KR20220067919A - 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.5% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.5%, Cu: 0.8 내지 2.5%, N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루이진 것을 특징으로 하는 고강도의 비자성 오스테나이트 스테인리스강에 관한 것이다.

Description

강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법{Non-magnetic steel having excellent High strength property and manufacturing method thereof}

본 발명은 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더 바람직하게는 투자율(μ)이 1.02 이하인 동시에 항복강도가 1,550㎫ 이상인 비자성이면서 고강도인 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 대한 것이다.

근래에 수요가 증가하고 있는 스마트 기기 소재, 자동차 및 자전거의 구조용 강재, 건축자재 등의 소재는 높은 강도와 함께 비자성 특성이 동시에 요구되는 특징이 있다. 특히 스마트 기기 소재는 소재에 자성이 존재하는 경우 기기의 오작동을 유발할 수 있으며, 전기 또는 전파의 흐름을 방해하여 효율이 감소될 우려가 있다.

이를 충족하기 위하여 기존에 자성을 가지는 페라이트 기반의 소재에서 비자성의 오스테나이트상을 가지는 오스테나이트계 스테인리스강이 널리 사용되고 있다.

하지만 오스테나이트계 스테인리스강은 가공경화 과정에서 일부 오스테나이트상이 마르텐사이트상으로 변태되는 마르텐사이트 변태가 발생될 수 있다. 상기 마르텐사이트상은 오스테나이트상에 비해 기계적 특징이 우수하여 재료의 강도를 강화할 수 있으나, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 비자성 특성을 약화시킨다는 단점이 공존하고 있다.

이에, 상기 마르텐사이트상 형성을 억제하면서 충분한 강도를 확보하기 위한 기술이 요구되고 있다.

1. 일본공개특허 제2015/190422호(2015. 12. 17. 공개) 2. 일본등록특허 제04606113호(2006. 04. 27. 등록) 3. 일본등록특허 제02668113호(1997. 07. 04. 등록)

본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 Md30이 적어도 -200℃ 이하로 제어하여 0 초과 80% 이하의 압하율에서 투자율 1.02 이하의 특성을 가지는 비자성 오스테나이트계 스테인리스강을 제공하는 것에 목적이 있다.

또한 본 발명이 이루고자 하는 다른 기술적 과제는 적층결함에너지(Stacking fault energy; SFE)를 15mJ/㎡ 이하로 제어하여 마르텐사이트 상변태를 억제하는 동시에 항복강도가 1,550MPa이상을 가지는 고강도 스테인리스강을 제공하는 것에 목적이 있다.

나아가서 N의 함량을 0.25% 이하로 제어하여 N-pore 형성을 방지한 오스테나이트계 스테인리스 강을 제공하는 것에 목적이 있다.

본 발명의 실시예들의 목적은 이상에서 언급한 목적으로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 목적들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 양태는 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.5% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.5%, Cu: 1.0 내지 2.5% N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것이다.

상기 일 양태에 있어서, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.

[관계식 1]

551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo ≤ -200

(상기 관계식 1에서 C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

상기 일 양태에 있어서, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.

[관계식 2]

28.87+1.64Ni-1.1Cr+0.21Mn-4.45Si+36.5N ≤ 15

(상기 관계식 2에서 Ni, Cr, Mn, Si 및 N은 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

상기 일 양태에 있어서, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 항복강도가 1,550㎫ 이상일 수 있다.

상기 일 양태에 있어서, 상기 C와 상기 N의 합이 0.4 내지 0.5중량%일 수있다.

상기 일 양태에 있어서, 상기 N은 0.2 내지 0.25중량%일 수 있다.

상기 일 양태에 있어서, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 마르텐사이트상의 분율이 0.01중량% 미만일 수 있다.

상기 일 양태에 있어서, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 0 초과 80% 이하의 압하율에서 투자율(μ)이 1.02 이하일 수 있다.

본 발명의 또다른 일 양태에 의하면 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.0% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.0%, Cu: 1.0 내지 2.0% N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 1100 내지 1200℃에서 1 내지 10분 동안 유지 한 후 수냉처리 하는 단계; 및 상기 수냉처리된 열연강판을 0 초과 80% 이하의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 포함하는 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법에 관한 것이다.

상기 일 양태에 있어서, 상기 슬라브는 하기 관계식 1를 만족할 수 있다.

[관계식 1]

551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo ≤ -200

(상기 관계식 1에서 C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

상기 일 양태에 있어서, 상기 슬라브는 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.

[관계식 2]

28.87+1.64Ni-1.1Cr+0.21Mn-4.45Si+36.5N ≤ 15

(상기 관계식 2에서 Ni, Cr, Mn, Si 및 N은 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

상기 일 양태에 있어서, 상기 N은 0.2 내지 0.25중량% 포함할 수 있다.

본 발명의 실시예에 따른 상기 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 상기 Md30과 상기 적층결함에너지(SFE)가 각각 -200℃이하, 15mJ/㎡ 이하가 되도록 각 원소의 함유량을 조절함으로써 비자성 및 고강도를 동시에 가질 수 있다는 장점이 있다.

이를 통해, 높은 비자성 특성 및 고강도가 요구되는 스마트 기기 소재, 자동차 및 자전거의 구조용 강재, 건축자재 등의 소재에 활용될 수 있으며, 특히, 높은 비자성 특성을 요구하는 스마트 기기 소재에 있어서 고강도 구조재료로 활용할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시 예에 따라 제조된 강재의 컨셉을 설명하기 위한 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예 및 비교예에 따라 제조된 강재의 진응력-진변형률 선도(True stress - True strain curve)를 비교하기 위한 그래프이다.
도 3은 본 발명의 실시 예에 따라 제조된 강재의 투자율, 항복강도 및 Md30의 상관성을 나타낸 그림이다.

본 발명의 실시예들에 대한 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성 요소를 지칭한다.

본 발명의 실시예들을 설명함에 있어서 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다. 그리고 후술되는 용어들은 본 발명의 실시예에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있다. 그러므로 그 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 상세히 설명하기로 한다.

본 발명의 특징은, 발명에서는 오스테나이트를 안정도에 영향을 미치는 성분의 혼합량을 제어하여 가공경화 중 마르텐사이트상 변태가 발생되는 것을 억제하였다. 이를 통해, 상기 투자율(μ)이 1.02 이하인 오스테나이트계 스테인리스강을 제조하였다.

본 발명의 일 실시 예에 따르면, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.5% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.5%, Cu: 1.0 내지 2.5% N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

이하, 본 발명의 실시예에서의 합금원소 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.

C는 0.2 내지 0.25중량% 첨가된다.

상기 C는 오스테나이트상 안정화 원소 중 하나로 고용 강화에 의한 재료 강도 증가에 유효한 원소이다. 뿐만 아니라 가공 도중 상 안정화 효과에 크게 기여하므로, 0 초과 80%이하의 압하율에서 마르텐사이트상 변태를 억제하기 위하여 0.2중량%이상 첨가할 수 있다.

반면에, 상기 C가 0.25중량%를 초과하면, 소재 제조 과정에서 중심부에 편석 및 조대한 탄화물을 형성할 수 있으며, 후공정인 열간압연-소둔-냉간압연-냉연소둔 공정에 악영향을 끼칠 수 있다. 또한, 상기 C는 후술할 Cr 등 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합하여 결정립계 주위의 Cr 함량을 낮추어 내부식성을 감소시킬 수 있다. 이에, 상기 C는 0.2 내지 0.25중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.2 내지 0.22중량% 첨가될 수 있다.

Si는 2.5 내지 3.5중량% 첨가된다.

상기 Si는 후술할 Cr과 함께 적층결함에너지(Stacking fault energy; SFE) 저감에 유효한 원소로, 2.5중량%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 반면에 상기 Si가 3.5중량%를 초과하는 경우, 제강 시 슬래그 유동성을 저하시키고, 산소와 결합하여 개재물을 형성하여 내식성이 감소될 수 있다. 이에, 상기 Si는 2.5 내지 3.5중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 2.9 내지 3.1중량% 첨가될 수 있다.

Mn은 4.5중량% 이하로 첨가된다.

상기 Mn는 상기 C 및 후술할 Ni와 함께 상기 오스테나이트 안정화 원소이며, 상기 Mn은 상기 스테인리스강 내부의 N 고용도를 증가시키기 때문에 결과적으로 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 강도를 향상시킬 수 있다. 반면에 상기 Mn이 4.5중량%를 초과하면 상기 스테인리스강에 포함된 S와 결합하여 MnS가 형성될 수 있다. 이는 상기 스테인리스강의 내식성을 감소시킬 수 있으며 열간가공성을 약화시킬 수 있다. 따라서, 상기 Mn은 4.5중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

Cr은 19.0 내지 23.0중량% 첨가된다.

Cr은 상기 스테인리스강의 내식성 확보를 위하여 첨가되는 원소이다. 뿐만 아니라 상기 스테인리스강의 적층결함에너지(SFE)를 효과적으로 저감할 수 있다. 이에 상기 Cr은 19.0중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나 상기 Cr이 23중량%를 초과하면, 상기 스테인리스강이 응고하는 과정에서 페라이트상이 형성되어 자성특성이 나타날 수 있다. 따라서 상기 적층결함에너지(SFE)를 제어하고 자성특성을 저감하기 위해서는 상기 Cr이 함량을 19.0 내지 23.0중량% 첨가되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 20 내지 22.1중량% 첨가할 수 있다.

Ni은 5.5 내지 8.5중량% 첨가된다.

상기 Ni은 상기 Mn 및 후술할 N와 함께 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소이다. 이에, 상기 Ni의 함량이 5.5중량% 미만 첨가되면 상기 오스테나이트상의 안정도가 감소할 수 있으며, 압연과정에서 상기 마르텐사이트상이 형성될 가능성이 있다. 반면에 상기 Ni이 8.5중량%를 초과하면, 상기 스테인리스강의 적층결함에너지(SFE)가 상향되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 이에, 상기 Ni은 5.5 내지 8.5중량% 첨가되는 것이 바람직하다.

Cu는 1.0 내지 2.5중량% 첨가된다.

상기 Cu는 상기 Ni과 유사하게 상기 오스테나이트상 안정화를 목적으로 첨가될 수 있다. 상기 Ni에서 상술한 바와 같이, 상기 Cu의 함량이 1.0중량% 미만이면 상기 오스테나이트상의 안정도가 감소하여 압연과정에서 상기 마르텐사이트상이 형성될 수 있다. 반면에 상기 Cu가 2.5중량%를 초과하면, 상기 스테인리스강의 적층결함에너지(SFE)가 상향되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 이에, 상기 Cu는 1.0 내지 2.5중량% 첨가되는 것이 바람직하다.

N는 0.1 내지 0.4중량% 첨가된다.

상기 N는 상기 C와 마찬가지로 오스테나이트상 형성 원소로 고용 강화에 의한 소재 강도 개선에 유효한 원소이다. 동시에 상기 N은 열처리 과정에서 상기 오스테나이트상이 마르텐사이트상으로 변태되는 것을 억제하는데 크게 기여할 수 있다. 그러나, 상기 N이 0.4중량%를 초과하여 첨가되는 경우, N-pore이 형성될 수 있으며, 상기 N-pore로 인하여 표면크랙이 발생될 수 있다. 이에, 상기 N은 0.1 내지 0.4중량% 첨가되는 것이 바람직하며 더 바람직하게는 0.2 내지 0.25중량% 첨가될 수 있다.

실시 예에 따르면, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 상기 C 및 상기 N와 같은 침입형 원소를 첨가하여 강도를 향상할 수 있다. 하지만, 과도한 C, N의 첨가는 상술한 바와 같이 상기 Cr 등과 결합하여 탄화물 또는 탄질화물을 생성함으로써 내부식성을 감소시킬 수 있으며, 상기 적층결함에너지(SFE)를 상승시킬 수 있다. 이에 상기 C 및 상기 N의 합이 0.4 내지 0.5 중량%인 것이 바람직하며 더 바람직하게는 0.4 내지 0.5중량%일 수 있다.

상술한 합금원소들을 제외한 스테인리스강의 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

일반적으로 강재는 A2 변태점 이상의 온도로 가열 하면 자기변태하여 자성을 잃고 비자성체, 다른 말로 상자성체로 변태한다. 이후, A3 변태점 이상의 온도로 가열하면 강재 내 페라이트상이 오스테나이트상으로 변태할 수 있다. 오스테나이트계 스테인리스강은 상온에서도 상기 오스테나이트상을 유지하도록 제조된 강재로, 1,000℃이상의 온도에서 열처리 후 급냉하여 상온에서도 준안정한 오스테나이트상을 유지할 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트상은 기존 오스테나이트의 특성을 이어받아 자성을 가지지 않지만, 냉간압연 등 소성변형이 발생하면 마르텐사이트상으로 변태할 수 있다.

상기 마르텐사이트상은 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 기계적 특성을 강화할 수 있으나, 자성이 존재하여 스마트 기기 소재, 자동차 및 자전거의 구조용 강재, 건축자재 등 높은 수준의 비자성이 요구되는 분야에 사용하기에는 어려움이 있다.

이에 본 발명에서는 0 초과 80% 이하의 압하율 조건에서도 상기 오스테나이트상이 상기 마르텐사이트상으로 변태되는 것을 억제하여, 0 초과 80% 이하의 압하율에서 투자율(μ)이 1.02 이하로 유지된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강을 제조할 수 있다.

상기 투자율(μ)이란 외부에서 자기장을 가했을 시 내부에 유도 자기장이 형성되는데, 상기 유도 자기장이 형성되는 정도를 의미한다. 상기 투자율을 기준으로 자성을 나타내는 정도를 수치화 할 수 있다. 통상적으로 사용환경이 변하여도 투자율(μ)이 1.02 이하로 유지되는 강을 비자성강으로 정의할 수 있다. 상기 투자율(μ)이 1.02를 초과하면, 비자성 특성이 열악해져 전류 및 전파의 손실을 유발할 수 있으며, 노이즈가 발생될 수 있다.

상기 오스테나이트 상이 상기 마르텐사이트 상으로 변태되는 것을 억제하기 위하여 본 발명에서는 오스테나이트 안정화 온도(Md30)을 기준으로 평가하였다. 상기 Md30은 오스테나이트상에 30%의 진변형율(true strain)을 가했을 때에 마르텐사이트상이 50% 생기는 온도를 예측하는 관계식을 의미하며, 통상적으로 다음과 같이 정의할 수 있다.

Md30 = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo

(상기 C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

실시 예에 따르면, 상기 Md30의 값이 작을수록 상기 오스테나이트상의 안정도가 상승하며, 상기 오스테나이트상이 상기 마르텐사이트상으로 변태되는 것을 억제할 수 있다. 즉, 상기 Md30은 오스테나이트의 안정화도를 평가하는 기준으로 사용될 수 있다.

실시 예에 따르면 본 발명에서의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 Md30이 -200℃이하가 되도록 각 원소의 함유량을 조절하여 상기 오스테나이트상의 안정도를 확보할 수 있다. 바람직하게는 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 관계식 1을 만족하도록 각원소의 함유량을 조절할 수 있다.

[관계식 1]

551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo ≤ -200

(상기 관계식 1에서 C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

예를 들어, 본 발명에서는 상기 Md30이 -200℃로 계산될 수 있는데, 이는 본 발명의 오스테나이트계 스테인리스강은 30%의 진변형율(true strain)을 가했을 때 -200℃ 이하의 온도에서 마르텐사이트상이 50% 생길 수 있다. 이는, 본 발명의 실시 예에 따라 형성된 오스테나이트 상의 안정도가 높으며, 마르텐사이트의 생성이 억제되어 냉간 가공 후에도 비자성 특징을 가질 수 있다는 것을 의미한다.

한편, 상기 Md30을 -200℃이하로 고정하면, 상기 마르텐사이트상으로 변태 되는 것을 억제하여 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 강도가 감소할 수 있다. 이에 본 발명은 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 적층결함에너지(Stacking fault energy; SFE)를 제어함으로써 쌍정(Twin)의 형성을 최대화하여 강도를 강화할 수 있다. 이 때, 상기 적층결함에너지(SFE)는 다음과 같이 정의할 수 있다.

SFE = 28.87+1.64Ni-1.1Cr+0.21Mn-4.45Si+36.5N

(상기 Ni, Cr, Mn, Si 및 N은 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

상기 쌍정(Twin)은 입계를 중심으로 결정구조가 대칭 구조를 가지는 현상을 의미하며, 재료 내 전위의 움직임을 방해하여 강도를 강화할 수 있다. 상기 쌍정은 생성 메커니즘에 따라 기계적 쌍정(Mechanical twin)과 어닐링 쌍정(Annealing twin)으로 나눌 수 있다. 본 명세서에서 쌍정은 어닐링 쌍정을 의미하나, 이에 한정되지 않는다.

실시 예에 따르면, 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 관계식 2를 만족하도록 각 원소의 함유량을 조절할 수 있다.

[관계식 2]

28.87+1.64Ni-1.1Cr+0.21Mn-4.45Si+36.5N ≤ 15

(상기 관계식 2에서 Ni, Cr, Mn, Si 및 N은 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)

상기 적층결함에너지(SFE)가 15를 초과하면, 쌍정변형이 진행되지 않으며, 소성변형 거동이 슬립(slip)이 발생하여 강도가 감소될 수 있다. 이러한 이유로, 상기 적층결함에너지(SFE)는 15 이하인것이 바람직하다. 한편, 상기 적층결함에너지(SFE)가 지나치게 낮으면, 오스테나이트상에서 소성 유기 마르텐사이트상이 형성되는 정도가 증가할 수 있다. 이러한 이유로, 상기 적층결함에너지(SFE)는 0 이상인 것이 바람직하나, 이에 한정하지 않는다.

이상 본 발명의 실시 예에 따른 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 대해 설명하였다. 이하 본 발명의 실시 예에 따른 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법에 대해 설명한다.

일 실시 예에 따르면, 본 발명에 따른 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.5% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.5%, Cu: 1.0 내지 2.5% N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 1100 내지 1200에서 1 내지 10분간 유지 한 후 수냉처리 하는 단계; 및 상기 수냉처리된 열연강판을 0 초과 80% 이하의 압하율로 냉간압연하는 단계; 중 어느 하나 이상의 단계를 포함할 수 있으며, 이를 통해 투자율(μ)이 1.02 이하인 비자성 오스테나이트계 스테인리스강을 제조할 수 있다.

본 발명의 실시 예에 따른 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은 일반적인 열간압연 - 수냉처리 - 냉간압연의 제조 공정을 통해 제조될 수 있다. 이 때, 상기 냉간압연 시 압하율은 0 초과 80% 이하인 것이 바람직한데, 상기 압하율이 0%이면, 냉간압연이 수행되지 않았다는 것을 의미하며, 상기 압하율이 80%를 초과하면 압연기의 부하가 심해져 생산성이 감소될 수 있으며, 과도한 압연으로 인해 표면 품질이 저하될 수 있다. 이러한 이유로 상기 압하율은 0 초과 80% 이하인 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 67 내지 73%일 수 있다.

상기 강도가 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 상기 Md30이 -200℃ 이하인 것을 만족하도록 각 원소의 함유량을 조절함으로써 상기 오스테나이트상을 안정화시킬 수 있으며, 상기 적층결함에너지(SFE)가 15mJ/㎡ 이하인 것을 만족하도록 각 원소의 함유량을 조절함으로써 쌍정(Twin)이 최대로 형성될 수 있다. 이를 통해, 0 초과 80% 이하의 압하율에서 1,550MPa의 항복강도가 구현되며, 동시에 상기 투자율(μ)이 1.02 이하인 비자성 오스테나이트계 스테인리스강을 제조할 수 있다.

이하 본 발명에 따른 바람직한 실시예를 보다 상세히 설명하도록 한다.

실시예

표 1에 기재된 합금 조성을 갖는 강을 연속주조 공정을 통하여 200mm 두께의 슬라브로 주조하였다. 상기 슬라브를 1,250℃에서 2시간 가열 후 2mm 두께로 열간압연하여 열연강판을 제조하였다.

이 후, 상기 열연강판을 1,150℃에서 8분간 유지 한 후 하기 표 1에 개시된 냉각속도로 수냉한 후 70%의 압하율로 냉간압연하였다.

이에 따라 압하율 0 초과 80% 이하를 기준으로 제조된 냉간압연강판의 마르텐사이트 분율(%), 투자율(μ) 및 항복강도(MPa)를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.

도 1을 참조하면, 본 발명의 실시 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 상기 Md30이 -200℃이하, 상기 적층결함에너지(SFE)가 15mJ/㎡ 이하인 특성을 동시에 가진 강재를 의미한다.

상기 표 2에서 볼 수 있는 바와 같이, 실시예 1 내지 4로 제조된 오스테나이트계 스테인리스강은 0 초과 80% 이하의 압하율에서의 투자율이 1.02μ 이하, 더 바람직하게는 평균 1.014μ인 것을 확인하였다. 동시에, 상기 항복강도가 1,550MPa이상, 더 바람직하게는 평균 1,621MPa인 것을 확인하였다. 이를 통해, 비자성과 고강도를 동시에 가지는 오스테나이트계 스테인리스강이 제조된 것을 확인할 수 있다.

다시 도 1을 참조하면, 상기 비교예 1 내지 4는 기존의 STS 301 및 STS 304에 해당하는 조성을 가진 강재이다.

표 2를 참조하면, 상기 비교예 1 내지 3은, 상기 실시예 1 내지 4와 마찬가지로 1,550MPa이상의 항복강도를 가지는 것을 확인하였으나, 투자율이 2.0이상으로 증가하였다. 이는 상기 강재 내 마르텐사이트상 분율이 15 내지 55% 포함되어 자성 특성이 증가하였기 때문이다.

반면에, 상기 Md30의 값을 낮춘 비교예 4는, 상기 마르텐사이트상 분율이 0.01중량% 이하로 제한되기 때문에, 항복강도가 1,285MPa로 1,550MPa에 미치지 못하는 것을 확인할 수 있다.

실제로 상기 비교예 1, 상기 비교예 4 및 상기 실시예 1로 제조된 강재의 진응력-진변형률(True stress - True strain curve)을 비교한 도 2를 참조하면, 상기 비교예 1 및 상기 실시예 1로 제조된 강재의 항복강도는 1,550MPa 이상인 것에 비해 상기 비교예 4로 제조된 강재는 1,550MPa에 미치지 못하고 파단된 것을 확인할 수 있다.

상기 비교예 1의 항복강도가 높은 이유는 강재내 마르텐사이트상이 41중량% 포함되었기 때문이다. 반면에 실시예는 상기 마르텐사이트상이 0.02중량% 포함되음에도 불구하고 항복강도가 향상된 것을 알 수 있다. 이는, 앞서 설명한대로 강재 내 상기 쌍정(Twin) 형성이 극대화되어 전위의 움직임을 방해하였기 때문에 항복강도가 향상되었기 때문이다.

상기 비교예 4는 마르텐사이트상이 0.02중량% 포함되어 상기 비교예 1에비해 강도가 낮으며, 상기 적층결함에너지(SFE)또한 15mJ/㎡를 초과하였기 때문에 강재 내 쌍정(Twin)이 극대화되지 못하였기 때문에 상기 비교예 1 및 상기 실시예 1과 다르게 항복강도가 1,550MPa 미만인 1,285MPa인 것을 확인할 수 있다.

즉, 상기 실시예 1은 상기 마르텐사이트상의 분율을 0.02중량%로 감소하여 투자율을 1.02이하로 저감하였다. 아울러, 상기 마르텐사이트상의 감소로 인하여 기계적 강도가 저하되는 것을 보완하기 위해 상기 적층결함에너지(SFE)또한 15mJ/㎡미만으로 제어하여 강재 내 쌍정(Twin)이 형성되는 것을 극대화하였다. 반면에 상기 비교예 1은 상기 실시예 1과 유사한 강도를 확보하였으나, 강재 내 상기 마르텐사이트상의 분율이 증가하여 투자율이 2.0 이상인 것을 확인할 수 있다. 또한, 상기 비교예 4는 강재 내 상기 마르텐사이트상의 분율을 상기 실시예 1과 동일하게 0.02중량%로 저감하였으나, 상기 쌍정(Twin)이 충분히 형성되지 않아 상대적으로 강도가 감소된 것을 확인할 수 있다. 이를 통해, 비자성 특성을 유지하면서 항복강도를 1,550MPa이상으로 향상된 강재를 제공할 수 있다.

상기 비교예 5 및 비교예 9 내지 10은 1,550MPa이상이며, 1,638 내지 1,654MPa인 것을 알 수 있다. 이는 상기 마르텐사이트상이 0.1 내지 1중량% 포함되었으며, 동시에 상기 적층결함에너지(SFE)가 15mJ/㎡미만으로 강재 내 쌍정(Twin) 형성이 극대화되어 항복강도가 향상되었기 때문이다.

다만, 상기 비교예 5 및 비교예 9 내지 10은 투자율이 1.05 내지 1.2μ인 것을 확인할 수 있다. 이는, 상기 오스테나이트상의 일부가 상기 마르텐사이트상으로 변태되어 상기 마르텐사이트상의 분율이 0.1 내지 1중량%으로 상승하였기 때문이다. 즉, 상기 비교예 5 및 비교예 9 내지 10은 상기 Md30이 -167.6 내지 -190.2℃로 -200℃를 초과하였기 때문에, 상기 오스테나이트상의 안정도가 감소하여 상기 마르텐사이트상이 증가하였다. 이러한 이유로 상기 강재의 비자성 특성이 열악해져 상기 투자율이 1.05로 상승하였다.

반면에, 상기 비교예 11 내지 12는 상기 Md30이 모두 -200℃미만, 더 바람직하게는 -233.79 및 -244.82℃이며, 그 결과 상기 마르텐사이트상 분율이 0.01중량%, 투자율이 1.02μ 이하이다. 이는 상기 비교예 11 내지 12로 제조된 강재가 비자성강인 것을 확인할 수 있다.

다만, 상기 비교예 11 내지 12는 상기 적층결함에너지(SFE)가 각각 16.87 및 16.95 mJ/㎡로 15 mJ/㎡를 초과한다. 이는 상기 강재 내 쌍정(Twin)이 극대화 되지 못하였으며, 이러한 이유로 부분적으로 슬립이 발생하였기 때문에 항복강도가 저하되었음을 알 수 있다. 실제로 상기 비교예 11 내지 12의 항복강도는 1,501 및 1,490MPa로 모두 1,550MPa 미만인 것을 확인할 수 있다.

마지막으로, 비교예 6 내지 8 또한 상기 Md30이 -200℃ 이하인 동시에 상기 적층결함에너지(SFE)가 15mJ/㎡ 이하인 조건을 만족시키지 못하였기 때문에 상기 투자율 또는 상기 항복강도 중 어느 하나의 물성이 상기 실시예 1 내지 4에 미치지 못하는 것을 확인할 수 있다.

상기 실시예 1 내지 4 및 상기 비교예 1 내지 12로 제조된 강재의 상기 Md30과 상기 항복강도 및 상기 투자율을 비교하여 도 3에 개시하였다. 도 3을 참조하면, 실시예 1 내지 4로 제조된 상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은Md30을 -200℃ 이하로 제어함으로써, 상기 오스테나이트상의 안정도를 향상하였으며, 이를 통해 강재 내 상기 마르텐사이트상의 분율을 0.01 내지 0.02중량%로 제어하였다. 그 결과 0 초과 80% 이하의 압하율에서 투자율 1.02 이하를 가지는 비자성 특성을 구현하였다.

동시에 상기 동시에 상기 적층결함에너지(SFE)가 15mJ/㎡이하로 제어함으로써, 강재 내 쌍정(Twin)이 형성되는 것을 극대화하였다. 그 결과 상기 마르텐사이트상의 분율이 감소하여도 1,550MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 특성을 구현하였다. 즉, 본 발명의 따른 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 0 초과 80% 이하의 압하율에서 투자율 1.02 이하를 가지는 비자성 특성과 1,550MPa 이상의 항복강도를 가지는 고강도 특성을 동시에 구현할 수 있음을 다시 한 번 확인할 수 있다.

이상의 설명에서는 본 발명의 다양한 실시예들을 제시하여 설명하였으나 본 발명이 반드시 이에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능함을 쉽게 알 수 있을 것이다.

Claims (12)

1. 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.5% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.5%, Cu: 1.0 내지 2.5% N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
2. 제 1항에 있어서,
   상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
   [관계식 1]
   551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo ≤ -200
   (상기 관계식 1에서 C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 Mn에 0을 대입한다.)
3. 제 2항에 있어서,
   상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
   [관계식 2]
   28.87+1.64Ni-1.1Cr+0.21Mn-4.45Si+36.5N ≤ 15
   (상기 관계식 2에서 Ni, Cr, Mn, Si 및 N은 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 Mn에 0을 대입한다.)
4. 제 1항에 있어서,
   상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 항복강도가 1,550㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
5. 제 1항에 있어서,
   상기 C와 N의 합이 0.4 내지 0.5중량%인 것을 만족하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
6. 제 5항에 있어서,
   상기 N은 0.2 내지 0.25중량%인 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
7. 제 1항에 있어서,
   상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 마르텐사이트상의 분율이 0.01중량% 미만인 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
8. 제 1 내지 7항 중 어느 한 항에 있어서,
   상기 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 80% 이하의 압하율에서 투자율(μ)이 1.02 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강.
9. 중량%로 C: 0.2 내지 0.25%, Si: 2.5 내지 3.5%, Mn: 4.5% 이하, Cr: 19.0 내지 23.0%, Ni: 5.5 내지 8.5%, Cu: 1.0 내지 2.0% N: 0.1 내지 0.4%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
   상기 열연강판을 1100 내지 1200℃에서 1 내지 10분 동안 유지 한 후 수냉처리 하는 단계; 및
   상기 수냉처리된 열연강판을 80% 이하의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 포함하는 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
10. 제 9항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기 관계식 1를 만족하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
    [관계식 1]
    551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29(Ni+Cu)-18.5Mo ≤ -200
    (상기 관계식 1에서 C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)
11. 제 10항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기 관계식 2를 만족하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
    [관계식 2]
    28.87+1.64Ni-1.1Cr+0.21Mn-4.45Si+36.5N ≤ 15
    (상기 관계식 2에서 Ni, Cr, Mn, Si 및 N은 각 원소의 중량%이며, Mn이 함유되지 않은 경우는 식 중의 Mn에 0을 대입한다.)
12. 제 9항에 있어서,
    상기 N은 0.2 내지 0.25중량%를 포함하는, 고강도의 비자성 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
    
    

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