조한 시편을 열적 및 기계적으로 처리한 경우의 CSL을 나타낸다.
실험예 3에서 CSL 분율은 60%를 초과할 정도로 현저하게 증가하였다. 2개의 장시간 어닐링 처리를 수반한 루트(II)에서 재결정 온도에서의 재결정 후 재결정 온도보다 높은 온도에서의 어닐링은 예외적으로 높은 CSL 분율을 구현하는 데 상당히 효율적이다. 일반적으로, 구리를 함유한 시편과 구리를 함유하지 않은 시편 사이에는 큰 차이가 나타나지 않는다. 브랜던 기준에 기초한 CSL 편차 그래프는 실험예 3에 의한 스케쥴에 따라 GBE 처리시 강판의 특성이 의미있게 향상되었음을 가리켰다. 미세인장시험에서 얻어진 인장 특성은 상온의 기계적 특성의 현저한 향상을 나타내었다. 고 CSL 분율을 나타낸 시편은 연신 후 파괴시험에 의해 매우 높은 연성도 나타내었다. 공공 생성에 의해 파괴 메커니즘이 나타나는 곳에 고유한 연성 파괴 표면이 존재하였다. 텍스쳐 특성을 검토한 결과, GBE 처리에 의해 해체될 것 같은 압연 텍스쳐가 존재하지 않음을 의미하였다.
도 10 및 도 11은 각각 0.25M의 황산 용액 및 1M의 수산화나트륨 용액에서 처리한 실험예 2에 따른 시편 및 비교예에 따른 시편의 부식 곡선을 나타낸다. 즉, 도 10은 결정립계 처리한 시편의 부식 곡선을 나타내고, 도 11은 결정립계 처리하지 않은 시편의 부식 곡선을 나타낸다.
포텐셜이 -1V로부터 증가함에 따라 log |i| 대 log V에 대한 그래프에서 전류밀도는 감소하여 부식 전위에 대응하는 최소값까지 떨어진다. 높은 포텐셜에서는 전류밀도가 다시 상승하고 부식전류밀도는 타펠(Taffel) 경사법에 기초하여 측정될 수 있다.
표 4는 각각 0.25M의 황산 용액 및 1M의 수산화나트륨 용액에서의 얻어진 결정립계 가공처리한 경우와 결정립계 가공처리하지 않은 경우의 시편의 부식전류밀도를 나타낸다. 여기서, 결정립계 가공처리한 경우는 실험예 2에 해당하고, 결정립계 가공처리하지 않은 경우는 비교예에 해당한다. 하기의 표 4에 기재한 바와 같이, 실험예 2에 따라 용체화 처리한 내열성 구리함유 오스테나이트계 스테인리스강용 부식전류밀도는 0.25M의 황산 용액 및 1M의 수산화나트륨 용액에서 각각 약 6.3X10-5A/cm2 및 4.8X10-6A/cm2이었다. 동일한 조건에서 얻어진 결정립계 처리된 스테인리스강에서는 0.25M의 황산 용액에서는 70% 내지 95%로 낮았고, 1M의 수산화나트륨 용액에서는 10% 내지 60^로 낮았다. 이들은 구리함유 내열성 오스테나이트계 스테인리스강의 부식 특성에 대해 결정립계 가공 처리의 긍정적인 효과를 나타내었다.
도 12는 CSL 함수로서 부식전류밀도의 변화 그래프를 나타낸다.
도 12에 도시한 바와 같이, 패러데이의 법칙으로부터 하기 수학식 1의 부식률을 측정할 수 있었다.
여기서, CR은 부식률(mm/년)이고, K는 상수(3272mm/(amp-cm-년)이며, icorr는 부식전류밀도(A/cm2)이고, ρ는 밀도(g/cm3)이며, EQ는 평형무게(equivalent weight)(g/equivalent)이다. 도 12에 도시한 바와 같이, CSL의 분율과 함께 부식전류밀도의 변화는 부식전류밀도가 CSL 분율과 반비례한다는 것을 나타내었다. 따라서 부식 특성은 결정립계 처리 방법에 의해 다수의 일치 사이트 격자를 생성함으로써 향상될 수 있었다.
이상을 통해 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 여기에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와 발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 다양하게 변형하여 실시하는 것이 가능하고, 이것도 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.
Claims (9)
1wt% 내지 5wt%의 구리를 포함하는 스테인리스 강판을 제공하는 제1 단계,
상기 강판을 냉간 압연하는 제2 단계,
상기 강판을 어닐링하는 제3 단계, 및
상기 제2 단계 및 상기 제3 단계를 반복하는 제4 단계
를 포함하고,
상기 제4 단계에서 상기 강판을 어닐링하는 경우 상기 강판의 어닐링 온도를 순차적으로 상승시키는 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
상기 강판을 냉간 압연하는 제2 단계,
상기 강판을 어닐링하는 제3 단계, 및
상기 제2 단계 및 상기 제3 단계를 반복하는 제4 단계
를 포함하고,
상기 제4 단계에서 상기 강판을 어닐링하는 경우 상기 강판의 어닐링 온도를 순차적으로 상승시키는 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 제2 단계에서, 상기 강판의 압하율은 3% 내지 15%이고, 상기 제4 단계에서 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
상기 제2 단계에서, 상기 강판의 압하율은 3% 내지 15%이고, 상기 제4 단계에서 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제2항에 있어서,
상기 제2 단계에서, 상기 강판의 압하율은 3% 내지 10%이고, 상기 제3 단계에서 상기 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도임
상기 제2 단계에서, 상기 강판의 압하율은 3% 내지 10%이고, 상기 제3 단계에서 상기 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도임
제2항에 있어서,
상기 제2 단계에서, 상기 강판의 압하율은 5%이고, 상기 제3 단계에서 상기 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm이며, 상기 제4 단계에서 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도임
상기 제2 단계에서, 상기 강판의 압하율은 5%이고, 상기 제3 단계에서 상기 강판의 어닐링 온도는 0.7Tm이며, 상기 제4 단계에서 최종 압연된 강판의 압하율은 70% 내지 90%인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도임
제1항에 있어서,
상기 제3 단계에서, 상기 강판의 어닐링 온도는 0.6Tm 내지 0.7Tm인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도임
상기 제3 단계에서, 상기 강판의 어닐링 온도는 0.6Tm 내지 0.7Tm인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
여기서, Tm은 오스테나이트계 스테인리스 강판의 용융 온도임
제1항에 있어서,
상기 제3 단계에서, 상기 강판의 어닐링 온도는 900℃ 내지 1000℃인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
상기 제3 단계에서, 상기 강판의 어닐링 온도는 900℃ 내지 1000℃인 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 강판은 1분 내지 30분 동안 어닐링되는 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
상기 강판은 1분 내지 30분 동안 어닐링되는 오스테나이트계 스테인리스 강판의 제조 방법.
제3항 또는 제4항에 따른 방법으로 제조된 오스테나이트계 스테인리스 강판으로서,
상기 강판의 CSL(coincidence site lattice) 합의 분율은 60% 이상이고 100% 미만인 오스테나이트계 스테인리스 강판.
상기 강판의 CSL(coincidence site lattice) 합의 분율은 60% 이상이고 100% 미만인 오스테나이트계 스테인리스 강판.
제8항에 있어서,
상기 강판의 CSL 합의 비는 실질적으로 63%인 오스테나이트계 스테인리스 강판.
상기 강판의 CSL 합의 비는 실질적으로 63%인 오스테나이트계 스테인리스 강판.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020100134684A KR101281101B1 (ko) | 2010-12-24 | 2010-12-24 | 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020100134684A KR101281101B1 (ko) | 2010-12-24 | 2010-12-24 | 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20120072790A true KR20120072790A (ko) | 2012-07-04 |
| KR101281101B1 KR101281101B1 (ko) | 2013-07-02 |
Family
ID=46707417
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020100134684A KR101281101B1 (ko) | 2010-12-24 | 2010-12-24 | 구리 함유 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR101281101B1 (ko) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115608780A (zh) * | 2022-12-19 | 2023-01-17 | 太原科技大学 | 一种控制含铜不锈钢裂纹的方法及不锈钢 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2695858B2 (ja) | 1988-09-07 | 1998-01-14 | 日本冶金工業株式会社 | 加工性の良好なオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法 |
| JP3297798B2 (ja) * | 1996-09-06 | 2002-07-02 | 住友金属工業株式会社 | ロール成形用オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 |
-
2010
- 2010-12-24 KR KR1020100134684A patent/KR101281101B1/ko active IP Right Grant
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115608780A (zh) * | 2022-12-19 | 2023-01-17 | 太原科技大学 | 一种控制含铜不锈钢裂纹的方法及不锈钢 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR101281101B1 (ko) | 2013-07-02 |
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