WO2013100600A1 - 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel for a fuel cell separator and a method for manufacturing the same, and more particularly, to control yield point stretching according to an alloy component, thereby eliminating the need for post-processing such as temper rolling and leveling by yield point extension, and forming a fuel cell thin plate.
  • the present invention relates to a stainless steel for fuel cell separator having excellent surface quality and formability, and a method of manufacturing the same.
  • the polymer electrolyte fuel cell has been spotlighted as a power source for transportation, portable, and home use because of its low operating temperature of 70 ⁇ 100 °C, short operating time, and high power density.
  • the fuel cell stack has electrolyte and electrode (Anode, Cathode) It consists of a membrane-electrode assembly and a separator having a flow path, an inlet and outlet of air, and an end plate including an inlet and outlet of hydrogen gas.
  • the fuel cell separator is generally formed of one of graphite, carbon composite, Ti alloy, stainless steel and conductive plastic.
  • Stainless steel is also one of the main materials for fuel cell separators.
  • Stainless steel has the advantages of low interfacial contact resistance, excellent corrosion resistance, thermal conductivity, low gas permeability and large area, good product formability and thinning, which can reduce fuel cell stack volume and weight. .
  • the metal separator using stainless steel uses a stamping and hydroforming process to produce a thin thickness of about 0.1 mm. Through the process of forming a channel having a flow path formed of a material having.
  • the thin stainless steel undergoing this molding process should have good formability of the material, no surface defects of the product after molding, and no necking or breaking of the molding deformation part even in the design requirements of various molding flow depths and channel widths.
  • the formability of the stainless steel sheet product is due to the fracture stress caused by the stretching of the yield point of the material according to the plastic deformation section received by the material, the fracture phenomenon caused by local stress concentration of the material, or the surface defect or elongation inferiority due to the uneven deformation pattern of the surface.
  • the stretcher strain defect caused by the yield point stretching of the metal among the factors causes the non-uniform deformation of the material due to the small amount of invasive solid solution of the material, resulting in the intaglio pattern of the flame form on the surface, resulting in the roughness of the entire surface as the deformation continues. If such a phenomenon occurs, it may cause defects due to the formation of fine wrinkles in the channel forming channel of the separator plate or breakage due to local stress concentration at the material deformation part when forming the fuel cell separator. .
  • the removal of the yield point can be said to be an essential factor to improve the formability when forming the fuel cell separator.
  • a method of removing the final rolled sheet material by about 0.5 to 2% by cold rolling or leveling is generally known.
  • due to the additional process such as cold rolling or leveling can increase the manufacturing cost of the material, there is a problem that these yield stretching may occur again after a certain time.
  • the present invention has been made in accordance with the above requirements, there is no stretcher strain due to the yield point stretch of the material, the elongation is excellent, and the moldability without fracture due to local stress concentration at the material deformation part when forming the separation channel flow path for thin material It is an object to provide an excellent stainless steel for fuel cell separator.
  • an object of the present invention is to provide a method for producing a stainless steel for separator plates such as automobiles, households, portable fuel cells and the like, in addition to formability.
  • the present invention is in weight%, C: greater than 0 and 0.02% or less, N: greater than 0 and 0.02% or less, Si: greater than 0 and 0.4% or less, Mn: greater than 0 and 0.2% or less, P: greater than 0 and 0.04% or less, S: 0 More than 0.02% or less, Cr: 25.0 to 32.0%, Cu: 0 to 1.0%, Ni: more than 0 and 0.8% or less, Ti: 0.01 to 0.5% or less, Nb: 0.01 to 0.5% or less, V: 0.01 to 1.5% or less
  • the present invention provides a stainless steel for fuel cell separator, comprising a balance Fe and an inevitably contained element, satisfying the following formula (1), and having a yield point elongation of 1.1% or less, and having excellent surface quality and formability.
  • the stainless steel may be contained in a weight% of Ni: greater than 0 and less than 0.3%.
  • the stainless steel further includes one or two elements selected from the group consisting of Mo: 0 to 4% and W: 0 to 1% by weight.
  • the stainless steel comprises (Ti, Nb) (C, N) precipitates, the area fraction (%) of the total precipitate per unit area in the stainless steel is less than 3.5%, (Ti, Nb) (C, N) %) Of the total precipitate may be greater than or equal to 62%.
  • the stainless steel is a weight%, C + N may be less than 0.032%.
  • C greater than 0 and 0.02% or less
  • N greater than 0 and 0.02% or less
  • Si greater than 0 and 0.4% or less
  • Mn greater than 0 and 0.2% or less
  • P More than 0 and 0.04% or less
  • S More than 0 and 0.02% or less
  • Cr 25.0 to 32.0%
  • Cu 0 to 1.0%
  • Ni more than 0 and 0.8% or less
  • Ti 0.01 to 0.5% or less
  • Nb 0.01 to 0.5%
  • V 0.01% to 1.5%
  • the stainless steel of the composition satisfying the following formula (1), the cold rolling annealing heat treatment after hot rolling and cold rolling process, but yield point
  • a method for manufacturing a stainless steel for fuel cell separator having excellent surface quality and formability for controlling elongation to 1.1% or less.
  • the stainless steel is contained in a weight%, Ni: more than 0% and 0.3% or less, and C + N may be 0.032% or less.
  • the stainless steel comprises (Ti, Nb) (C, N) precipitates, the area fraction (%) of the total precipitate per unit area in the stainless steel is less than 3.5%, (Ti, Nb) (C, N) %) Of the total precipitate may be greater than or equal to 62%.
  • the stainless steel is repeatedly carried out in the regeneration process, hot rolling, hot rolling annealing, cold rolling and cold rolling annealing, the cold rolling annealing temperature is carried out at a temperature of 900 ⁇ 1100 °C.
  • the optimum alloy design lowering the yield point elongation to within 1.1% by controlling the amount of invasive alloy elements (C, N) of steel and the content of appropriate stabilizing elements (Ti, Nb, V).
  • C, N invasive alloy elements
  • Ti, Nb, V stabilizing elements
  • the present invention does not require post-processing such as temper rolling and leveling within the above component range, and can produce a stainless steel for fuel cell separator plate suitable for fuel cell thin plate molding.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between the yield point measured according to the component content of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph showing the surface shape of the fuel cell separator molded product molded from comparative steel and invention steel.
  • FIG. 4 is a transmission electron micrograph of Comparative Steel 4 (a) and Inventive Steel 5 (b) of Tables 1 and 2.
  • FIG. 4 is a transmission electron micrograph of Comparative Steel 4 (a) and Inventive Steel 5 (b) of Tables 1 and 2.
  • Ferritic stainless steel for fuel cell separator having excellent formability and excellent surface quality has a weight%, more than C: 0 and less than 0.02%, more than N: 0 and less than 0.02%, more than Si: 0 and less than 0.4%, Mn: More than 0 and 0.2% or less, P: More than 0 and 0.04% or less, S: More than 0 and 0.02% or less, Cr: 25.0 to 32.0%, Cu: 0 to 1.0%, Ni: More than 0 and 0.8% or less, Ti: 0.01 or more One or more elements selected from the group consisting of 0.5% or less, Nb: 0.01 to 0.5% or less, V: 0.01 to 1.5% or less and Mo: 0 to 4%, W: 0 to 1% are further included. , Remainder Fe, and inevitably contains a composition.
  • a cold rolled, annealed, pickled or cold rolled, bright annealed hot rolled coil made of hot rolling, annealing, and pickling having the above composition is repeatedly manufactured.
  • composition range of the present invention and the reason for limitation thereof will be described in more detail.
  • all% described below is weight%.
  • the content is preferably made 0.02% or less.
  • N is an element that forms a nitride and is present in an invasive form, and if excessively contained, the strength increases but is disadvantageous in elongation and yield point stretching. Therefore, the content is preferably made 0.02% or less.
  • the composition ratio of Si is limited to 0.4% or less.
  • Mn is an element that increases deoxidation, but MnS, which is an inclusion, reduces corrosion resistance, so the composition ratio of Mn is limited to 0.2% or less in the present invention.
  • composition ratio of P is limited to 0.04% or less in the present invention.
  • the present invention limits the composition ratio of S to 0.02% or less in consideration of this.
  • Cr increases corrosion resistance in an acidic atmosphere in which a fuel cell operates, but decreases elongation, thereby inhibiting moldability, and therefore, the composition ratio of Cr is limited to 25% to 32%.
  • Cu increases the corrosion resistance in the acidic atmosphere in which the fuel cell is operated, but when it exceeds 1%, the elongation is lowered and the moldability deteriorates, so it is limited to 1% or less.
  • Ni When Ni is added in excess of 0.8%, formation of the material may be deteriorated due to Ni dissolution and elongation during fuel cell operation. Therefore, it is preferable to add Ni below 0.8%. In addition, when Ni is added in an amount of 0.3% or less, the Ni may more effectively act on soft nitriding of a material, thereby improving moldability. Therefore, it is more preferable that said Ni is more than 0 and 0.3% or less.
  • Ti and Nb are effective elements for forming C and N in carbon as carbonitrides.
  • Ti and Nb can increase the elongation of a material and are effective for suppressing yield point elongation.
  • the composition ratio is limited to 0.01 to 0.5% or less in consideration of this.
  • V is an element that forms carbonitrides and is effective for suppressing yield point stretching to improve moldability. When excessively added, the corrosion resistance and toughness decrease and are expensive, so the composition ratio of V is limited to 0.01 to 1.5%.
  • Mo serves to increase the corrosion resistance in the operating environment atmosphere, but inferior in elongation lowering and economical efficiency of the material at the time of excessive addition, in the present invention limits the composition ratio of Mo to 0% to 5% or less.
  • W has the effect of increasing the corrosion resistance and lowering the interfacial contact resistance in the acidic atmosphere in which the fuel cell operates, but decreases the formability due to the lowering of the elongation of the material when excessively added. Therefore, the present invention limits the composition ratio of W to 0 to 1.0% in consideration of this.
  • Mo, W may be added one or more.
  • the present invention in forming steel, the present invention adjusts the C, N, V, Ti, Nb content of the following formula (1) in the above composition range and adjusts it to 0.7 or less, and the yield point elongation of the material is 1.1. It is possible to manufacture steel materials within% and excellent in moldability.
  • formula (1) is the result of putting the value of the weight% with respect to each component, for example, C, N, V, Ti, Nb.
  • the present invention is first produced as a slab through the playing process of the alloy designed steel as described above. Subsequently, the slab is subjected to hot rolling after hot rolling, hot rolling annealing, and repeated cold annealing after cold rolling, thereby producing a cold rolled sheet having a final desired thickness.
  • the cold rolling annealing temperature is preferably carried out at a temperature of 900 ⁇ 1100 °C.
  • the cold rolling annealing temperature is higher than 1100 °C, the grains coarsen and the yield point elongation is improved. However, the elongation is deteriorated and the moldability is deteriorated. If the annealing temperature is 900 °C or less, the recrystallized texture does not develop, the moldability is disadvantageous.
  • Table 1 shows the relationship between yield point stretching according to the present invention and a comparative example.
  • Equation (1) shown in Table 1 below is as follows.
  • Equation (1) 9.1C-1.76V + 5.37 (C + N) / Ti-1.22Nb
  • yield point extension was measured with respect to a 0.2 mm cold rolled material.
  • Ingots were prepared by dissolving alloys of the compositional components as shown in Table 1 at a vacuum induction rate of 50 kg capacity.
  • the prepared ingot was hot rolled and then hot rolled to prepare a hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot rolled steel sheet was cold rolled to a final thickness of 0.2 mm to prepare a cold rolled sheet material.
  • the produced cold rolled sheet was subjected to rapid cooling after annealing at a heating temperature of 1000 ° C.
  • the prepared cold rolled sheet was subjected to a tensile test of a crosshead speed of 20 mm / min by processing the specimen in a direction parallel to the rolling direction after the pickling standard JIS 13B after pickling. The yield point elongation according to each material component was measured through the tensile test.
  • Figure 1 shows the results of comparing the yield point elongation (%) and formula (1) of the 0.2 mm thick cold rolled annealing sheet according to Table 1
  • Figure 2 is a comparative steel 5 (left) and the invention steel 1 ( The result shows the surface shape after stamping and forming a fuel cell separator with the electrode effective area of 200 cm 2 of cold rolled steel (right) and annealing heat treatment at 1000 ° C. after annealing heat treatment.
  • Comparative Steel 5 the surface of the indented strain strain appears after processing, whereas invented steel 1 can obtain a good surface quality without the strainer strain defect.
  • inventive steel 1 was able to obtain better moldability than comparative steel 5.
  • invented steel 1 (1.1% yield point and 0.7 in formula (1)) was formed compared to comparative steel 5 (1.2% yield point and 1.16 in formula (1)). It was confirmed that the sex is improved.
  • Yield point stretching is an item that can confirm the formability, and when the yield point extension exceeds 1.1%, local stress concentration is applied to the processing deformation part (arrow of FIG. 2) during processing steel grade for use in a fuel cell separator. This problem occurs due to the deepening and the formation of streaks. That is, when yield point elongation is more than 1.1% and the value according to Formula (1) exceeds 0.7, moldability will fall.
  • the yield point stretching is preferably 1.1% or less.
  • the yield point stretching is performed by adjusting the content of the invasive alloying elements (C, N) and the carbon, nitride forming elements V, Ti, and Nb by adjusting the appropriate contents.
  • the value calculated by (1) was adjusted to 0.7 or less, it was found that yield point elongation became small.
  • the yield point extension exceeds 1.1%.
  • Figure 1 shows the results of comparing the yield point elongation (%) of the 0.2 mm thick cold-rolled annealing sheet according to the component content of the present invention in comparison with the value of the formula (1).
  • the stainless steel according to the present embodiment may include (Ti, Nb) (C, N) precipitates, Nb 2 C precipitates and Laves phase (Fe 2 Nb) precipitates.
  • the surface of the stainless steel may be covered by (Ti, Nb) (C, N) precipitates, Nb 2 C precipitates and Laves phase (Fe 2 Nb) precipitates (total precipitates), wherein the total per unit area of the stainless steel The precipitate area fraction is 3.5% or less, and the (Ti, Nb) (C, N) / total precipitate area fraction (%), which is the ratio of (Ti, Nb) (C, N) precipitates to the total precipitates, is 62% or more. Can be.
  • the (Ti, Nb) (C, N) precipitates exist as one precipitate phase, and the (Ti, Nb) (C, N) precipitates effectively fix N and C in the substrate, thereby yielding a yield point of stainless steel. Stretching can be improved to improve moldability.
  • the total precipitate area fraction means the extent to which the total precipitate is covered with respect to the total area of the steel grade (after annealing of 0.2 mm cold rolled material) used as a sample.
  • Table 2 shows the results of analyzing the total precipitate measured by transmission electron microscopy of the total precipitate and the total precipitate (100 nm 2 ) per unit area for the steel grades of Table 1 by an image analyzer.
  • each of the steel grades were randomly measured five times with a transmission tram microscope (TEM) while changing the position for each steel grade, and the values shown in Table 2 were measured five times for one sample (steel grade). Average value.
  • TEM transmission tram microscope
  • the precipitates When precipitates are increased in stainless steel, the precipitates can cure the substrate of the steel species. Therefore, the increase of the precipitate may increase the yield point, when the total amount of the precipitate (total precipitate) exceeds 3.5% in an area fraction per unit area may reduce the formability of the steel species.
  • the ratio of (Ti, Nb) (C, N) / total precipitate area (%), which is the ratio of (Ti, Nb) (C, N) precipitates to the total precipitates is 62% or more, When Nb) (C, N) /% of total precipitate area is less than 62%, C and N cannot be dissolved to increase yield point elongation and lower moldability.
  • Table 3 shows the results of the relationship between yield point stretching for C + N according to the present invention and the comparative example.
  • the comparative steel and the inventive steel of Table 3 were also confirmed by the same method using the same 0.2mm cold rolled material as in Table 1.
  • C + N may be 0.032% or less by weight.
  • the solid solution C and N content may be increased, and a large amount of precipitates may be formed to increase yield point elongation and reduce moldability.
  • the value of C + N exceeds 0.032%, the amount of Ti, Nb and V must be excessively added to lower the solid solution C and N content, which increases yield point elongation.
  • the softness of the material due to excessive carbonitride formation may be inhibited, thereby lowering the overall formability.
  • Table 3 shows the results of confirming the yield point stretching for Comparative Steels 9 to 11 and Inventive Steels 8 to 10. As shown in Comparative Steels 9 to 11, in the case of C + N of 0.0377, 0.038 and 0.034, it was confirmed that yield point elongation was 2.5, 2 and 1.5, respectively, and was disadvantageous in formability. In addition, it was confirmed that the values according to Equation (1) in Comparative Steels 9 to 11 also exceeded 0.7 as 1.677, 3.202, and 2.622, respectively.
  • C + N is 0.012, 0.018 and 0.032, respectively, the yield point was confirmed that 0.5, 0.4 and 0 are all 1.1% or less.
  • the inventive steels 8 to 10 have values of 0.1, -0.041, and 0.697, respectively, equal to or less than 0.7, and these inventive steels 8 to 10 have excellent surface quality and formability and are suitable for fuel cell separators. It could be confirmed that it can be used. That is, as shown in Table 3, it is preferable to manage the total amount of C + N as the precipitated element, and considering the formability, yield point elongation and production cost of stainless steel, C + N is preferably managed to 0.032% or less.
  • C + N is preferably managed to 0.032% or less.
  • FIG. 4 is a transmission electron micrograph of Comparative Steel 4 (a) and Inventive Steel 5 (b) of Tables 1 and 2.
  • FIG. 4 is a transmission electron micrograph of Comparative Steel 4 (a) and Inventive Steel 5 (b) of Tables 1 and 2.
  • FIG. 4 in the case of FIG. 4A, which is Comparative Steel 4, the proportion of total precipitates per unit area (per 100 nm 2 ) of stainless steel is 5.6% in area fraction (%), and FIG. In the case of (b) of 4, the proportion of the total precipitate per unit area (per 100 nm 2 ) of the stainless steel was 3.2% as the area fraction (%).
  • FIG. 3 shows a computer simulation using the finite element method for the true strain distribution in the longitudinal direction of the specimen at the same stroke of the punch during the V-bending test when there is no yield point extension (left) and when the yield point extension is 4% (right).
  • yield point stretching a maximum strain of 0.061 in the bending strain concentration area is shown, and a strain of 0.02 (about 2% of the nominal strain) is increased compared to the test of a material without yield point stretching of 0.041.
  • the deformation shape of the specimen shows a rather bent shape rather than a relatively smooth curve, which does not induce the dispersion of the yield point stretching from the surface of the material during the bending of the material in the longitudinal direction of the specimen.
  • the removal of the yield point can be said to be an essential factor to improve the formability when forming the fuel cell separator.
  • a method of removing the final rolled sheet material by about 0.5 to 2% by cold rolling or leveling is generally known.
  • the additional process such as cold rolling or leveling can increase the manufacturing cost of the material, there is a problem that these yield stretching may occur again after a certain time.
  • the present invention further comprises the step of forming a thin plate for the fuel cell separator plate of the stainless steel alloy designed in the above composition can finally obtain the stainless steel for polymer fuel cell separator plate.

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Description

표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 연료전지 분리판용 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 합금성분에 따른 항복점 연신을 제어하여 항복점 연신에 의한 조질압연 및 레벨링등의 후공정이 필요 없고, 연료전지 박판 성형에 적합한 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
고분자 전해질 연료전지는 작동온도가 70~100℃로 낮고 가동시간이 짧으며 출력밀도가 높아 수송 및 휴대용, 가정용등의 전력원으로 각광을 받고 있으며, 연료전지 스택은 전해질과 전극(Anode, Cathode)으로 구성된 막-전극 집합체와 유로가 있는 분리판, 공기의 입출구, 수소가스의 입출구가 포함된 엔드 플레이트로 구성된다.
연료전지 분리판은 일반적으로, 흑연, 카본 복합체, Ti합금, 스테인리스강 및 도전성 플라스틱 중 하나로 형성된다. 스테인리스강 역시 연료전지 분리판의 주요 소재중의 하나이다. 스테인리스강은 낮은 계면접촉저항, 우수한 내식성, 열전도성, 낮은 기체투과성 및 대면적화가 가능하고, 양호한 제품 성형성, 박물화가 가능하여 연료전지 스택의 부피저감, 무게감소를 이룰 수 있는 장점을 갖고 있다.
스테인리스강을 활용한 금속 분리판은 기계가공 방법을 사용하는 흑연 분리판의 유로설계 제작 공정과는 달리 스탬핑(Stamping), 하이드로 포밍(Hydroforming)공정을 사용하여 통상의 0.1mm 두께 내외의 얇은 두께를 갖는 소재로 유로가 형성된 채널을 성형하는 공정을 거치게 된다.
이러한 성형공정을 거치는 박판 스테인리스강은 소재의 성형성이 좋아야 하며, 성형후 제품의 표면결함이 없어야 하며 다양한 성형유로 깊이, 채널폭의 설계 요건에서도 성형 변형부의 네킹 및 파단이 없어야 한다.
상기 스테인리스강 박판 제품의 성형성은 재료가 받는 소성변형 구간에 따라 소재의 항복점 연신에 의한 스트레쳐 스트레인 등에 의하여 소재의 국부적 응력집중에 의한 파단 현상이나, 표면의 불균일 변형무늬에 의한 표면결함 혹은 연신율 열위에 따른 가공성의 문제가 있다. 상기 인자중 금속의 항복점 연신에 의해 발생하는 스트레쳐 스트레인 결함은 소재의 소량의 침입형 고용원소에 의하여 소재의 불균일 변형을 일으켜 표면에 불꽃형태의 음각의 무늬가 나타나 변형이 계속되면서 면 전체가 거칠게 되는 현상으로, 이러한 현상이 발생할 경우 연료전지 분리판의 성형시 분리판 유로 성형 채널부위의 잔주름의 형성에 의한 결함 혹은 소재 변형부위의 국부적 응력 집중에 의한 파단 발생을 유발할 수 있어서 근본적인 해결이 필요하다.
따라서 항복점 연신은 제거되는 것이 연료전지 분리판 성형 시 성형성을 향상시키는 필수적인 요소라고 할 수 있다. 통상적으로 이를 제거하기 위해서는 최종 압연판재를 0.5에서 2%정도로 냉간압연 혹은 레벨링등에 의해 제거하는 방법이 일반적으로 알려져 있다. 그러나 냉간압연 혹은 레벨링등의 추가 공정으로 인하여 소재의 제조비용을 높일 수 있고, 일정 시간이 지난후에 이들 항복점 연신이 재발생할 수 있는 문제점이 있다.
본 발명은 상기의 요망에 의하여 안출된 것으로서 소재의 항복점 연신에 의한 스트레쳐 스트레인이 없고 연신율이 우수하며 박판 소재에 대한 분리판 유로 성형시 소재 변형부위의 국부적 응력 집중에 의한 파단이 없는 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강을 제공하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명은 성형성 이외에도 표면품질이 우수하여 자동차, 가정용, 휴대용 연료전지등의 분리판용 스테인리스 강의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 중량 %로, C: 0 초과 0.02% 이하, N: 0 초과 0.02% 이하, Si: 0 초과 0.4% 이하, Mn: 0 초과 0.2 %이하, P: 0 초과 0.04% 이하, S: 0 초과 0.02% 이하, Cr:25.0~32.0%, Cu:0~1.0%, Ni: 0 초과 0.8% 이하, Ti:0.01~0.5% 이하, Nb:0.01~0.5% 이하, V:0.01~1.5% 이하, 잔부 Fe 및 불가피하게 함유되는 원소로 이루어지고, 하기 식(1)을 만족하며 항복점 연신이 1.1% 이하인 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강을 제공한다.
(1) 9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti - 1.22Nb ≤ 0.7
또한, 상기 스테인리스강은 중량 %로, Ni: 0초과 0.3% 이하로 함유할 수 있다.
본 발명에 있어서, 상기 스테인리스강은 중량 %로, Mo:0~4%, W:0~1%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종의 원소가 더 포함된다.
또한, 상기 스테인리스강은 (Ti,Nb)(C,N)석출물을 포함하고, 상기 스테인리스강에서 단위면적당 전체석출물의 면적분율(%)은 3.5% 이하이되, (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물의 면적분율(%)은 62% 이상일 수 있다.
또한, 상기 스테인리스강은 중량 %로, C+N은 0.032% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 또 다른 실시예에 의하면, 중량 %로, C: 0 초과 0.02% 이하, N: 0 초과 0.02% 이하, Si: 0 초과 0.4% 이하, Mn: 0 초과 0.2 %이하, P: 0 초과 0.04% 이하, S: 0 초과 0.02% 이하, Cr:25.0~32.0%, Cu:0~1.0%, Ni: 0 초과 0.8% 이하, Ti:0.01~0.5% 이하, Nb:0.01~0.5% 이하, V:0.01~1.5% 이하, 잔부 Fe 및 불가피하게 함유되는 원소로 이루어지고, 하기 식(1)을 만족하는 조성의 스테인리스강을 연주, 열연 및 냉연공정 후에 냉연 소둔열처리를 실시하되, 항복점 연신을 1.1% 이하로 제어하는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조방법을 제공한다.
(1) 9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti - 1.22Nb ≤ 0.7
또한, 상기 스테인리스강은 중량 %로, Ni: 0초과 0.3% 이하로 함유하고, C+N은 0.032% 이하일 수 있다.
또한, 상기 스테인리스강은 (Ti,Nb)(C,N)석출물을 포함하고, 상기 스테인리스강에서 단위면적당 전체석출물의 면적분율(%)은 3.5% 이하이되, (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물의 면적분율(%)은 62% 이상일 수 있다.
본 발명에서는 상기 스테인리스강을 연주공정, 열간압연, 열연소둔, 냉간압연 및 냉연 소둔을 반복하여 실시하되, 상기 냉연 소둔온도는 900~1100℃의 온도조건에서 실시한다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명에 의하면 강의 침입형 합금원소(C, N)의 량과, 적정 안정화 원소(Ti, Nb, V)의 함량을 조절하여 항복점 연신이 1.1%이내로 낮추는 최적의 합금설계로 이루어진 연료전지 분리판용 스테인리스강을 얻을 수있다.
또한, 본 발명은 상기 성분범위 내에서 조질압연 및 레벨링등의 후공정이 필요 없고, 연료전지 박판 성형에 적합한 연료전지 분리판용 스테인리스강을 제조할 수 있다.
도 1은 본 발명에 의한 성분원소 함량에 따른 측정된 항복점 연신과의 관계를 나타내는 그래프도.
도 2는 비교강과 발명강으로 성형된 연료전지 분리판 성형품 표면형상을 나타낸 사진도.
도 3은 항복점연신이 없는 경우(상)와 항복점 연신이 4%인 경우(하) V-bending Test 시 펀치의 동일 스트로크에서 시편 길이방향의 진변형률 분포와 그 최대값의 컴퓨터 시뮬레이션 결과를 나타낸 그래프도.
도 4는 표 1 및 표 2의 비교강 4 (a) 및 발명강 5 (b)의 투과 전자 현미경 사진.
이하에서는 본 발명의 실시예를 도시한 도면들을 참조하여 구체적으로 상술한다.
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.
본 발명에 따른 성형성이 우수하고 표면품질이 우수한 연료전지 분리판용 페라이트계 스테인리스강은 중량 %로, C:0초과 0.02% 이하, N:0 초과 0.02% 이하, Si:0초과 0.4% 이하, Mn:0초과 0.2 %이하, P:0초과 0.04% 이하, S:0초과 0.02% 이하, Cr:25.0~32.0%, Cu:0~1.0%, Ni:0초과 0.8% 이하, Ti:0.01~0.5% 이하, Nb:0.01~0.5% 이하, V:0.01~1.5% 이하 그리고 Mo:0~4%, W:0~1%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종의 원소가 더 포함되며, 잔부 Fe 및 불가피하게 함유되는 원소의 조성을 가진다.
본 발명은 상기 조성을 가지는 주편을 열간압연, 소둔, 산세가 이루어진 열연코일을 냉간압연, 소둔, 산세 혹은 냉간압연, 광휘소둔을 되풀이하여 최종 냉연제품이 제조된다.
이하, 본 발명의 조성범위와, 그 한정이유를 더욱 상세히 설명한다. 아울러, 이하에서 설명되는 %는 모두 중량%이다.
C는 탄화물을 형성시키는 원소로서 침입형으로 존재하게 되므로 과도하게 함유되면 강도는 상승하지만 연신율이 저하될 수 있다. 또한 과도한 C의 함유는 항복점 연신율을 크게하여 성형성의 저하를 초래한다. 따라서 그 함량은 0.02%이하로 하는 것이 바람직하다.
N는 질화물을 형성시키는 원소로서 침입형으로 존재하게 되므로 과도하게 함유되면 강도는 상승하지만 연신율 및 항복점 연신에서 불리하다. 따라서 그 함량은 0.02%이하로 하는 것이 바람직하다.
Si는 탈산에 유효한 원소이나 인성 및 성형성을 억제하므로, 본 발명에서는 Si의 조성비를 0.4% 이하로 제한한다.
Mn은 탈산을 증가시키는 원소이나, 개재물인 MnS는 내식성을 감소시키므로, 본 발명에서는 Mn의 조성비를 0.2% 이하로 제한한다.
P는 내식성뿐만 아니라 인성을 감소시키므로, 본 발명에서는 P의 조성비를 0.04% 이하로 제한한다.
S는 내공식성 및 열간가공성을 저하시키므로, 본 발명에서는 이를 고려하여 S의 조성비를 0.02% 이하로 제한한다.
Cr은 연료전지가 작동되는 산성 분위기에서 내식성을 증가시키나, 연신율을 감소시켜 성형성을 저해하므로, 본 발명에서는 Cr의 조성비를 25% 내지 32%로 제한한다.
Cu는 연료전지가 작동되는 산성 분위기에서 내식성을 증가시키나, 1%를 초과시 연신율이 저하되어 성형성이 나빠지므로 1%이하로 제한한다.
Ni은 0.8%을 초과하여 첨가되는 경우, 연료전지 작동중에 Ni 용출 및 연신율 저하로 인하여 소재의성형성이 저하될 수 있다. 따라서, 상기 Ni는 0.8% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 Ni는 0.3% 이하로 첨가되는 경우에는, 소재의 연질화에 더 효과적으로 작용하여 성형성을 향상시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ni는 0 초과 0.3% 이하인 것이 더욱 바람직하다.
Ti와 Nb는 강 중의 C, N을 탄질화물로 형성하는 데 유효한 원소이며, 특히 소재의 연신율을 증가시킬 수 있고, 항복점 연신을 억제하는데 유효한 원소이다. 그러나 과잉 첨가하게 되면 개재물에 의한 외관불량 발생 및 인성이 저하하게 된다. 본 발명에서는 이를 고려하여 각각의 조성비를 0.01~0.5% 이하로 제한한다.
V은 탄질화물을 형성시키는 원소로써 항복점 연신을 억제하여 성형성을 개선하는데 유효한 원소이다. 과잉 첨가시 내식성 및 인성의 저하, 고가이므로 V의 조성비를 0.01~1.5%로 제한한다.
Mo는 작동되는 환경 분위기에서 내식성을 증가시키는 역할을 하나, 과잉첨가시 소재의 연신율 저하 및 경제성에서 열위하므로, 본 발명에서는 Mo의 조성비를 0% 내지 5% 이하의 범위로 제한한다.
W은 연료전지가 작동되는 산성 분위기에서 내식성을 증가시키고 계면접촉저항을 낮추는 효과가 있으나, 과잉 첨가 시 소재의 연신율 저하로 인한 성형성을 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 이를 고려하여 W의 조성비를 0~1.0%로 제한한다.
본 발명에서 상기 Mo, W은 1종 이상 첨가될 수 있다.
한편, 본 발명에서는 강을 조성함에 있어서, 본 발명은 상기의 조성범위에서 하기 식 (1)의 C, N, V, Ti, Nb함량을 조정하여 0.7 이하로 조절하면, 소재의 항복점 연신이 1.1%이내이고, 성형성이 우수한 강재를 제조할 수 있다. 여기에서, 식 (1)은 각각의 성분, 예컨대 C, N, V, Ti, Nb에 대한 중량%의 값을 넣은 결과이다.
(1) 9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti - 1.22Nb ≤ 0.7
이하 상기의 조성으로 이루어진 스테인리스강의 제조공정을 설명한다.
본 발명은 먼저 상기와 같이 합금설계된 강으로 연주공정을 통해서 슬라브로 제작된다. 이어서 슬라브는 열간압연, 열연소둔후 냉간압연을 실시하게 되고 냉간압연 후에는 소둔열처리를 반복 실시하게 되며, 최종 원하는 두께의 냉연 판재를 제조하게 된다. 본 제조공정에서 상기 냉연 소둔온도는 900~1100℃의 온도조건에서 실시하는 것이 바람직하다. 냉연 소둔온도가 1100℃이상에서는 결정립이 조대화 되어 항복점 연신현상은 개선되지만 연신율이 저하되어 성형성이 불리하고 소둔시 코일 장력에 의한 판파단이 우려된다. 소둔온도가 900℃이하에서는 재결정 집합조직이 발달하지 않아 성형성이 불리하다.
(실시예)
이하 실시예로 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
표 1 본 발명과 비교예에 의한 항복점 연신의 관계를 나타낸다.
하기 표 1에서 나타낸 식 (1)은 하기와 같다.
식 (1) 9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti - 1.22Nb
또한, 항복점 연신은 0.2mm 냉연재에 관하여 측정되었다.
표 1
구분 C Si Al P S Cr Cu Ti Nb V N 기타 항복점연신(%) 식(1)
비교강1 0.0077 0.113 0.05 <0.003 <0.002 30.13 0.49 0.05 0.24 0.41 0.0130 1.8 1.28
비교강2 0.0082 0.119 0.05 <0.003 <0.002 30.06 - 0.05 0.25 0.41 0.0160 2.0 1.65
비교강3 0.0072 0.113 0.04 <0.003 <0.002 28.02 - 0.05 0.25 0.41 0.0150 1.5 1.42
비교강4 0.0082 0.110 0.05 <0.003 <0.002 28.05 0.49 0.05 0.24 0.41 0.0160 2.1 1.66
비교강5 0.0036 0.126 0.03 <0.003 <0.002 29.90 0.51 0.04 0.35 0 0.0080 1.2 1.16
비교강6 0.0035 0.126 0.01 <0.003 <0.002 30.27 0.49 0.04 0.37 0 0.0084 1.8 1.18
비교강7 0.0083 0.130 0.02 <0.003 <0.002 29.60 0.51 0.05 0.50 0.40 0.0170 2.0 1.48
비교강8 0.0065 0.113 0.02 <0.003 <0.002 29.89 0.51 0.05 0.25 0.40 0.0190 2.3 1.79
발명강1 0.0047 0.112 0.05 <0.003 <0.002 28.01 - 0.05 0.15 0.3 0.0080 1.1 0.7
발명강2 0.0070 0.084 0.05 <0.003 <0.002 30.27 - 0.11 0.08 0.50 0.0190 0.7 0.36
발명강3 0.0060 0.111 0.05 <0.003 <0.002 30.43 - 0.10 0.24 0.50 0.0150 0.2 0.01
발명강4 0.0060 0.135 0.05 <0.003 <0.002 30.43 - 0.18 0.08 0.49 0.0170 0.1 -0.22
발명강5 0.0060 0.126 0.05 <0.003 <0.002 30.49 - 0.20 0.24 0.50 0.0170 0.01 -0.50
발명강6 0.0060 0.116 0.05 <0.003 <0.002 30.20 0.51 0.20 0.24 0.50 0.0170 0.0 -0.50
발명강7 0.0060 0.093 0.05 <0.003 <0.002 30.44 - 0.16 0.20 0.47 0.0150 1Mo 0.0 -0.31
표 1에 도시된 바와 같은 조성 성분의 합금을 50kg 용량의 진공유도로에서 용해하여 주괴를 제조하였다. 제조된 주괴는 열간압연 후 열연소둔하여 열연강판을 제조하였다. 이후에 열연강판을 최종두께 0.2mm 두께까지 냉간압연을 행하여 냉연판재를 제조하였다. 제작된 냉연판재는 가열온도 1000℃에서 소둔후 급속 냉각을 실시하였다. 제조된 냉연판재는 산세후 시험편규격 JIS13B로 압연방향과 평행한 방향으로 시편을 가공하여 크로스헤드속도(Crosshead speed)를 20mm/min으로 인장시험하였다. 인장시험을 통하여 각 소재성분에 따른 항복점 연신율을 측정하였다.
도 1은 표 1에 따른 0.2mm 두께의 냉연 소둔판재의 항복점 연신(%) 및 식(1)을 비교한 결과를 나타낸 것이며, 도 2는 본 발명의 비교강 5(왼쪽)와 발명강 1(오른쪽)의 냉간압연(0.2mm t) 및 1000℃에서 소둔 열처리후 급냉한 소재를 전극 유효면적 200cm2로 연료전지 분리판을 스탬핑 성형한 후의 표면형상을 보여 주는 결과이다. 비교강 5의 경우에는 가공한 후에 표면에 음각무늬 형태의 스트레쳐 스트레인결함이 나타나는 반면, 발명강 1에서는 스트레쳐 스트레인 결함이 없는 양호한 표면품질을 얻을 수 있다. 또한, 변형부의 두께감소율 관점에서 발명강 1에서 비교강 5보다 양호한 성형성을 얻을 수 있었다. 표 1 및 도 2에서 나타난 바와 같이, 발명강 1 (항복점 연신은 1.1% 및 식(1)은 0.7)의 경우는 비교강 5 (항복점 연신은 1.2% 및 식(1)은 1.16)에 비하여 성형성이 향상됨을 확인할 수 있었다.
항복점 연신은 성형성을 확인할 수 있는 항목으로, 상기 항복점 연신이 1.1%를 초과하는 경우에는 연료전지 분리판용으로 사용하기 위하여 강종을 가공시, 가공변형부 (도 2의 화살표)에 국부적인 응력집중이 심화되어 줄무늬형상이 형성되는 등 문제가 발생한다. 즉, 항복점 연신이 1.1% 초과이고 식 (1)에 따른 값이 0.7을 초과하는 경우에는 성형성이 저하된다.
표 1에서 나타낸 바와 같이 항복점 연신은 1.1% 이하인 것이 바람직한데, 상기 항복점 연신은 침입형 합금원소(C, N)와 탄·질화물 형성원소인 V, Ti, Nb의 함량을 적정함량을 조절하여 식(1)에 의하여 산정된 값이 0.7이하로 조절이 될 때 항복점 연신이 작아짐을 알 수 있었다. 식(1)에 의하여 산정된 값이 0.7을 초과할 때는 항복점 연신이 1.1%을 초과한다. 도 1은 본 발명의 성분함량에 따른 0.2mm 두께의 냉연 소둔판재의 항복점 연신(%)을 상기 식(1)의 값과 대비하여 비교한 결과를 나타낸 것이다. 따라서 도 1 및 표 1을 참조할 때, 식(1)이 0.7 이하인 경우에는 항복점 연신은 모두 1.1% 이하임을 확인할 수 있고, 1.1% 이하의 항복점에서는 연료전지 분리판용으로 적합한 성형성을 가짐을 확인할 수 있었다.
또한, 본 실시예에 따른 스테인리스강에는 (Ti, Nb)(C, N)석출물, Nb2C석출물 및 라베스상(Fe2Nb)석출물을 포함할 수 있다. 상기 스테인리스강의 표면은 (Ti, Nb)(C, N)석출물, Nb2C석출물 및 라베스상(Fe2Nb)석출물 (전체석출물)에 의하여 덮여질 수 있는데, 이때, 상기 스테인리스강의 단위면적당 전체석출물 면적분율은 3.5%이하이고, 상기 전체석출물에 대한 (Ti, Nb)(C, N)석출물의 비율인 (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물 면적분율(%)이 62% 이상일 수 있다. 여기에서, (Ti, Nb)(C, N)석출물은 하나의 석출상으로 존재하는 것으로, 상기 (Ti, Nb)(C, N)석출물은 기재 내의 N과 C를 효과적으로 고정함으로써, 스테인리스강의 항복점 연신을 개선하여 성형성을 향상시킬 수 있다.
스테인리스강의 표면에 구비되는 전체석출물에 대하여 단위면적당 (100㎚2) 합금성분이 식(1)에 의하여 산정된 값이 0.7 이하로 조절이 될 때가 0.7를 초과할 때 보다, V 및 Cr이 일부고용된 (Ti, Nb)(C, N)석출물이 Nb2C석출물 및 라베스상(Fe2Nb) 석출물보다 일부 분율이 증가하는 경향이 있으며, 단위면적당 전체석출물 면적분율이 작아짐을 알 수 있었다. 여기에서, 전체석출물 면적분율은 시료로 사용된 강종 (0.2mm 냉연재의 소둔후)의 전체면적에 대하여 상기 전체석출물이 덮은 정도를 의미한다.
표 2는 표 1의 강종에 대해 전체석출물 및 단위면적당 (100㎚2) 전체석출물 분율을 투과 전자 현미경에 의하여 측정한 전체석출물을 이미지 분석기에 의해 분석한 결과이다. 이때, 상기 표 2에서는 각각의 강종에 대해서 위치를 변경하면서 무작위적으로 투과 전차 현미경 (TEM)으로 각 5회씩 측정하였으며, 표 2에 기재된 값은 하나의 시료 (강종)에 대해서 5회를 측정한 값에 대한 평균값이다.
표 2
구분 전체석출물 단위면적당 전체석출물 면적분율 (%) (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물 면적분율 (%)
비교강1 (Ti,Nb)(C,N),Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 4.0 52
비교강2 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 4.2 41
비교강3 (Ti,Nb)(C,N),Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 4.2 55
비교강4 (Ti,Nb)(C,N),Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 5.6 52
비교강5 (Ti,Nb)(C,N),Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 3.7 57
비교강6 (Ti,Nb)(C,N),Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 5.1 50
비교강7 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 4.2 49
비교강8 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 4.1 44
발명강1 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 1.8 65
발명강2 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C 2.4 70
발명강3 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 2.8 80
발명강4 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 3.4 82
발명강5 (Ti,Nb)(C,N),Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 3.2 82
발명강6 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 3 83
발명강7 (Ti,Nb)(C,N), Nb2C,(Fe,Cr)2Nb 2.9 82
표 2를 참조하면, 비교강 1 내지 8의 경우는 단위면적당 전체석출물의 면적분율은 최소 3.7%에서, 최대 5.6%의 면적분율을 갖은 반면, 발명강 1 내지 7에서는 단위면적당 전체석출물 면적분율이 최대 3.4%로 3.5% 이하임을 확인할 수 있었다. 또한, 전체석출물에 대한 (Ti,Nb)(C,N)의 경우, 비교강 1 내지 8은 최대 57%인데 반하여, 발명강 1 내지 7은 최대 83%이고, 최소가 65%로 상기 비교예 1 내지 8에 비하여 높은 값을 가짐을 확인할 수 있었다. 이에 의하여, 발명강 1 내지 7과 같이 단위면적당 전체석출물 면적분율이 3.5%이하이고, (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물 면적분율(%)이 62% 이상이 될 때, 식(1)의 값은 0.7 이하이고 항복점 연신 또한 1.1%를 초과함을 확인할 수 있었다.
스테인리스강에서 석출물이 증가되는 경우에, 상기 석출물은 강종의 기질을 경화시킬 수 있다. 따라서, 상기 석출물의 증가는 항복점 연신을 증가시킬 수 있으며, 이때, 상기 석출물의 전체량 (전체석출물)이 단위면적당 면적분율로 3.5%를 초과하는 경우에는 강종의 성형성을 저하시켤 수 있다. 이때, 상기 전체석출물에 대한 (Ti, Nb)(C, N)석출물의 비율인 (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물 면적분율(%)이 62% 이상인 것이 바람직한데, 상기 (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물 면적분율(%)이 62% 미만인 경우에는 C, N이 고용되지 못하여 항복점 연신을 증가시키고 성형성을 저하시킬 수 있다. 이와 같이, 스테인리스강의 단위면적당 전체석출물 면적분율이 3.5%이하이고, (Ti,Nb)(C,N)/전체석출물 면적분율(%)이 62% 이상인 경우에는 스테인리스강의 기지내에 고용된 C, N의 함량을 현저히 낮출 수 있으며, V, Ti, Nb의 함량 및 강중에 침입형원소(C, N)의 적정함량을 이루어 항복점 연신이 없고 과도한 석출물의 생성이 없어 성형성을 향상시킬 수 있다. 따라서 스테인리스강의 표면형상과 연료전지 분리판 성형시 변형부의 국부적 파단이나 네킹을 방지함으로써 성형성이 우수한 강재를 제공할 수 있다.
표 3은 본 발명과 비교예에 의한 C+N에 대한 항복점 연신의 관계를 나타낸 결과이다. 표 3의 비교강 및 발명강에서도 상기 표 1에서와 같은 0.2mm 냉연재를 사용하여 동일한 방법에 의하여 확인하였다.
표 3
구분 C Si Cr Ti Nb V N C+N 항복점연신(%) 식(1)
비교강9 0.0177 0.113 30.13 0.08 0.24 0.41 0.02 0.0377 2.5 1.677
비교강10 0.022 0.119 30.06 0.05 0.25 0.44 0.016 0.038 2 3.202
비교강11 0.019 0.113 28.02 0.05 0.25 0.51 0.015 0.034 1.5 2.622
발명강8 0.005 0.112 28.01 0.08 0.024 0.41 0.007 0.012 0.5 0.100
발명강9 0.007 0.09 30.27 0.11 0.056 0.52 0.011 0.018 0.4 -0.041
발명강10 0.018 0.111 30.43 0.1 0.25 0.5 0.014 0.032 0 0.697
본 실시예에 따른 스테인리스강에서, C+N은 중량%로, 0.032% 이하일 수 있다. 상기 C와 N이 다량 함유될 경우에는 고용 C, N 함량을 증가시키고, 다량의 석출물을 형성하여 항복점 연신을 증가시키고, 성형성을 저하시킬 수 있다. 이때 C+N의 값이 0.032%를 초과하는 경우에 항복점 연신을 증가시키는 고용 C, N 함량을 낮추기 위하여, Ti, Nb, V함량을 과도하게 첨가해야 하므로 스테인리스강 생산 원료비를 불필요하게 증가시키거나, 과도한 탄질화물 형성에 의한 소재 연질화 효과를 저해하여 전체적인 성형성을 낮출 수 있다. 즉, 상기 C+N을 0.032% 이하로 관리함으로써, 상기 강중의 전체 C 및 N 의 고용함량을 낮추어 항복점 연신을 최소화 할 수 있고, Ti, Nb, V등과의 탄질화물 형성을 최소화 하여 전체적인 성형성을 향상시킬 수 있다.
상기 표 3에는 비교강 9 내지 11과 발명강 8 내지 10에 대한 항복점 연신을 확인할 결과이다. 비교강 9 내지 11에 나타난 바와 같이, C+N이 0.0377, 0.038 및 0.034인 경우에는 항복점 연신이 각각 2.5, 2 및 1.5이고 성형성에 불리함을 확인할 수 있었다. 또한, 비교강 9 내지 11에서의 식(1)에 따른 값도 각각 1.677, 3.202 및 2.622로 0.7을 초과함을 확인할 수 있었다.
반면, 발명강 8 내지 10의 경우는, C+N이 각각 0.012, 0.018 및 0.032이고, 이때 항복점 연신은 0.5, 0.4 및 0으로 모두 1.1% 이하임을 확인할 수 있었다. 또한, 상기 발명강 8 내지 10은 식(1)에 따른 값도 0.1, -0.041 및 0.697로 모두 0.7 이하이고, 이들 발명강 8 내지 10은 표면품질과 성형성이 우수하여 연료전지 분리판용으로 적합하게 사용될 수 있음을 확인할 수 있었다. 즉, 표 3에서와 같이, C+N은 석출되는 원소로 그 총량을 관리하는 것이 바람직하고, 스테인리스강의 성형성 및 항복점 연신과 생산비 등을 고려할 때 C+N은 0.032% 이하로 관리되는 것이 바람직함을 확인할 수 있었다.
도 4는 표 1 및 2의 비교강 4 (a) 및 발명강 5 (b)의 투과 전자 현미경 사진이다.
도 4를 참조하면, 비교강 4인 도 4의 (a)의 경우는 스테인리스강의 단위면적당 (100㎚2당) 전체석출물이 차지하는 비율은 면적분율(%)로 5.6%이고, 발명강 5인 도 4의 (b)의 경우는 스테인리스강의 단위면적당 (100㎚2당) 전체석출물이 차지하는 비율은 면적분율(%)로 3.2%임을 확인할 수 있었다.
이상과 같은 결과는, 중량 %로, C:0.02% 이하, N:0.02% 이하, Si:0.4% 이하, Mn:0.2 %이하, P:0.04% 이하, S:0.02% 이하, Cr:25.0~32.0%, Cu:0~1.0%, Ni:0.8% 이하, Ti:0.01~0.5% 이하, Nb:0.01~0.5% 이하, V:0.01~1.5% 이하 잔부 Fe 및 불가피하게 함유되는 원소로 이루어진 페라이트계 스테인리스 강으로, 강중의 Ti, Nb, V, C, N함량이 중량 %로 식(1)의 0.7% 성분범위로 조정한 합금 성분계를 사용하여 연료전지 분리판 성형을 위한 소재의 항복점 연신이 1.1%이내이고, 성형품의 표면품질이 우수하고 변형부의 네킹이 없는 우수한 성형성이 확보 가능한 강재를 제조 할 수 있다.
한편 도 3은 항복점 연신이 없는 경우(왼쪽)와 항복점 연신이 4%인 경우(오른쪽) V-bending Test 시 펀치의 동일 스트로크에서 시편 길이방향의 진변형률 분포를 유한요소법을 이용하여 컴퓨터 시뮬레이션을 수행한 결과를 나타낸다. 항복점 연신이 있는 경우 벤딩 변형집중 부위의 최대 0.061의 길이방향 변형률을 보여주며, 0.041인 항복점 연신이 없는 소재를 시험한 경우 대비 0.02의 변형률(공칭 변형률로 약 2%)이 증가한 결과를 나타내고 있다. 또한, 항복점 연신이 있는 경우 시편의 변형 형상이 상대적으로 완만한 곡선이 아닌 다소 꺽인 형태를 보여주는데, 이는 항복점 연신 현상이 소재 벤딩 변형 시에 소재 표면으로부터 증가하는 변형을 시편 길이방향으로 분산을 유도하지 못해 변형이 집중되어 발생한 현상으로 벤딩 저항성의 약화를 의미한다. 이는 결국 벤딩 성형 모드가 주로 존재하는 연료전지 분리판의 스탬핑 공정에서 변형 과다 집중 및 나아가서는 두께감소율을 악화시키는 결과를 초래할 수 있다. 이에 항복점 연신은 제거되는 것이 연료전지 분리판 성형 시 성형성을 향상시키는 필수적인 요소라고 할 수 있다. 통상적으로 이를 제거하기 위해서는 최종 압연판재를 0.5에서 2%정도로 냉간압연 혹은 레벨링등에 의해 제거하는 방법이 일반적으로 알려져 있다. 그러나 냉간압연 혹은 레벨링등의 추가 공정으로 인하여 소재의 제조비용을 높일 수 있고, 일정 시간이 지난후에 이들 항복점 연신이 재발생할 수 있는 문제점이 있다.
또한, 본 발명은 상기의 조성으로 합금설계된 스테인리스강을 연료전지 분리판용으로 박판 성형하는 단계를 더 포함하여 최종적으로 고분자 연료전지 분리판용 스테인리스강을 얻을 수 있다.
본 발명의 기술 사상은 상기 바람직한 실시예에 따라 구체적으로 기술되었으나, 상기한 실시예는 그 설명을 위한 것이며 그 제한을 위한 것이 아님을 주의하여야 한다. 또한, 본 발명의 기술 분야의 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술 사상의 범위 내에서 다양한 변형예가 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (11)

  1. 중량 %로, C: 0 초과 0.02% 이하, N: 0 초과 0.02% 이하, Si: 0 초과 0.4% 이하, Mn: 0 초과 0.2 %이하, P: 0 초과 0.04% 이하, S: 0 초과 0.02% 이하, Cr:25.0~32.0%, Cu:0~1.0%, Ni: 0 초과 0.8% 이하, Ti:0.01~0.5% 이하, Nb:0.01~0.5% 이하, V:0.01~1.5% 이하, 잔부 Fe 및 불가피하게 함유되는 원소로 이루어지고, 하기 식(1)을 만족하며 항복점 연신이 1.1% 이하인 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강.
    (1) 9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti - 1.22Nb ≤ 0.7
  2. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 중량 %로, Mo:0~4%, W:0~1%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종의 원소가 더 포함되는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강의 항복점 연신은 0.2mm 이하의 냉연재로 성형된, 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 중량 %로, Ni: 0초과 0.3% 이하로 포함하는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 (Ti,Nb)(C,N)석출물을 포함하고, 상기 스테인리스강에서 단위면적당 전체석출물의 면적분율(%)은 3.5% 이하이되, (Ti,Nb)(C,N)석출물/전체석출물의 면적분율(%)은 62% 이상인 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 중량 %로, C+N은 0.032% 이하인 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강.
  7. 중량 %로, C: 0 초과 0.02% 이하, N: 0 초과 0.02% 이하, Si: 0 초과 0.4% 이하, Mn: 0 초과 0.2 %이하, P: 0 초과 0.04% 이하, S: 0 초과 0.02% 이하, Cr: 25.0~32.0%, Cu:0~1.0%, Ni: 0 초과 0.8% 이하, Ti:0.01~0.5% 이하, Nb:0.01~0.5% 이하, V:0.01~1.5% 이하, 잔부 Fe 및 불가피하게 함유되는 원소로 이루어지고, 하기 식(1)을 만족하는 조성의 스테인리스강을 연주, 열연 및 냉연공정 후에 냉연 소둔열처리를 실시하되, 항복점 연신을 1.1% 이하로 제어하고, 상기 냉연공정 후의 냉연 소둔온도를 900~1100℃의 온도조건에서 제어하는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조방법.
    (1) 9.1C-1.76V+5.37(C+N)/Ti - 1.22Nb ≤ 0.7
  8. 제7항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 중량 %로, Mo:0~4%, W:0~1%로 이루어지는 군에서 선택되는 1종 또는 2종의 원소가 더 포함되는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    스테인리스강을 연료전지 분리판용으로 박판 성형하는 단계를 더 포함하는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 중량 %로, Ni: 0초과 0.3% 이하이고, C+N은 0.032% 이하로 포함하는 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 스테인리스강은 (Ti,Nb)(C,N)석출물을 포함하고, 상기 스테인리스강에서 단위면적당 전체석출물의 면적분율(%)은 3.5% 이하이되, (Ti,Nb)(C,N)석출물/전체석출물의 면적분율(%)은 62% 이상인 표면품질 및 성형성이 우수한 연료전지 분리판용 스테인리스강 제조방법.
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