WO2018097604A1 - 고온강도가 우수한 오스테나이트강 - Google Patents

고온강도가 우수한 오스테나이트강 Download PDF

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WO2018097604A1
WO2018097604A1 PCT/KR2017/013371 KR2017013371W WO2018097604A1 WO 2018097604 A1 WO2018097604 A1 WO 2018097604A1 KR 2017013371 W KR2017013371 W KR 2017013371W WO 2018097604 A1 WO2018097604 A1 WO 2018097604A1
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austenitic steel
high temperature
less
present
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PCT/KR2017/013371
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김형준
장성식
김기용
이성학
정승문
조용희
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포항공과대학교 산학협력단
주식회사 계양정밀
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention is an austenitic steel having excellent high temperature strength, more specifically, a heat resistant stainless steel used at high temperature, such as a turbocharger or an automobile exhaust system, and nickel, which is an expensive alloy element contained in a large amount in this alloy. While replacing (Ni) with a low-cost alloying element, the present invention relates to the high temperature properties equivalent to those of conventional heat-resistant stainless steel.
  • High temperature austenitic steels have been used for automotive turbochargers and exhaust systems because they not only have excellent hardness, strength, thermo-mechanical fatigue life and fracture toughness, but also have thermally stable microstructures.
  • the turbocharger improves the output of the engine by compressing and supplying a large amount of air into the cylinder of the engine.
  • the turbocharger uses the exhaust gas emitted from the engine to rotate the turbine wheel in the turbine housing. It is composed of a structure for supplying to the engine by rotating a compressor wheel (compressor wheel) in a compressor housing (compressor housing) for transmitting the rotational force generated during the rotation of the wheel to compress the air of the atmosphere.
  • the turbine housing housing the turbine wheel Since the turbine housing housing the turbine wheel is in constant contact with the exhaust gas of 800-900 ° C emitted from the engine, the turbine housing is subjected to extremely high thermal shock depending on the engine output, so that the turbine housing maintains excellent strength and shape at high temperatures. It requires performance to maintain.
  • high temperature austenitic steel such as SCH 22 type heat resistant stainless steel is currently used.
  • Such heat resistant stainless steel has 20 weight of Ni, an expensive alloying element, in order to increase the stability of the austenitic structure at high temperature. It adds more than%, and has become one cause of raising the manufacturing cost of a turbine housing.
  • Korean Patent Publication No. 2016-0091041 discloses C: 0.4 to 0.5% by weight, Si: 1.0 to 2.0% by weight, Mn: 1.0 to 2.0% by weight, Ni: 9.0 to 12.0% by weight, Cr. : 21-24% by weight, Nb: 1.0-2.5% by weight, W: 0.5-3.5% by weight, by adding Nb and W by significantly reducing the content of Ni through an alloy containing the remaining Fe and other unavoidable impurities To improve castability and high temperature strength, a technique is disclosed.
  • Nb and W added to replace Ni is not only an expensive alloy element, but in the case of Nb, castability can be improved, but there is a problem of increasing the brittleness of the alloy when forming Nb carbide.
  • the present invention is to solve the problem of providing an austenitic steel that can achieve a good strength at high temperatures by reducing the Ni content and manufacturing at a low cost and at the same time maintaining the ratio of M7C3 phase to a minimum while minimizing the formation of microstructured ferrite phase. We assume problem to do.
  • C 0.4 to 0.5% by weight, Si: 1.0 to 2.0% by weight, Mn: 5.0 to 8.0% by weight, Ni: 13.5 to 16.5% by weight, Cr: 23 to 26 wt%, comprising a balance of Fe and other unavoidable impurities, provides the alloy ratio of the Mn content to the Ni content of the elements, C Mn / C Ni of 0.3 to 0.9 is excellent high-temperature strength of austenitic steel for holding the scope.
  • the austenitic steel according to the present invention while maintaining the austenitic structure at high temperature, replaces with a relatively inexpensive alloy element Mn such that Ni is a predetermined ratio, removes Nb and W, while minimizing the formation of ferrite phase M 7 C
  • a relatively inexpensive alloy element Mn such that Ni is a predetermined ratio
  • removes Nb and W while minimizing the formation of ferrite phase M 7 C
  • the high temperature strength at 900 °C to 125MPa or more, excellent shape retention performance can be suitably used for the turbine housing of the turbocharger.
  • the austenitic steel according to the present invention can achieve a price reduction of 20% or more compared to austenitic steel containing 20% or more of Ni.
  • Example 2 is a microstructure photograph of Example 2 and Comparative Example 3 of the present invention.
  • Figure 3 shows the microstructure picture of Example 2 of the present invention and the EDS mapping results of carbon (C) and chromium (Cr).
  • Figure 4 shows the microstructure photograph of Comparative Example 1 of the present invention and the EDS mapping results of carbon (C) and chromium (Cr).
  • Figure 5 shows the results of the tensile test at 25 °C of austenitic steel according to Examples 1, 2 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention.
  • Figure 6 shows the results of the high temperature tensile test at 900 °C of austenitic steel according to Examples 1, 2 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention.
  • the inventors of the present invention have studied alloys that can achieve high temperature strength capable of withstanding a high temperature environment of 900 ° C. or higher and at the same time reduce the content of Ni while excluding elements that form expensive and carbides such as Nb and W. As a small amount of Ni added to maintain the austenite structure at a high temperature, while the Mn is replaced by a predetermined ratio without using alloying elements such as Nb and W, excellent high temperature strength can be realized.
  • the present invention has been found.
  • Austenitic steel according to the present invention C: 0.4 to 0.5% by weight, Si: 1.0 to 2.0% by weight, Mn: 5.0 to 8.0% by weight, Ni: 13.5 to 16.5% by weight, Cr: 23 to 26% by weight, the rest Fe and other unavoidable impurities, characterized in that the ratio of the Mn content to the Ni content of the alloying elements, CMn / CNi is maintained in the range 0.3 ⁇ 0.9.
  • the reason for the selection of the composition of the austenitic steel according to the present invention is as follows.
  • C is known to be a strong austenite stabilizing element, and it is also strengthened in the matrix structure and plays an important role in strength at high temperatures.
  • carbides and alloying elements such as Cr included in the present invention it improves the castability of the liquid phase and the high temperature strength.
  • at least 0.4% by weight of carbon is required, and when it exceeds 0.5% by weight, the above range is preferable because the coarsening of carbides may lead to deterioration of overall mechanical properties and creep resistance.
  • Si has an effect of improving the high temperature oxidation resistance, and serves as a reducing agent in the molten alloy.
  • Si improves oxidation resistance by playing a role in preventing oxidation by Cr.
  • the silicon oxide particles formed by Si are precipitated under the film formed on the alloy surface by Cr to assist in the formation of the passivation film, and suppress the unnecessary escape of Cr ions.
  • This effect of Si is further enhanced at high temperatures. If less than 1.0% by weight, it is difficult to sufficiently obtain the effect of Si, and when excessively added Si, lowers the high temperature creep resistance, and as a ferrite stabilizing element, destabilizes the austenite matrix, and therefore 2.0% by weight or less Must be added. More preferable content of Si is 1.0 to 1.5 weight%.
  • Mn acts as an austenite stabilizing element and, like Si, acts as a reducing agent in the melt.
  • the Ni content is reduced, it is difficult to maintain the austenite structure when the Mn content is less than 5.0 wt%, and when it exceeds 9.0 wt%, deterioration of oxidation resistance and high temperature formability at high temperature is achieved. Therefore, it is maintained at 9.0 weight% or less. More preferable content of Mn is 5.5 to 8.0% by weight.
  • Ni is an austenite stabilizing element, which is essential for improving mechanical properties including corrosion resistance and corrosion resistance and oxidation resistance. If Ni is less than 13.5% by weight, high temperature strength is lowered. This is because the reducing effect is less desirable.
  • Cr is the most important element of excellent oxidation resistance and corrosion resistance of stainless steel, and it forms a stable passivation film of Cr2O3 type on the surface of alloy to improve corrosion resistance.
  • Cr is preferably added at least 23% by weight in order to improve corrosion resistance, and since Cr may form a ferrite phase when excessively added as a ferrite stabilizing element, a large amount of carbide may be formed, so it is limited to 26% by weight or less.
  • the ratio of the Mn content to the Ni content in the alloying element is less than 0.3, the amount of Ni replacement is not sufficient, so the economic efficiency is not high, and when the ratio is more than 0.9, excellent high temperature strength is not obtained. More preferable ranges are 0.3-0.6.
  • the austenitic steel according to the present invention may be 125MPa or more, preferably 128MPa or more, more preferably 130Mpa or more.
  • P is a component that is inevitably incorporated as an impurity, and P is preferably maintained at 0.04% by weight or less, and more preferably 0.03% by weight or less since P may segregate in the alloy and adversely affect the physical properties of the alloy.
  • S forms a sulfide such as MnS in the alloy to improve the processability of the alloy, but sulfide deteriorates the overall physical properties of the alloy, so it is preferable to keep it at 0.04% by weight or less.
  • the Ni eq represented by the following [Formula 1] is 31 to 32, and the Creq represented by the following [Formula 2] is 25 so that the austenitic structure can be stably maintained at high temperature. It is preferable that it is -28.
  • Ni eq % Ni + 30% C + 0.87% Mn-0.33% Cu + 30 (% N-0.045)
  • the austenitic steel according to the invention serve to when fine textural percentage of ferrite structure is more than 1% in the area ratio is not preferable to lower the stability at high temperatures, M 7 C 3 phase increases the room temperature and high temperature strength Therefore, 2% or more is preferable. However, if the content of Mn is increased in order to increase the area ratio of M 7 C 3 phase, the area ratio of the ferrite phase increases, so the area ratio of M 7 C 3 phase is preferably 2 to 3%.
  • Table 1 below shows the compositions of Comparative Example 1, Comparative Example 2 and Comparative Example 3 in which the ratio of Ni and Mn was changed for comparison with Examples 1 and 2 of the austenitic steel according to the present invention. will be.
  • Example 1 Steel grade Composition (% by weight) C Si Mn P S Ni Cr Fe Comparative Example 1 0.40 1.2 1.0 Less than 0.04 Less than 0.04 20 25 Bal. Comparative Example 2 0.40 1.2 3.3 Less than 0.04 Less than 0.04 18 25 Bal. Example 1 0.40 1.2 5.6 Less than 0.04 Less than 0.04 16 25 Bal. Example 2 0.40 1.2 7.9 Less than 0.04 Less than 0.04 14 25 Bal. Comparative Example 3 0.40 1.2 10.2 Less than 0.04 Less than 0.04 12 25 Bal.
  • the specimens thus obtained were analyzed for phases using XRD and EBSD (Electron Back-scatter Diffraction), and microstructures were analyzed using a microscope and EDS. Room temperature (25 ° C) and high temperature (900 ° C) Tensile tests were performed at and phase fractions were measured.
  • FIG. 1 shows XRD analysis results of austenitic steels according to Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention.
  • 2 is a microstructure photograph of Example 2 and Comparative Example 3 of the present invention
  • Figure 3 is a microstructure photograph of Example 2 of the present invention and shows the results of EDS mapping of carbon (C) and chromium (Cr)
  • Figure 4 shows the microstructure photograph of Comparative Example 1 of the present invention and the EDS mapping results of carbon (C) and chromium (Cr).
  • Table 2 shows the results of the ferrite phase and M 7 C 3 phase measure the fraction occupied in a microstructure using the EBSD lectures, identified in Figs.
  • Example 1 of the present invention did not appear a ferrite phase, in the case of Example 2, as shown in Figure 2, a very small amount of ferrite was detected as 0.1% or less.
  • M 7 C 3 phase so the function of increasing the room temperature and high temperature strength, it is advantageous to increase the high temperature strength.
  • the ferrite phase is increased, the stability of the austenite phase is lowered, and the high temperature properties are drastically lowered.
  • the fraction of the phase is preferably increased while suppressing the ferrite phase to 1% or less (preferably 0.1% or less).
  • Figure 5 shows the results of the tensile test at 25 °C of austenitic steel according to Examples 1, 2 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention
  • Figure 6 is Example 1, 2 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention It shows the results of high temperature tensile test at 900 °C of austenitic steel according to.
  • Table 3 below shows the tensile test results of FIGS. 5 and 6.
  • Example 1 307 ⁇ 4 612 ⁇ 7 52.0 ⁇ 2.1 108 ⁇ 2 129 ⁇ 1 44.7 ⁇ 8.6 Comparative Example 2 338 ⁇ 4 629 ⁇ 2 60.2 ⁇ 5.1 113 ⁇ 6 132 ⁇ 7 50.4 ⁇ 3.4
  • Examples 1 and 2 of the present invention are equivalent to room temperature tensile strength when compared with Comparative Example 1 containing 20% by weight of Ni and Comparative Example 2 containing 18% by weight of Ni. Or better, and exhibits equivalent properties even at high temperature tensile properties.
  • Comparative Example 3 having a Ni content of 12% by weight, the tensile strength at room temperature is very high, but the tensile strength at high temperature is remarkably decreased, so it is not suitable for the housing of a turbocharger requiring durability at a temperature of 900 ° C or higher. .
  • the austenitic steel according to the embodiment of the present invention in particular, in comparison with Comparative Example 1, while reducing the Ni content of 4 to 6% while maintaining the high temperature tensile characteristics equal to or higher, thereby achieving excellent high temperature characteristics at low cost.

Abstract

본 발명은 터보차저용과 같이 매우 높은 온도에 사용되는 내열 스테인리스강(heat resistant stainless steel)에 다량 포함되는 고가의 합금원소인 니켈(Ni)을 저가 합금원소로 대체하면서도, 기존의 내열 스테인리스강과 동등 이상의 고온 물성을 구현할 수 있는 것에 관한 것이다. 본 발명에 따른 오스테나이트강은, C: 0.4~0.5중량%, Si: 1.0~2.0중량%, Mn: 5.0~8.0중량%, Ni: 13.5~16.5중량%, Cr: 23~26중량%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 합금원소 중 Ni 함량에 대한 Mn 함량의 비율, CMn/CNi이 0.3~0.9 범위를 유지하는 것을 특징으로 한다.

Description

고온강도가 우수한 오스테나이트강
본 발명은 고온강도가 우수한 오스테나이트강으로, 보다 구체적으로는 터보차저나 자동차 배기계와 같이 고온에 사용되는 내열 스테인리스강(heat resistant stainless steel)으로, 이 합금에 다량 포함되는 고가의 합금원소인 니켈(Ni)을 저가 합금원소로 대체하면서도, 기존의 내열 스테인리스강과 동등 이상의 고온 물성을 구현할 수 있는 것에 관한 것이다.
고온용 오스테나이트강은, 우수한 경도, 강도, 열적-기계적 피로 수명, 및 파괴인성을 가질 뿐 아니라, 열적으로 안정된 미세조직을 가지기 때문에, 자동차의 터보차저나 배기계용에 사용되어 왔다.
터보차저는 엔진의 실린더 내부에 많은 공기를 압축하여 공급함으로써 엔진의 출력을 향상시키는 것으로, 엔진에서 배출되는 배기가스를 이용하여 터빈 하우징(turbine housing) 내의 터빈 휠(turbine wheel)을 회전시키며, 터빈 휠의 회전시 발생하는 회전력을 전달하여 대기의 공기를 압축시키는 압축기 하우징(compressor housing) 내의 압축기 휠(compressor wheel)을 회전시켜 엔진으로 공급하는 구조로 이루어진다.
이러한 터빈 휠을 수용하는 터빈 하우징은 엔진에서 배출되는 800~900℃의 배기가스와 지속적으로 접촉하게 되므로 엔진의 출력에 따라 대단히 높은 열 충격을 받게 되므로 터빈 하우징은 고온에서 우수한 강도와 그 형상을 지속적으로 유지하는 성능을 필요로 하게 된다.
이러한 터빈 하우징용 재료로는, 현재 SCH 22종 내열 스테인리스강과 같은 고온용 오스테나이트강이 사용되고 있는데, 이러한 내열 스테인리스강은 고온에서 오스테나이트 조직의 안정성을 높이기 위하여, 고가의 합금원소인 Ni을 20중량% 이상 첨가하고 있어, 터빈 하우징의 제조비용을 높이는 하나의 원인이 되고 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위해, 대한민국 공개특허공보 제2016-0091041호에는 C: 0.4~0.5중량%, Si: 1.0~2.0중량%, Mn: 1.0~2.0중량%, Ni: 9.0~12.0중량%, Cr: 21~24중량%, Nb: 1.0~2.5중량%, W: 0.5~3.5중량%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 합금을 통해, Ni의 함량을 대폭적으로 줄이면서 Nb 및 W를 첨가함으로써, 주조성과 고온강도를 높이고자 하는 기술이 개시되어 있다.
그런데 Ni를 대체하기 위하여 첨가된 Nb와 W도 고가의 합금원소일 뿐 아니라, Nb의 경우 주조성은 향상시킬 수 있으나, Nb 탄화물을 형성할 경우 합금의 취성을 증대시키는 문제점이 있다.
본 발명은, Ni의 함량을 줄여 저비용으로 제조하고 동시에 미세조직상 페라이트상의 생성을 최소화하면서 M7C3 상의 비율을 일정 이상으로 유지함으로써, 고온에서 우수한 강도를 구현할 수 있는 오스테나이트강을 제공하는 것을 해결하고자 하는 과제로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 측면은, C: 0.4~0.5중량%, Si: 1.0~2.0중량%, Mn: 5.0~8.0중량%, Ni: 13.5~16.5중량%, Cr: 23~26중량%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 합금원소 중 Ni 함량에 대한 Mn 함량의 비율, CMn/CNi이 0.3~0.9 범위를 유지하는 고온강도가 우수한 오스테나이트강을 제공한다.
본 발명에 따른 오스테나이트강은 고온에서 오스테나이트 조직을 유지하면서, Ni가 소정 비율이 되도록 상대적으로 저렴한 합금원소인 Mn으로 대체하고, Nb와 W를 제거하며, 페라이트상의 생성을 최소화하면서 M7C3 상의 비율을 일정 이상으로 유지하도록 하는 합금설계를 통해, 900℃에서의 고온강도가 125MPa 이상으로 높으면서, 형상유지성능이 우수하여, 터보차저의 터빈하우징용으로 적합하게 사용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트강은 Ni을 20% 이상 포함하는 오스테나이트강에 비해 20% 이상의 가격절감을 이룰 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 실시예 2와 비교예 3의 미세조직 사진이다.
도 3은 본 발명의 실시예 2의 미세조직 사진과 탄소(C)와 크롬(Cr)의 EDS 맵핑 결과를 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 비교예 1의 미세조직 사진과 탄소(C)와 크롬(Cr)의 EDS 맵핑 결과를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 25℃에서 인장시험한 결과를 나타낸 것이다.
도 6은 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 900℃에서 고온 인장시험한 결과를 나타낸 것이다.
본 발명의 실시예들을 설명하기 위해 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함하는 의미이다. 그리고 포함한다의 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 제외하는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미이다. 또한, 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련 기술 문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 갖는 것으로 추가 해석되고 정의되지 않는 한, 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지는 않는다.
본 발명자들은 Nb와 W과 같이 고가이면서 탄화물을 형성하는 원소를 배제하면서 900℃ 이상의 고온 환경에 견딜 수 있는 고온강도를 구현하고 동시에 Ni의 함량을 줄일 수 있는 합금에 대해 연구한 결과, 오스테나이트계강으로서, 고온에서 오스테나이트 조직을 유지하기 위하여 다량 첨가하던 Ni의 함량은 다소 감소시키면서도, 이를 Nb와 W와 같은 합금원소를 사용하지 않고 Mn을 소정 비율로 대체할 경우, 우수한 고온강도의 구현이 가능함을 밝혀내고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명에 따른 오스테나이트강은, C: 0.4~0.5중량%, Si: 1.0~2.0중량%, Mn: 5.0~8.0중량%, Ni: 13.5~16.5중량%, Cr: 23~26중량%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 합금원소 중 Ni 함량에 대한 Mn 함량의 비율, CMn/CNi이 0.3~0.9 범위를 유지하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 오스테나이트강의 조성의 선정이유는 다음과 같다.
C: 0.4~0.5중량%
C는 강력한 오스테나이트(austenite) 안정화 원소로 알려져 있으며, 또한 기지조직에 고용강화되어 고온에서의 강도에 중요한 역할을 한다. 그 외에도 본 발명에 포함되는 Cr과 같은 합금원소와 탄화물을 형성함으로써, 액상의 주조성을 향상시키고 고온강도를 향상시킨다. 이러한 C의 효과를 얻기 위해 0.4중량% 이상의 탄소가 필요하며, 0.5중량%를 초과할 경우, 탄화물의 조대화로 인해 전반적인 기계적 특성과 크리프 저항성의 저하를 가져올 수 있으므로, 상기 범위가 바람직하다.
Si: 1.0~2.0중량%
Si는 고온 내산화성을 향상시키는 효과가 있으며, 합금의 용탕 내에서 환원제 역할을 한다. Si는 Cr에 의한 산화방지를 도와주는 역할을 함으로써 내산화성을 향상시킨다. Si에 의해 형성되는 실리콘 산화물 입자들은 Cr에 의해 합금 표면에 형성하는 피막 아래에 석출되어 부동태 피막의 형성을 돕고, Cr 이온이 불필요하게 빠져나가는 것을 억제한다. Si의 이러한 효과는 고온에서 더욱 강화된다. 1.0중량% 미만일 경우 상기 Si의 효과를 충분하게 얻기 어렵고, Si가 과다 첨가될 경우 고온 크립 저항성을 낮추고, 페라이트(ferrite) 안정화 원소로써, 오스테나이트 기지조직을 불안정하게 하기 때문에, 2.0중량% 이하로 첨가되어야 한다. Si의 보다 바람직한 함유량은 1.0~1.5중량%이다.
Mn: 5.0~9.0중량%
Mn은 오스테나이트 안정화 원소로 작용하며, Si와 유사하게 용탕 내에서 환원제 역할을 한다. 본 발명에 따른 오스테나이트강에서는 Ni 함량을 감소시키기 때문에, Mn의 함량이 5.0중량% 미만일 경우 오스테나이트 조직을 유지하기 어렵고, 9.0중량%를 초과할 경우, 고온에서의 내산화성 및 고온 성형성의 저하시키므로, 9.0중량% 이하로 유지한다. 보다 바람직한 Mn의 함량은 5.5~8.0중량%이다.
Ni: 13.5~16.5중량%
Ni는 오스테나이트 안정화원소로, 인성을 포함한 제반 기계적 특성과 내식성 및 내산화성 향상에 필수적인 원소인데, 13.5중량% 미만일 경우 고온강도가 저하되어 바람직하지 않고, 16.5%중량%를 초과할 경우 제조비용을 줄이는 효과가 줄어들어 바람직하지 않기 때문이다.
Cr: 23~26중량%
Cr은 스테인리스강의 우수한 내산화성, 내식성의 가장 핵심적인 원소로 합금의 표면에 Cr2O3 형태의 안정한 부동태 피막을 형성하여 내식성을 향상시킨다. Cr의 함유량이 높을수록 내식성은 증가하며, 고온에서의 내산화, 내식성 향상에도 기여한다. 내식성 향상을 위해 Cr은 23중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, Cr은 페라이트 안정화 원소로 과다 첨가시 페라이트상을 형성시킬 수 있으므로, 다량의 탄화물을 형성할 수 있어 26중량% 이하로 제한한다.
Ni 함량에 대한 Mn 함량의 비율, CMn / CNi 0.3~0.9
상기 합금원소 중 Ni 함량에 대한 Mn 함량의 비율이 0.3 미만일 경우, Ni 대체량이 충분하지 않아 경제성이 높지 않고, 0.9 초과일 경우, 우수한 고온 강도를 얻을 수 없으므로 바람직하지 않다. 보다 바람직한 범위는 0.3~0.6이다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트강은, 900℃에서의 인장강도가 125MPa 이상일 수 있으며, 바람직하게는 128MPa 이상, 보다 바람직하게는 130Mpa 이상일 수 있다.
P: 0.04중량% 이하
P는 불순물로서 불가피하게 혼입되는 성분으로, P는 합금 내에 편석되어 합금의 물성에 부정적인 영향을 미칠 수 있으므로 0.04중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.03중량% 이하이다.
S: 0.04중량% 이하
S는 합금 내에서 MnS와 같은 황화물을 형성하여 합금의 가공성을 향상시키나, 황화물은 합금의 전반적인 물성을 저하시키므로 0.04중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트강은, 고온에서 오스테나이트 조직을 안정적으로 유지할 수 있도록, 하기 [식 1]로 표시되는 Nieq가 31~32이고, 하기 [식 2]로 표시되는 Creq가 25~28인 것이 바람직하다.
[식 1]
Nieq = %Ni + 30%C + 0.87%Mn - 0.33%Cu + 30(%N-0.045)
[식 2]
Creq = %Cr + %Mo + %W + 1.5%Si + 0.5%Nb + 5%V + 3%Al
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트강은, 미세조직상 페라이트 조직의 비율이 면적비율로 1% 이상일 경우 고온에서 안정성을 저하시켜 바람직하지 않고, M7C3 상은 상온 및 고온강도를 증가시키는 역할을 하므로 2% 이상인 것이 바람직하나 M7C3 상의 면적비율을 증가시키기 위하여 Mn의 함량을 증가시키게 되면 페라이트상의 면적비율이 증가하므로, M7C3 상의 면적비율은 2~3%이 바람직하다.
[실시예]
아래 표 1은 본 발명에 따른 오스테나이트강의 실시예 1, 실시예 2와, 실시예와의 비교를 위해, Ni와 Mn의 비율을 달리한 비교예 1, 비교예 2 및 비교예 3의 조성을 나타낸 것이다.
강종 조성(중량%)
C Si Mn P S Ni Cr Fe
비교예 1 0.40 1.2 1.0 0.04이하 0.04이하 20 25 Bal.
비교예 2 0.40 1.2 3.3 0.04이하 0.04이하 18 25 Bal.
실시예 1 0.40 1.2 5.6 0.04이하 0.04이하 16 25 Bal.
실시예 2 0.40 1.2 7.9 0.04이하 0.04이하 14 25 Bal.
비교예 3 0.40 1.2 10.2 0.04이하 0.04이하 12 25 Bal.
위 표 1에 나타낸 조성을 갖도록 5종류의 원료를 준비한 후, 용해로에서 용해한 후, 1550℃∼1600℃에서 출탕하고, 즉시 1500℃∼1550℃에서 원통형 시험편용 주형에 주입하여 시험편을 얻었다.
이와 같이 얻은 시험편에 대하여 XRD와 EBSD(Electron Back-scatter Diffraction)를 사용하여 상(phase)을 분석하고, 현미경과 EDS를 사용하여 미세조직을 분석하였으며, 상온(25℃)과 고온(900℃)에서 인장시험을 수행하였고, 상(phase) 분율을 측정하였다.
미세조직
도 1은 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다. 도 2는 본 발명의 실시예 2와 비교예 3의 미세조직 사진이고, 도 3은 본 발명의 실시예 2의 미세조직 사진과 탄소(C)와 크롬(Cr)의 EDS 맵핑 결과를 나타낸 것이며, 도 4는 본 발명의 비교예 1의 미세조직 사진과 탄소(C)와 크롬(Cr)의 EDS 맵핑 결과를 나타낸 것이다.
도 1에서 확인되는 바와 같이, 비교예 1, 비교예 2, 실시예 1 및 실시예 2에서는 페라이트상의 피크는 검출되지 않고, 비교예 3의 경우 페라이트상의 피크가 일부 검출되었다.
아래 표 2는 EBSD를 사용하여, 도 3 및 4에서 확인되는 강의 미세조직에서 페라이트 상과 M7C3 상이 차지하는 분율을 측정한 결과를 나타낸 것이다.
강종 분율(%)
페라이트 M7C3
비교예 1 - 1.5 ± 0.1
실시예 1 - 2.2 ± 0.2
실시예 2 ~0.1 2.5 ± 0.5
비교예 3 9.8 3.6 ± 0.4
위 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 실시예 1은 페라이트 상이 나타나지 않았고, 실시예 2의 경우, 도 2에서 확인되는 바와 같이, 0.1% 이하로 극히 적은 양의 페라이트가 검출되었다.
Ni와 Mn은 직접적으로 탄화물을 형성하는 탄화물 형성제로 기능하지 않으나, 위 표 2에 나타난 바와 같이, Mn의 대체량이 증가함에 따라 M7C3 상의 분율은 증가하는 경향을 나타내었다. M7C3 상은 상온 및 고온강도를 증가시키는 작용을 하므로, 고온강도를 증가시키는데 유리하다. 그러나, Mn의 함량을 증가시키면 비교예 3에 나타난 바와 같이, 페라이트상이 증가하여, 오스테나이트상의 안정성이 저하되어 고온 물성이 급격하게 저하한다. 따라서, M7C3 상의 분율은 페라이트상을 1% 이하(바람직하게는 0.1% 이하)로 억제하면서 증가시키는 것이 바람직하다.
상온 및 고온 인장강도
도 5는 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 25℃에서 인장시험한 결과를 나타낸 것이고, 도 6은 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 900℃에서 고온 인장시험한 결과를 나타낸 것이다.
아래 표 3은 도 5 및 도 6의 인장시험 결과를 나타낸 것이다.
강종 상온 인장특성 고온 인장특성
항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%)
비교예 1 307 ± 4 612 ± 7 52.0 ± 2.1 108 ± 2 129 ± 1 44.7 ± 8.6
비교예 2 338 ± 4 629 ± 2 60.2 ± 5.1 113 ± 6 132 ± 7 50.4 ± 3.4
실시예 1 340 ± 9 628 ± 7 62.0 ± 3.7 109 ± 1 130 ± 6 50.0 ± 2.0
실시예 2 317 ± 5 634 ± 3 65.5 ± 1.8 111 ± 4 128 ± 4 47.7 ± 7.8
비교예 3 347 ± 7 660 ± 2 50.0 ± 4.1 99 ± 1 106 ± 3 54.5 ± 5.1
표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 실시예 1과 실시예 2는 Ni를 20중량% 포함하고 있는 비교예 1, Ni를 18중량% 포함하고 있는 비교예 2와 비교할 때, 상온인장강도가 동등하거나 더 우수하고, 고온 인장특성에서도 동등한 특성을 나타낸다.
이에 비해, Ni 함량이 12중량%인 비교예 3의 경우, 상온 인장강도는 매우 높으나, 고온 인장강도가 현저하게 떨어지므로, 900℃ 이상의 온도에서 내구성이 요구되는 터보차저의 하우징용에는 적합하지 않다.
본 발명의 실시예에 따른 오스테나이트강은 특히 비교예 1과 대비할 때, Ni 함량을 4~6% 줄이면서도 고온인장특성은 동등 이상으로 유지할 수 있으므로, 저비용으로 우수한 고온특성을 구현하게 한다.

Claims (7)

  1. C: 0.4~0.5중량%, Si: 1.0~2.0중량%, Mn: 5.0~8.0중량%, Ni: 13.5~16.5중량%, Cr: 23~26중량%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 합금원소 중 Ni 함량에 대한 Mn 함량의 비율, CMn/CNi이 0.3~0.9 범위를 유지하는, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 불순물 중, P: 0.04중량% 이하, S: 0.04중량% 이하인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  3. 제1항에 있어서,
    900℃에서의 인장강도가 125MPa 이상인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트강이 하기 [식 1]로 표시되는 Nieq가 31~32이고,
    하기 [식 2]로 표시되는 Creq가 25~28인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
    [식 1]
    Nieq = %Ni + 30%C + 0.87%Mn - 0.33%Cu + 30(%N-0.045)
    [식 2]
    Creq = %Cr + %Mo + %W + 1.5%Si + 0.5%Nb + 5%V + 3%Al
  5. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트강에 포함되는 페라이트 조직은 면적비율로 1% 미만인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 오스테나이트강에 포함되는 M7C3 상은 면적비율로 2~3%인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트강으로 제조한 터보하우징.
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