WO2013100687A1 - 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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austenitic stainless
high strength
strength austenitic
steel
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김광육
하만진
박미남
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength spring austenitic stainless steel and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a high-strength austenitic stainless steel for spring and its manufacturing method to improve the strength through alloy design and manufacturing conditions control. .
  • Austenitic stainless steel is the most commonly used stainless steel due to its excellent properties such as formability, corrosion resistance and weldability.
  • one of the characteristics of the austenitic stainless steel is that it is accompanied by a phase transformation during processing.
  • the austenite phase is very likely to transform into a martensite phase without diffusion upon addition of plastic deformation.
  • one of the representative steels is 301 series stainless steel.
  • the steel having unstable phase stability has a very high degree of work hardening according to plastic deformation.
  • the yield strength of the heat-treated material is about 300Mpa, but when the cold pressure is more than 80%, the work hardening can be considerably progressed to more than 1800Mpa. Therefore, 301 series with large reduction ratio are used as materials requiring high elastic stress and high strength such as automobile gaskets and springs.
  • the application of full hard materials requires various strength characteristics according to the shape or application area of the spring or gasket, and there are parts requiring high tensile strength of up to 2200 Mpa as needed.
  • An object of the present invention is to produce a high-strength spring austenitic stainless steel with a tensile strength of 2200 Mpa or more at a cold rolling reduction of 80% or more.
  • the present invention is to control the alloy design of a high-strength spring austenitic stainless steel and control the manufacturing conditions, the tensile strength of 2200Mpa or more in accordance with the increase of the cold reduction rate by using the control of the substitution type alloy element content and strip casting casting method It aims at manufacturing the manufacturing method of high strength austenitic stainless steel.
  • the balance includes Fe and other unavoidable impurities, but provides a high-strength austenitic stainless steel in the range of 25 ⁇ 30 °C Md30 consisting of the following formula (1) do.
  • C 0.05-0.15, N: 0.05-0.09%, Cr: 15-18, Ni: 6-8, Si: 1.0-1.5%, Mo: 0.5 ⁇ 0.9, Mn: 0.4 ⁇ 1.2, Cu: 1.5% or less, the remainder contains Fe and other unavoidable impurities, Md30 consisting of the following formula (1) in the range of 25 ⁇ 30 °C stainless steel to strip casting It provides a high strength austenitic stainless steel produced.
  • the delta ferrite content remaining upon solidification in the casting using strip casting with respect to the stainless steel is 5% or more.
  • the delta ferrite content remaining upon solidification in the casting using strip casting with respect to the stainless steel is 10% or less.
  • the stainless steel has a tensile strength of 2200 Mpa or more and a hardness of 570 Hv or more at 80% cold rolling rate.
  • the cold rolled structure of the stainless steel has a particle size of 8.5 or more.
  • a pair of rolls rotating in opposite directions an edge dam installed to form molten steel on both sides thereof, and a meniscus shield for supplying inert nitrogen gas to the molten steel upper surface.
  • C 0.05-0.15, N: 0.05-0.09%, Cr: 15-18, Ni: 6-8, Si: 1.0-1.5%, Mo: 0.5-0.9, Mn: 0.4 ⁇ 1.2, Cu: 1.5% or less
  • the remainder contains Fe and other unavoidable impurities, but when solidifying by casting austenitic stainless steel in the range of 25 ⁇ 30 °C Md30 consisting of the following formula (1) It provides a high-strength austenitic stainless steel manufacturing method to control the residual delta ferrite content of 5% or more.
  • the stainless steel of the cast structure obtained by the strip casting in the 80% cold reduction rate is 2200Mpa or more and the hardness is secured to 570 Hv or more, it is manufactured in a thin plate of less than 2mm.
  • the cold rolled structure of the stainless steel has a particle size of 8.5 or more.
  • the present invention has the effect of obtaining a high-strength austenitic stainless steel, in particular, by using a substitution-type alloy element control and strip casting casting method.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of an apparatus for explaining a strip casting process according to the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing an example of the amount of processing organic martensite produced according to processing when the Md30 temperature is changed by controlling the components of the austenite and ferrite stabilizing elements.
  • FIG. 3 is a photograph showing a comparison between the microstructure of a cold rolled coil through a conventional continuous casting process and the cold rolled structure of a coil manufactured by a strip casting method.
  • Figure 4 is a graph showing the change in tensile strength, which is a mechanical property according to the cold reduction rate after the Md30 temperature change (8 °C, 28 °C, 48 °C).
  • FIG. 5 is a graph showing the change in hardness, which is a mechanical property according to cold reduction rate after Md30 temperature change (8 ° C., 28 ° C., 48 ° C.).
  • FIG. 6 is a graph illustrating changes in tensile strength, which is a mechanical property when Md30 temperature is optimized around 28 ° C. in order to increase processing hardenability through component control.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of an apparatus for explaining a conventionally known strip casting process.
  • This strip casting process produces hot rolled strips of thin metal directly from molten steel, eliminating the hot rolling process, and is a new steel processing process that can drastically reduce manufacturing costs, equipment investment costs, energy consumption, and pollution gas emissions.
  • a twin roll sheet caster used in a general strip casting process receives molten steel in a ladle 1, flows into a tundish 2 along a nozzle, and flows into a tundish 2.
  • the silver is supplied through the molten steel injection nozzle 3 between the edge dams 5 provided at both ends of the casting roll 6, that is, between the casting rolls 6 to start solidification.
  • the thin plate 8 is manufactured and drawn while rolling out the roll nip 7 where both rolls meet, and then rolled through the rolling mill 9 and then wound up in the winding facility 10 through a cooling process.
  • the molten steel is supplied through the injection nozzle between the internal water-cooled twin rolls rotating in the opposite direction at a high speed to provide a thin plate of the desired thickness It is manufactured so that there is no crack and the error rate is improved.
  • the liquid steel is cast directly into a sheet having a thickness of 1 to 5 mm, and a very fast cooling rate is applied to the cast plate.
  • the hot rolled coil is manufactured using a twin roll strip caster.
  • the twin-roll strip caster is characterized in that the molten steel is supplied between twin-drum rolls and side dams rotating in opposite directions, and cast while releasing a large amount of heat through the roll surface to be cooled. At this time.
  • a solidification cell is formed at a high cooling rate on the roll surface, and a thin hot rolled sheet of 1 to 5 mm is manufactured by in-line rolling continuously after casting. In the embodiment of the present invention to produce a thin plate of less than 2mm.
  • the strip casting method is particularly advantageous in steel sheets in which surface defects occur during hot rolling.
  • the 301 series is advantageous in that steel sheets are frequently defected during hot rolling.
  • Austenitic stainless steel is produced from the delta ferrite phase at the beginning of solidification in order to ensure stability of the solidification phase during normal continuous casting, and then solidification into the austenite phase. At this time, the amount of delta ferrite remaining during casting is about 1-10% according to the following theoretical empirical formula ( ⁇ cal ). do.
  • the delta ferrite phase remaining in the slab after the conventional slab casting is heated in a reheating furnace for more than 2 hours for hot rolling. At this time, most of the delta ferrite phase is decomposed into austenite phase by solid phase transformation. Rolling also takes place at high temperatures, so most of the delta ferrite phase in the slab casting is decomposed. In fact, the delta ferrite content of the austenitic stainless steel hot rolled coil is less than 0.5%.
  • the strip casting process uses a water cooling roll to cast thin plates of about 2 mm directly from molten steel, so that the cast structure is the same as a slab by the conventional continuous casting method, and the content of delta ferrite is high in the range of 1 to 10%.
  • the delta ferrite phase may not only deteriorate high temperature processability and corrosion resistance, but also has a disadvantage of limiting the use of the final product because of its magnetic properties.
  • a small amount is present during cold rolling. It can contribute to lowering the particle size and activating work hardening.
  • the increase in material strength is a phenomenon in which various reinforcing mechanisms work in combination.
  • the formation of the processed organic martensite phase according to the deformation amount is the most important reason for increasing the work hardening.
  • the effect of solid solution strengthening by the addition of alloying elements is also important, and the effects of the invasive elements such as C and N and the substitutional elements such as Si and Mo also vary.
  • strength improvement is promoted through control of invasive elements such as C and N.
  • a substitutional element may work more effectively.
  • composition range of the austenitic stainless steel used in the embodiment of the present invention and the reason for limiting the composition range will be described in detail.
  • the present invention is in weight percent, Cr: 15.0-18% Ni: 6-8%, N: 0.05-0.09%, C: 0.05-0.15%, Mn: 0.4-1.2%, Mo: 0.5-0.9%, Si : More than 1.0 to 1.5%, Cu: 1.5% or less of the alloying composition, the Md30 temperature at this time satisfies the range of 25 ⁇ 30 °C. Md30 temperature is represented by following formula (1).
  • Cr is 16-17 wt%
  • Ni is 6-7 wt%
  • Mo is 0.6-0.8 wt%.
  • Si is an element that can improve the solid solution strengthening ability in austenitic stainless steel.
  • excessive addition may cause a problem of deterioration in hot workability. Therefore, Si is controlled to 1.5% in excess of at least 1.0, but the optimum Si range is 1.1 to 1.3 wt%.
  • the alloy design is well known as a component of the austenitic stainless steel, so the detailed reason thereof is omitted.
  • the feature of the alloy design in the present invention is to optimize the alloying components through the control of Md30.
  • Austenitic stainless steels used in the present invention are steels characterized by metastable microstructures at room temperature, and are austenitic steels that can be processed by external force, and have austenitic phases that are accompanied by a phase transformation into a processed organic martensite phase. .
  • Representative indicators showing metastability of such austenitic stainless steels are represented by Md30 and can be represented by the following equation (1).
  • C, N, Mn, Ni, Cu, etc. are elements that stabilize the austenite phase when the component is adjusted according to the formula, and Si, Cr, Mo, Nb, etc. are combinations of these elements as elements that stabilize the ferrite phase or martensite phase.
  • the phase stability of the steel is determined by. In the present invention, the value of Md30 (° C) is controlled to 25 to 30 or less.
  • FIG. 2 is a graph showing an example of the amount of processing organic martensite produced according to processing when the Md30 temperature is changed by controlling the components of the austenite and ferrite stabilizing elements.
  • the degree of phase stability according to the Md30 temperature change shows that the amount of processed organic martensite produced increases with increasing Md30 temperature.
  • this phenomenon shows a slightly different behavior as the rolling reduction rate increases, i.e., in the case of a very metastable material having an Md30 temperature of more than 45 degrees, no further phase transformation occurs at the peak of 50% of the cold reduction rate. have.
  • the transformation from the initial reduction rate to the processing organic martensite phase is rapidly made and no longer contributes to the work hardening according to the reduction ratio.
  • the cold rolling reduction reaches 80%, indicating that the strength continues to increase as the phase transformation continues.
  • the condition of such Md30 is set to 25 to 30.
  • the experiment was performed using the 27.4 ° C. representative of the Md30 value.
  • the control of the production process may play an important role as well as the promotion of this phase transformation.
  • the strip casting method was adopted.
  • the sheet cast by the method of casting a thin plate around 2 mm directly from molten steel using a water-cooling roll has a desired sheet form by cold rolling without reheating and hot rolling. You can get it.
  • the alloy component system is an indicator of the work hardening ability separately from the production process, but the microstructure in the material varies depending on the influence of the process.
  • the microstructure is determined by the size of grain boundaries, precipitates, second phases, dislocations and twins.
  • the most significant difference between continuous casting and stripcasting structures in metastable austenitic stainless steels is deltaferrite. It can be said that there is a difference in phase content.
  • the continuous casting structure is mostly decomposed in the delta ferrite phase generated during solidification by a long heating process called slab reheating, while the stripcasting structure has more deltaferrite phase in the material due to the omission of this heating process.
  • slab reheating a long heating process
  • the stripcasting structure has more deltaferrite phase in the material due to the omission of this heating process.
  • the presence of the delta ferrite phase serves to deepen the work hardening.
  • FIG. 3 is a photograph showing a comparison between the microstructure of a cold rolled coil through a conventional continuous casting process and the cold rolled structure of a coil manufactured by a strip casting method.
  • the upper part shows a microstructure manufactured in strip casting, with a grain size of about 8.5-9.
  • the grain size of crystals is about 7-8.
  • FIG. 4 and 5 are graphs showing the tensile strength and the hardness change, respectively, as mechanical properties according to the cold reduction rate after Md30 temperature change (8 ° C., 28 ° C., 48 ° C.).
  • the tensile strength of the Md30 temperature is increased in proportion to each other.
  • the hardness of the Md30 temperature is increased in proportion to the increase of the cold reduction rate, but the hardness also increases in proportion to the increase of the cold reduction rate, but when the Md30 temperature is high (48.7 ° C.) or more, The degree of improvement in hardness is insignificant at.
  • the tensile strength value is increased to 2200 Mpa.
  • the cold reduction rate is measured at about 78%, which is 80% or less, so that the cold reduction rate can be increased more proportionally when measured at 80%.
  • the value of Md30 is out of the range of the present invention and in this case, it can be seen that the value of tensile strength stays at 2200 Mpa or less.
  • Figure 6 is a graph showing that the improvement of the mechanical properties can be secured when optimizing the components in the Md30 temperature around 28 °C range of 25 ⁇ 30 to expand the processing hardening ability through the component control.
  • the Md30 temperature was controlled at about 28 ° C. in the range of 25 to 30 to increase the work hardening ability through the component control (C901 steel grade).
  • the tensile strength was substantially reduced at a reduction ratio of 80%. It can be seen that the increase to 2200Mpa.
  • the production thereof was using the strip casting casting method and the cast sheet is 2mm thin plate. At this time, the residual delta ferrite content of the 2mm material cast by strip casting is 5% or more, and even after the heat treatment and pickling process of the coil, there is more than 1% delta ferrite phase throughout the plate width.
  • the delta ferrite phase has a grain size of about 7.5 parts compared to the parts subjected to slab reheating and hot rolling and annealing through continuous casting, while the strip casting material shows about 8.5.
  • the strength improvement effect can be obtained by using a strip casting process of austenite stainless steel of metastable properties through the addition of Md30 and substituted alloy elements.
  • Table 1 shows an example of the component change at different Md30 temperatures through the component control of the austenite and ferrite stabilizing elements.
  • the mechanical properties (tensile strength and hardness) of the Md30 temperature change (about 8 ° C., 28 ° C. and 48 ° C.) are changed according to the cold reduction rate.
  • tensile strength and hardness tend to increase in proportion to the materials with different Md30 temperatures as the cold rolling rate increases.However, when the Md30 temperature is high (about 48 °C), the degree of strength improvement is insignificant. Seems.
  • the cold rolling reduction requires an appropriate Md30 condition for increasing the strength and hardness. .
  • the temperature range of the Md30 was set from 25 to 30.
  • the Md30 temperature was controlled at about 28 ° C. to increase the work hardening ability through the component control (C901 steel grade).
  • the tensile strength may be about 2200 Mpa at a reduction ratio of 80%.
  • the residual delta ferrite content as a thin plate of 2mm material is 5% or more, and after the heat treatment and pickling process of the coil, there is more than 1% delta ferrite phase throughout the plate width.
  • aspects of securing the intrinsic component system are as follows; Cr content is around 16.5% and Ni content is around 6.5%. Mn, which is an austenite stabilizing element, is around 0.6%, and Mo and Si, which are substituted alloy elements, have around 0.7% and 1.1% or more, respectively.
  • the theoretical delta ferrite content should be designed to be 5% or more during solidification, and it is preferable that the Md30 temperature, which is an indicator of metastability, is set within a range of 25-30.
  • the particle size of the material should be around 8.5 and the cold rolling rate should be more than 80%.

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Abstract

본 발명은 고강도 스프링용 강재로 사용할 수 있는 준안정 오스테나이트계 스테인리스강의 성분제어 및 제조 공정에 관한 것이다. 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0 초과 1.5% 까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30 온도가 25~30℃ 범위를 만족하며, 스트립캐스팅 공법을 활용한 코일제조로 델타페라이트상의 고용강화능을 극대화하였으며 이때의 물성은 80% 냉간압하율에서 인장강도가 2200Mpa 이상이며 경도가 570Hv를 상회한다.

Description

고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 고강도 스프링용 오스테나이트 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 합금설계 및 제조조건 제어를 통하여 강도를 향상시킨 스프링용 고강도의 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 스테인리스강은 성형성, 내식성, 용접성 등 물성이 탁월하여 가장 많이 사용되는 대표적인 스테인리스강이다. 특히 오스테나이트계 스테인리스강의 특징 중의 하나는 가공 시 상변태를 동반한다는 것이다. 결국 오스테나이트상을 안정화 시키는 원소들로 충분히 고합금 상태를 유지하지 않는 경우 오스테나이트상은 소성변형 부가 시 확산 없이 마르텐사이트상으로 변태할 개연성이 매우 크다고 할 수 있다. 그 중에서도 대표적인 강중의 하나가 301계열의 스테인리스강으로 이와 같이 상안정성이 불안정한 강은 소성변형량에 따른 가공경화의 정도가 매우 크다. 예를 들어 열처리된 소재의 항복강도가 300Mpa 전후이나 이를 80% 이상 냉간압하 시 1800Mpa 이상으로 가공경화가 상당히 진행될 수 있음을 보인다. 따라서 압하율이 큰 301계열은 자동차 가스켓이나 스프링등과 같이 높은 탄성응력 및 고강도를 요구하는 소재로 사용 되어진다. 한편 이러한 풀 하드재(Full hard) 용도는 스프링이나 가스켓의 형상이나 적용부위별로 다양한 강도 특성이 요구되며 필요에 따라 2200Mpa까지의 높은 인장강도를 필요로 하는 부품도 있다. 그러나, 기존의 301 계열의 소재를 가지고 통상적인 연속주조 방식을 통한 강재 제조 시 높은 냉간 압하율에서도 2200Mpa 이상의 인장강도를 얻기가 수월하지 않다. 따라서 고강도의 스프링용등에 사용되는 오스테나이트 스테인리스강에서도 2200Mpa 이상의 고강도 특성을 확보하기 위해서는 성분 및 공정제어 등의 추가 적인 요소기술의 개발이 필요하다.
본 발명은 냉간압하율 80% 이상에서 인장강도가 2200Mpa 이상의 고강도 스프링용 오스테나이트 스테인리스강을 제조하는 것을 목적으로 한다.
또한, 본 발명은 고강도 스프링용 오스테나이트계 스테인리스강의 합금설계 및 제조조건 제어를 목적으로 치환형 합금원소 함량의 제어와 스트립캐스팅 주조공법을 활용하여 냉간압하율의 증가에 따라 인장강도가 2200Mpa 이상에 이르는 고강도 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법을 제조하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 일측면에 의하면, 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0초과~ 1.5%까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30의 범위가 25~30℃인 고강도 오스테나이트 스테인리스강을 제공한다.
(1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
본 발명의 또 다른 측면에 의하면, 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0초과~ 1.5%까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30의 범위가 25~30℃인 스테인리스강을 스트립캐스팅에 의하여 제조된 고강도 오스테나이트계 스테인리스강을 제공한다.
(1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
본 발명에서 상기 스테인리스강에 대하여 스트립캐스팅을 이용한 주조에서 응고시 잔류하는 델타 페라이트 함량이 5% 이상이다.
본 발명에서 상기 스테인리스강에 대하여 스트립캐스팅을 이용한 주조에서 응고시 잔류하는 델타 페라이트 함량이 10% 이하이다.
본 발명에서 상기 스테인리스강을 80% 냉간압하율 시 인장강도가 2200Mpa 이상이며 경도가 570 Hv 이상 확보된다.
본 발명에서 상기 스테인리스강의 냉간압연 조직의 입도가 8.5 이상이다.
본 발명의 또 다른 측면에 의하면, 서로 반대방향으로 회전하는 한쌍의 롤과 그 양측면에 용강풀을 형성하도록 설치되는 에지댐과 상기 용강풀 상부면으로 불활성 질소가스를 공급하는 매니스커스 쉴드를 포함하는 스트립캐스팅 장치에서, 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0초과~ 1.5%까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30의 범위가 25~30℃인 오스테나이트 스테인리스강을 주조하여 응고시 잔류하는 델타 페라이트 함량이 5% 이상이 되도록 제어하는 고강도 오스테나이트 스테인리스강 제조방법을 제공한다.
(1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
본 발명에서 상기 스트립캐스팅에 의하여 얻어진 주조조직의 스테인리스강을 80% 냉간압하율 시 인장강도가 2200Mpa 이상이며 경도가 570 Hv 이상 확보되도록 하고, 2mm 이하의 박판으로 제조한다.
본 발명에서 상기 스테인리스강의 냉간압연 조직의 입도가 8.5 이상이다.
본 발명은 합금설계 및 제조조건 제어를 통하여 인장강도가 2200Mpa 급의 고강도 스프링용 오스테나이트계 스테인리스강을 얻을 수 있다.
본 발명은 특히 치환형 합금원소 함량의 제어와 스트립 캐스팅 주조공법을 활용하여 고강도 스프링용 오스테나이트계 스테인리스강을 얻을 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명에 관한 스트립캐스팅(Strip casting) 공정을 설명하기 위한 장치의 개략도이다.
도 2는 오스테나이트 및 페라이트 안정화 원소의 성분제어를 통해 Md30 온도를 달리할 시 가공에 따른 가공유기 마르텐사이트 생성량의 예를 나타낸 그래프도이다.
도 3은 통상적인 연속주조 공정을 통한 냉간압연 코일의 미세조직과 스트립캐스팅 공법으로 제조된 코일의 냉간압연 조직을 비교한 사진도이다.
도 4는 Md30 온도변화(8℃, 28℃, 48℃) 후 냉간압하율에 따른 기계적특성인 인장강도의 변화를 도시한 그래프도이다.
도 5는 Md30 온도변화(8℃, 28℃, 48℃) 후 냉간압하율에 따른 기계적특성인 경도 변화를 도시한 그래프도이다.
도 6은 성분제어를 통한 가공경화능 확대를 위해 Md30 온도를 28℃ 전후에서 성분 최적화할 경우 기계적 성질인 인장강도의 변화를 도시한 그래프도이다.
이하 첨부한 도면을 참고 하여 본 발명을 더욱 상세히 설명한다.
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.
도 1은 종래 알려진 스트립캐스팅(Strip casting) 공정을 설명하기 위한 장치의 개략도이다. 이 스트립캐스팅 공정은 용강으로부터 직접 박물의 열연스트립을 생산하는 공정으로서 열간 압연공정을 생략하여 제조원가, 설비투자비용, 에너지 사용량, 공해가스 배출량등을 획기적으로 저감할 수 있는 새로운 철강공정 프로세스이다. 일반적인 스트립 캐스팅 공정에 사용되는 쌍롤형 박판주조기는 도 1에 도시된 바와 같이 용강을 래들(1)에 수용시키고, 노즐을 따라 턴디쉬(2)로 유입되며, 턴디쉬(2)로 유입된 용강은 주조롤(6) 양 끝단부에 설치된 에지댐(5)의 사이, 즉, 주조롤(6)의 사이로 용강 주입노즐(3)을 통해 공급되어 응고가 개시된다. 이때 롤 사이의 용탕부에는 산화를 방지하기 위해 메니스커스 쉴드(4)로 용탕면을 보호하고 적절한 가스를 주입하여 분위기를 적절히 조절하게 된다. 양 롤이 만나는 롤 닙(7)을 빠져나오면서 박판(8)이 제조되어 인발되면서 압연기(9)를 거쳐 압연이 된 후 냉각공정을 거쳐 권취 설비(10) 에서 권취된다.
이때, 용강으로부터 두께 10mm 이하의 박판을 직접 제조하는 쌍롤식 박판주조공정에 있어서 중요한 기술은, 빠른 속도로 반대방향으로 회전하는 내부 수냉식 쌍롤 사이에 주입 노즐을 통해 용강을 공급하여 원하는 두께의 박판을 균열이 없고 실수율이 향상되도록 제조하는 것이다.
이와 같은 스트립캐스팅 공정은 액상의 강을 1~5mm 두께의 판재로 직접 주조하면서, 주조판에 매우 빠른 냉각속도를 인가하는 것으로, 쌍롤형 스트립캐스터를 이용하여 열연코일을 제조하는 것이다. 상기 쌍롤형 스트립캐스터는 서로 반대방향으로 회전하는 양롤(twin-drum rolls)과 측면 댐(side dams)사이로 용강을 공급하고, 수냉되는 롤 표면을 통해 많은 열량을 방출시키면서 주조하는 것을 특징으로 한다. 이 때. 롤 표면에서 빠른 냉각속도로 응고셀을 형성되며, 주조 후 연속적으로 행하여지는 인 라인 롤링(in-line rolling)에 의하여 1~5mm의 얇은 열연 박판이 제조된다. 본 발명의 실시예에서는 2mm 이하의 박판을 제조한다.
상기의 스트립 캐스팅 공정에서 보통 2mm 전후의 박물을 직접 주조하므로 연속주조에 의한 슬라브 제조 및 열간압연 공정을 생략할 수 있는 장점이 있다. 특히 열간압연 시 표면결함이 발생하는 강종에 있어서는 스트립 캐스팅(Strip casting) 공법 적용이 특히 유리한데 301계열은 열간압연 시 결함이 다발하는 강종으로 이의 적용이 유리하다. 또한 고강도 제조를 위해서는 단순히 표면결함의 문제 이외에 또 다른 큰 장점을 가질 수 있다. 오스테나이트계 스테인리스강은 통상의 연속주조 시 응고상의 안정성 확보를 위해 응고 초기에는 델타페라이트상부터 생성이 되고 이후에 오스테나이트상으로의 응고가 이루어진다. 이때 주조 시 잔류되는 델타페라이트의 양은 하기 이론적인 실험식에 의하면(δcal) 강종별로 1~10% 전후를 나타내는데 조직내 이러한 델타 페라이트상의 존재는 다운스트림(Downstream) 압연시에 가공경화에 영향을 미치게 된다.
δcal =
Figure PCTKR2012011696-appb-I000001
통상적인 슬라브 주조 후 슬라브내 잔존하고 있던 델타페라이트상은 열간압연을 위해 재가열로에서 2시간 이상 가열을 받게 되는데 이때 상당 부분의 델타페라이트상은 고상변태에 의해 오스테나이트상으로 분해가 이루어지게 되고, 이후 열간압연 역시 고온에서 이루어지므로 슬라브 주조조직에 존재하던 델타 페라이트상은 대부분 분해하게 된다. 실제로 오스테나이트 스테인리스강 열연코일의 델타페라이트 함량은 0.5% 미만이라고 보면 된다.
반면에, 스트립 캐스팅 공정은 수냉롤을 이용하여 용강으로부터 직접 약 2mm 전후의 박판을 주조하므로 기존 연속주조법에 의한 슬라브와 같은 주조조직이며 델타페라이트의 함량이 1~10% 범위로 높게 나타난다. 일반적으로는 이러한 델타 페라이트상이 고온 가공성, 내식성 등을 악화시킬수 있을 뿐만 아니라, 자성을 가지므로 최종 제품의 용도를 제한하는 단점을 가지고 있으나 냉간압하율이 높은 고강도강의 제조시에는 냉간압연 시 미량 존재하여 입도를 낮춤과 동시에 가공경화를 활성화하는데 기여할 수 있다.
소재강도의 증가는 여러가지 강화기구가 복합적으로 작용하여 나타나는 현상이다. 301계열과 같이 준안정한 오스테나이트 스테인리스강에 있어서는 앞서 언급되었듯이 변형량에 따른 가공유기 마르텐사이트상의 생성이 가공경화를 높이는 가장 중요한 이유라 할 수 있다. 하지만 한편으로 합금원소의 첨가에 의한 고용강화 효과도 중요한데 여기에도 C, N 등과 같은 침입형 원소들에 의한 효과와 Si, Mo 등과 같은 치환형 원소들에 의한 효과가 다양하게 나타난다. 일반적으로 경제적인 측면에서 C, N 등의 침입형 원소 제어를 통해 강도개선을 추진하지만 압하율이 높은 고강도강에 있어서는 치환형 원소가 보다 효과적으로 작용될 수 있다.
이하에서는 먼저 본 발명의 일실시예에 이용되는 오스테나이트계 스테인리스강의 조성범위 및 조성범위 한정 이유를 상세히 살펴보기로 한다.
먼저 본 발명은 중량%로, Cr: 15.0~18% Ni: 6~8%, N:0.05~0.09%, C : 0.05~0.15%, Mn : 0.4~1.2%, Mo : 0.5~0.9%, Si:1.0 초과 1.5%까지, Cu: 1.5%이하 함량의 합금성분으로 조성되며, 이때의 Md30 온도가 25~30℃ 범위를 만족한다. Md30 온도는 하기 식(1)에 의하여 나타난다.
(1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
더욱 바람직하기로는 Cr은 16~17wt%, Ni은 6~7wt%, Mo는 0.6~0.8wt%이다.
보통 Si의 경우 오스테나이트 스테인리스강에서 고용강화능을 개선할 수 있는 원소이다. 그러나 과다 첨가시 열간가공성이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 Si은 적어도 1.0를 초과해서 1.5%까지로 제어하나, 최적의 Si범위는 1.1~1.3wt%이다.
본 발명에서 상기 합금설계는 오스테나이트계 스테인리스강의 성분으로 잘 알려진 것이므로 그 상세 이유는 생략한다. 다만, 본 발명에서 상기 합금설계의 특징은 Md30 의 제어를 통하여 합금성분을 최적화하는 것이다.
본 발명에 사용되는 오스테나이트계 스테인리스강은 상온에서 준안정한(Metastable) 미세조직을 특징으로 하는 강으로서 외력에 의해 가공을 받을 수 오스테나이트상이 가공유기 마르텐사이트상으로의 상변태를 수반되게 설정된 강종이다. 이러한 오스테나이트계 스테인리스강의 준안정성을 나타내는 대표적인 지표는 Md30으로 표기되며 하기 식(1)에 의하여 표시할 수 있다.
(1) Md30(℃)= 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
상기 식에 따른 성분 조정 시 C, N, Mn, Ni, Cu 등은 오스테나이트상을 안정화 시키는 원소들이며 Si, Cr, Mo, Nb 등은 페라이트상 혹은 마르텐사이트상을 안정화 시키는 원소들로서 이들 원소들의 조합에 의해 강의 상안정성이 결정되어지게 된다. 본 발명에서는 상기 Md30(℃)의 값을 25~30 이하로 제어하는 것을 특징으로 한다.
도 2는 오스테나이트 및 페라이트 안정화 원소의 성분제어를 통해 Md30 온도를 달리할 시 가공에 따른 가공유기 마르텐사이트 생성량의 예를 나타낸 그래프도이다.
도 2에 의하면, Md30 온도변화에 따른 상안정성의 정도를 나타낸 것으로 Md30 온도의 증가에 따라 가공유기 마르텐사이트 생성량이 증가하는 경향을 보인다. 그러나 이러한 현상은 압하율이 커짐에 따라 다소 다른 거동을 보이게 되는데, 즉 Md30 온도가 45도를 넘는 매우 준안정한 소재에 있어서는 냉간압하율의 50%를 정점으로 더 이상의 상변태가 이루어지지 않음을 알 수 있다. 즉 초기 압하율에서 가공유기 마르텐사이트상으로의 변태가 급격히 이루어지고 더 이상 압하율에 따른 가공경화에 기여하지 못함을 알 수 있다. 반면 Md30이 25~30인 소재에 있어서는 냉간압하율이 80%에 이르기까지 상변태가 이어지면서 강도가 지속적으로 증가함을 나타낸다. 따라서 본 발명에서 목적하는 고강도강 제조를 위해서는 이와 같이 냉간압하율 증가에 따라 상변태가 지속적으로 이루어지는 조건을 확보할 필요가 있으며 본 발명에서는 이와 같은 Md30의 조건을 25~30으로 설정한다. 도 2에서는 이와 같은 Md30의 값을 대표하여 27.4℃의 것을 사용하여 실험하였다.
Md30의 온도가 25 미만일 경우에는 냉간압하에 따른 가공경화의 정도가 크지 않으며 Md30 온도가 30을 초과할 시에는 상기 도 2에서 보는 바와 같이 냉간압하율이 일정 양을 정점으로 더 이상의 상변태가 이루어지지 않으므로 그 효과가 크지 않다.
한편 가공경화량의 증가를 위해서는 이러한 상변태의 촉진과 더불어 생산공정의 제어 또한 중요한 역할을 할 수 있다. 본 발명에서는 고강도 오스테나이트 코일제조를 위해 기존의 연속주조 공정 대신 스트립캐스팅 공법을 채용하였다. 본 발명의 스트립 캐스팅 공정은 상기 도 1을 통하여 설명한 바와 같이 수냉롤을 이용하여 용강으로부터 직접 2mm 전후의 박판을 주조하는 공법으로 주조된 시트는 재가열 및 열간압연 공정없이 바로 냉간압연으로 원하는 시트 형태를 얻을 수 있다. 고강도강 제조라는 측면에서 합금성분계는 생산공정과 별도로 가공경화능의 지표가 되지만 소재내 미세조직은 공정의 영향에 따라 달라지게 된다. 미세조직은 입계의 크기, 석출물, 제2상, 전위(Dislocation) 및 튄(Twin) 등에 따라 결정되는데, 이러한 준안정 오스테나이트 스테인리스강에 있어 연속주조 조직과 스트립캐스팅 조직의 가장 큰 차이점은 델타페라이트상의 함량차이에 있다고 할 수 있다. 연속주조 조직은 슬라브 재가열이라는 장시간의 가열공정으로 응고 시 생성된 델타페라이트상이 대부분 분해하는 반면 스트립캐스팅 조직은 이러한 가열공정의 생략으로 소재내에 델타페라이트 상이 보다 많이 존재하게 된다. 냉간압하율에 따른 매우 고강도강의 제조라는 측면에서 이러한 델타페라이트상의 존재는 가공경화를 심화하는 역할로 작용하게 된다.
도 3은 통상적인 연속주조 공정을 통한 냉간압연 코일의 미세조직과 스트립캐스팅 공법으로 제조된 코일의 냉간압연 조직을 비교한 사진도이다. 상기 도 3에서 상부는 스트립 캐스팅에 제조된 미세조직으로 결정입도가 약 8.5~9로 나타난다. 반면, 하부에 나타난 연속주조와 열연단계를 거친 미세조직의 경우 결정입도가 약 7~8로 나타난다. 이와 같이 동일 성분계에서 연속주조로 생산된 소재와 대비하여 스트립 캐스팅으로 제도된 소개의 강도가 증가하는 이유는 잔류되는 델타페라이트의 함량차이에 의한 입도 미세화효과에도 기인한 것으로 보이며, 따라서 본 발명의 경우 강도 및 경도 특성 향상으로 스프링등 고강도의 소재 적용에 유리하다.
도 2에 도시된 바와 같이, 연속주조와 스트립캐스팅으로 제조된 냉간압연 코일의 미세조직을 비교할 경우에 스트립캐스팅재의 경우(상부) 델타 페라이트상의 조직내 분포로 연속주조재(하부) 대비 입도가 작아 델타페라이트상이 제2상과 유사한 고용강화 역할을 할 수 있음을 시사하고 있다.
도 4 및 도 5는 Md30 온도변화(8℃, 28℃, 48℃) 후 냉간압하율에 따른 기계적특성인 인장강도와 경도변화를 각각 도시한 그래프도이다. 상기 도 4에 도시된 바와 같이 냉간 압하율 증가에 따라 Md30 온도가 각기 다른 소재들 공히 인장강도가 비례해서 증가하는 경향을 보이고 있다. 한편 도 5의 경우 냉간 압하율 증가에 따라 Md30 온도가 각기 다른 소재들의 경우 경도 역시 냉간 압하율 증가에 따라서 비례해서 증가하는 경향을 나타내나, Md30 온도가 높은 경우(48.7℃)에는 일정 압하율 이상에서 경도 향상 정도가 미미함을 보인다. 이는 초기 압하율에서 가공유기 마르텐사이트 생성으로 인한 가공경화 효과가 크지만 이의 생성이 포화된 이후에는 경도향상에 한계가 있음을 보여주는 것으로 냉간 압하율에 경도 증가를 위한 Md30 조건 설정이 필요함을 확인해 주는 것이다.
상기 도 4에 의하면 본 발명강에 대한 Md30값이 25~30 범위인 27.4℃의 경우 (시편:C901 강종) 인장강도의 값이 2200Mpa까지 증가되는 것을 알 수 있다. 이는 냉간압하율이 80% 이하인 약 78% 정도에서 측정하였으므로 실질적으로 냉간압하율이 80%에서 측정할 경우 더욱 비례하여 증가될 수 있다는 것을 보여준다. 그러나 나머지 강종들의 경우 Md30의 값이 본 발명의 범위를 벗어나는 경우이며 이 경우 인장강도의 값이 2200Mpa 이하에서 머무는 것을 알 수 있다.
도 6은 성분제어를 통한 가공경화능 확대를 위해 Md30 온도를 25~30 사이의 범위인 28℃ 전후에서 성분 최적화할 경우 기계적 성질의 개선을 확보할 수 있음을 나타낸 그래프도이다. 도 6의 결과를 토대로 성분제어를 통한 가공경화능 확대를 위해 Md30 온도를 25 이상 30 사이의 범위인 28℃ 전후에서 성분제어를 실시한 예(C901강종)이며 압하율 80%에서 인장강도가 실질적으로 2200Mpa까지 증가되는 것을 확인할 수 있다. 단, 이의 제조는 스트립캐스팅 주조 공법을 사용하였으며 주조된 시트는 2mm 박판이다. 이때 스트립 캐스팅으로 주조된 2mm 소재의 잔류 델타페라이트 함량은 5% 이상이며 이후 코일의 열처리 및 산세 공정을 거친 이후에도 판 폭 전반에 걸쳐 1% 이상의 델타페라이트 상이 존재한다.
이러한 델타 페라이트상은 상기 도 3에서 보는 바와 같이 연속주조를 통해 슬라브 재가열 및 열간압연 및 소둔산세를 거친 부품 대비 입도 미세화로 연속주조재의 입도가 7.5 정도인 반면 스트립캐스팅재는 8.5 전후를 나타낸다.
본 발명에서는 Md30 및 치환형 합금원소 첨가를 통한 준안정 특성의 오스테나이트 스테인리스강을 스트립캐스팅 공정을 이용하여 강도개선 효과를 얻을 수 있다.
(실시예)
다음은 본 발명을 위해 15~18% Cr의 오스테나이트계 스테인리스강을 이용하여 성분 및 공정제어를 통해 기계적 특성의 변화를 조사한 실시예를 설명한다. 표 1은 오스테나이트 및 페라이트 안정화 원소의 성분제어를 통해 Md30 온도를 달리한 성분변화의 예를 나타낸 것이다. 먼저 상기 도 4 및 도 5에 도시된 바와 같이 Md30 온도변화(약 8℃, 28℃, 48℃) 후 냉간압하율에 따른 기계적특성(인장강도 및 경도)이 변화한다. 도면에서는 냉간 압하율 증가에 따라 Md30 온도가 각기 다른 소재들 공히 인장강도 및 경도는 비례해서 증가하는 경향을 보이나 Md30 온도가 높은 경우(약 48℃), 일정 압하율 이상에서는 강도 향상 정도가 미미함을 보인다. 이는 초기 압하율에서 가공유기 마르텐사이트 생성으로 인한 가공경화 효과가 크지만 이의 생성이 포화된 이후에는 강도향상에 한계가 있음을 보여주는 것으로 냉간압하율에 강도 및 경도 증가를 위한 적절한 Md30 조건이 필요한다. 본 발명에서는 상기 Md30의 온도범위를 25에서 30으로 설정하였다.
또한, 도 6에서는 성분제어를 통한 가공경화능 확대를 위해 Md30 온도를 28℃ 전후에서 성분제어를 실시한 예(C901강종) 압하율 80%에서 인장강도가 대략 2200Mpa까지 근접하여 나타날 수 있다. 물론 상기 강종의 경우 2mm 소재의 박판으로서 잔류 델타페라이트 함량은 5% 이상이며 이후 코일의 열처리 및 산세 공정을 거친 이후에도 판 폭 전반에 걸쳐 1% 이상의 델타페라이트 상이 존재한다.
표 1
구분(No.) C Si Mn S Cr Ni Mo Cu N δ_cal(%) Md30(℃) 인장강도(Mpa) 경도값(Hv)
발명강1 0.0095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.065 6.3 29.8 2210 570
발명강2 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.4 0.065 6.3 25.5 2200 570
발명강3 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.065 5.5 25.2 2200 570
발명강4 0.095 1.25 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.065 7 28.4 2210 580
발명강5 0.095 1.1 0.7 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.065 6.1 29 2210 580
발명강6 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.7 0.25 0.065 6.4 28.9 2210 580
발명강7 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.075 5.5 25.2 2200 570
비교강1 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.6 0.65 0.25 0.065 5.7 24 2150 550
비교강2 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.055 7 34.4 2160 550
비교강3 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.1 0.065 6.3 34.2 2160 550
비교강4 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.4 0.65 0.25 0.065 7 34.4 2160 550
비교강5 0.095 1.1 0.6 0.003 16.2 6.4 0.65 0.25 0.065 5 35 2160 550
비교강6 0.095 1.1 0.6 0.003 17 6.4 0.65 0.25 0.065 7.6 24.3 2140 540
비교강7 0.095 1.1 0.6 0.003 16.6 6.3 0.65 0.25 0.065 6.5 32.7 2170 560
비교강8 0.109 1.164 1.08 0.003 17.2 6.43 0.64 0.25 0.0623 6.96 11.2 2150 550
비교강9 0.09 1.1 0.59 0.003 16.6 6.2 0.6 0.25 0.05 8.24 45.85 2150 550
본 발명에서 연속주조 공정을 거친 소재와 스트립캐스팅 공정의 본 발명소재와의 제반 품질특성을 비교할 경우, 먼저 고유성분계 확보의 측면은 다음과 같다 ; Cr 함량은 16.5% 전후이며 Ni함량은 6.5% 전후이다. 오스테나이트 안정화 원소인 Mn은 0.6% 전후이며 치환형 합금원소인 Mo과 Si은 각각 0.7% 전후와 1.1% 이상의 특징을 갖는다. 이러한 성분설계의 필요조건으로 응고 시 이론적인 델타 페라이트 함량이 5% 이상으로 설계되어져야 하며 준안정성의 지표인 Md30 온도가 25~30 범위 내로 설정되는 것이 바람직하다. 그리고 인장강도가 2200Mpa 이상이며 경도가 570Hv 이상인 풀 하드재의 품질특성 확보를 위해 스트립캐스팅 공법을 활용하여 2mm 전후로 주조되어져야 하며 이때 소재의 입도는 8.5 전후이고 냉간압하율은 80% 이상이어야 한다.
상기 표 1에서 본 발명강의 범위인 발명강 1에서 발명강 7의 경우 본 발명의 범위인 Md30의 범위가 25~30℃인 것을 나타내고, 비교강 1에서 비교강 9는 본 발명의 범위를 벗어나는 Md30을 나타내는 비교예를 나타낸다. 상기 표 1에서 보면 실질적으로 Md30의 범위를 25~30으로 제어하고 이를 스트립캐스팅 공정을 적용하여 제조할 경우에 인장강도의 값이 2200Mpa 이상으로 나타나고 경도 값은 570Hv 이상으로 나타나는 것을 보여준다.
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.전술한 발명에 대한 권리범위는 이하의 특허청구범위에서 정해지는 것으로써, 명세서 본문의 기재에 구속되지 않으며, 청구범위의 균등 범위에 속하는 변형과 변경은 모두 본 발명의 범위에 속할 것이다.

Claims (13)

  1. 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0초과~ 1.5%까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30의 범위가 25~30℃인 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
    (1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
  2. 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0초과~ 1.5%까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30의 범위가 25~30℃인 스테인리스강을 스트립캐스팅에 의하여 제조된 고강도 오스테나이트계 스테인리스강.
    (1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 스테인리스강에 대하여 스트립캐스팅을 이용한 주조에서 응고시 잔류하는 델타 페라이트 함량이 5% 이상인 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 스테인리스강에 대하여 스트립캐스팅을 이용한 주조에서 응고시 잔류하는 델타 페라이트 함량이 10% 이하인 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 스테인리스강을 80% 냉간압하율 시 인장강도가 2200Mpa 이상이며 경도가 570 Hv 이상 확보되는 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 스테인리스강의 냉간압연 조직의 입도가 8.5 이상인 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
  7. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    중량%로 상기 Si은 1.1~1.3wt%인 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
  8. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    중량 %로 상기 Cr은 16~17wt%, Ni : 6~7wt%, Mo는 0.6~0.8wt%인 고강도 오스테나이트 스테인리스강.
  9. 서로 반대방향으로 회전하는 한쌍의 롤과 그 양측면에 용강풀을 형성하도록 설치되는 에지댐과 상기 용강풀 상부면으로 불활성 질소가스를 공급하는 매니스커스 쉴드를 포함하는 스트립캐스팅 장치에서, 중량%로, C : 0.05~0.15, N : 0.05~0.09%, Cr : 15~18, Ni : 6~8, Si : 1.0초과~ 1.5%까지, Mo : 0.5~0.9, Mn : 0.4~1.2, Cu : 1.5% 이하를 포함하고 잔부는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 하기식 (1)로 이루어진 Md30의 범위가 25~30℃인 오스테나이트 스테인리스강을 주조하여 응고시 잔류하는 델타 페라이트 함량이 5% 이상이 되도록 제어하는 고강도 오스테나이트 스테인리스강 제조방법.
    (1) Md30(℃) = 551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-13.7Cr-29Ni-18.5Mo-29Cu-68Nb
  10. 제9항에 있어서,
    상기 스트립캐스팅에 의하여 얻어진 주조조직의 스테인리스강을 80% 냉간압하율 시 인장강도가 2200Mpa 이상이며 경도가 570 Hv 이상 확보되도록 하고, 2mm 이하의 박판으로 제조하는 고강도 오스테나이트 스테인리스강 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 스테인리스강의 냉간압연 조직의 입도가 8.5 이상인 고강도 오스테나이트 스테인리스강 제조방법.
  12. 제9항에 있어서,
    중량%로 상기 Si은 1.1~1.3wt%인 고강도 오스테나이트 스테인리스강 제조방법.
  13. 제9항에 있어서,
    중량 상기 Cr은 16~17wt%, Ni : 6~7wt%, Mo는 0.6~0.8wt%인 고강도 오스테나이트 스테인리스강 제조방법.
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