WO2018117683A1 - 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법 - Google Patents

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austenitic stainless
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강형구
이상진
심재홍
이용헌
전종진
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Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel and a method of manufacturing the same, and more particularly, to an austenitic stainless steel and a method of manufacturing the same excellent in workability and surface properties.
  • the present invention relates to a stainless steel used as a sink, and more particularly, in processing with a sink, defects such as cracks do not occur after processing, and workability and surface where surface defects such as protrusions and streaks do not occur on the surface after processing. It relates to an austenitic stainless steel having excellent characteristics.
  • Sink bowls for kitchen sinks are usually made of stainless steel. Usually, general purpose stainless steels are used. In general, the shape of the sink bowl is widely used because there is no problem in formability.
  • the material lacking in workability causes defects such as cracks after processing.
  • surface characteristics may be poor because protrusions or the like are formed on the surface after processing.
  • cracks and other defects occur, it causes a decrease in the production yield corresponding to processing defects, and when the surface characteristics are bad, there is a problem of increasing the production cost by requiring an additional process such as polishing of the surface.
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2013-0014069 (published Feb. 6, 2013)
  • Embodiments of the present invention are to provide an austenitic stainless steel excellent in workability and surface properties that does not cause processing cracks or surface deterioration even if processed in a complex shape, such as a sink, and a method of manufacturing the same.
  • Austenitic stainless steel having excellent workability and surface properties according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2%, Ni: 6.0 to 10.5%, Cr: 16 to 20%, N: 0.005 to 0.2%, the rest includes Fe and unavoidable impurities, and the surface segregation of Ni defined by the following formula (1) is in the range of 0.6 to 0.9.
  • C Ni -Min is the minimum Ni concentration on the surface
  • C Ni -Ave is the average Ni concentration on the surface.
  • Mo 0.01 to 0.2%
  • Cu may further include 0.1 to 4.0%.
  • the Ni surface segregation ratio defined by the following formula (2) may be in the range of 1.1 to 1.6.
  • C is Ni Ni -Max maximum concentration at the surface
  • C Ni -Ave is a minimum concentration of Ni in the surface.
  • the Ni surface segregation portion may be less than 60% in area fraction, and the Ni surface segregation portion may be more than 5% in area fraction.
  • the Ni surface segregation portion may be a Ni enriched region larger than the average Ni concentration on the surface, and the Ni surface sub segregation portion may be a Ni deficient region smaller than the Ni average concentration on the surface.
  • the Ni-concentrated region has a Ni concentration of 1.2 times or more than the average Ni concentration on the surface, and the Ni-deficient region has a Ni concentration of 0.8 times or less than the average Ni concentration on the surface.
  • the Ni surface segregation part may include 60% or more of segregation having a long diameter of 100 ⁇ m or less.
  • the work hardening rate (H) may be in the range of 1,500 to 3,000 MPa in the true strain 0.1 to 0.3 range.
  • it may have an elongation of 60% or more.
  • Process for producing austenitic stainless steel having excellent workability and surface properties according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2%, Ni: 6.0 to 10.5%, Cr: 16 to 20%, N: 0.005 to 0.2%, the remainder comprises continuously casting austenitic stainless steel containing Fe and unavoidable impurities.
  • the second cooling zone in the first temperature range of 1,150 to 1,200 ° C cooling the slab at a rate of 60 ° C / min or more, in the second temperature range of 900 to 1,150 ° C 10 ° C / cooling at a rate of min or less and cooling the slab at a rate of 20 ° C./min or more in a third temperature section that is 900 ° C. or less.
  • it may include the step of hot rolling the cooled slab in the secondary cooling step and the cold rolling of the hot rolled slab.
  • the present invention during hot rolling, it can be reheated within 5 hours of the continuous cast austenitic stainless steel slab.
  • the holding time may be within 30 seconds.
  • the austenitic stainless steel according to the embodiments of the present invention can improve the workability and prevent defects such as processing cracks even when processed into a complicated shape by a sink, etc., and the surface such as protrusions or streaks generated on the surface after processing. Defects can be prevented.
  • FIG. 1 is a photograph of the Ni segregation portion and the segregation portion formed on the surface of the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph of the surface after processing of the conventional austenitic stainless steel.
  • FIG. 3 is a photograph taken after the surface of the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 4 is a photograph of the surface after processing of the austenitic stainless steel according to a comparative example of the present invention.
  • FIG. 5 is a photograph of a machined surface of a conventional austenitic stainless steel.
  • FIG. 6 is a photograph of a processing surface of the austenitic stainless steel sinked according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a graph illustrating a method of manufacturing austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • Austenitic stainless steel having excellent workability and surface properties according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2%, Ni: 6.0 to 10.5%, Cr: 16 to 20%, N: 0.005 to 0.2%, the rest includes Fe and unavoidable impurities, and the surface segregation of Ni defined by the following formula (1) is in the range of 0.6 to 0.9.
  • C Ni -Min is the minimum Ni concentration on the surface
  • C Ni -Ave is the average Ni concentration on the surface.
  • Austenitic stainless steel having excellent workability and surface properties according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.0 to 10.5%, Cr: 16-20%, N: 0.005-0.2%, the remainder contains Fe and unavoidable impurities.
  • Mo 0.01 to 0.2%
  • Cu may further include 0.1 to 4.0%.
  • C is adjusted to be added within the range of 0.005 to 0.15% by weight.
  • austenite phase stabilizing element the more the austenite phase is stabilized and contained 0.005% or more, but excessively contained is limited to 0.15% or less because the strength is too high to be difficult to process.
  • Si is adjusted and added in the range of 0.1-1.0 weight%.
  • Si is added to provide a certain level of work hardening and corrosion resistance effect is added more than 0.1%, but when added too much may inhibit the toughness is limited to 1.0% or less.
  • Mn is added adjusted in the range of 0.1 to 2.0 wt%.
  • Mn is an austenite phase stabilizing element, the more the austenite phase is stabilized and the effect of reducing the work hardening rate is contained 0.1% or more, but excessively limited to 2.0% or less because it inhibits corrosion resistance.
  • Ni is adjusted to be added in the range of 6.0 to 10.5% by weight.
  • Ni is an austenite-phase stabilizing element, the more the austenite phase is stabilized, the more the addition amount increases the effect of reducing the soft nitriding and work hardening rate of the austenitic steel.
  • the addition of a large amount will increase the cost, so limit to 10.5%.
  • Cr contains more than 16% as an element to improve corrosion resistance, but excessive addition is limited to 20% because it involves a cost increase.
  • N is adjusted to be added within the range of 0.005 to 0.2% by weight.
  • N is added as an austenite phase stabilizing element as the austenite phase is stabilized and improves the corrosion resistance, so it contains 0.005% or more.
  • the strength is too high and difficult to process, so it is limited to 0.2% or less.
  • Mo It is adjusted and added in the range of 0.01-0.2 weight%.
  • Mo has an effect of improving the corrosion resistance and processability, but contains 0.01% or more, but excessive addition is limited to 0.2% or less because it involves a cost increase.
  • Cu It is adjusted and added in the range of 0.1-4.0 weight%.
  • Cu is an austenite phase stabilizing element, the more the austenite phase is stabilized as it is added, and has an effect of reducing the rate of soft nitriding and work hardening of the austenitic steel. Since the desired characteristic is obtained, up to 4.0% can be added. Preferably, however, excessive addition of Cu involves a cost increase and is therefore limited to 2.0%.
  • FIG. 1 is a photograph of the Ni segregation portion and the segregation portion formed on the surface of the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph of the surface after processing of the conventional austenitic stainless steel.
  • 3 is a photograph taken after the surface of the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • an austenitic stainless steel having excellent workability and surface characteristics includes a Ni segregation portion and a Ni segregation portion on the steel surface.
  • the Ni surface segregation portion is a Ni enriched region larger than the average Ni concentration on the surface, and the Ni surface sub segregation portion is a Ni deficient region smaller than the Ni average concentration on the surface.
  • a bright color means a Ni segregation portion, and a dark color means a Ni segregation portion.
  • FIG. 2 is a photograph of the surface of STS 301 steel, which is a conventional austenitic stainless steel. This is a steel in which the Ni segregation part and the sub segregation part are not formed on the surface of the austenitic stainless steel, and it can be seen that projections are generated on the surface during the processing thereof, thereby deteriorating the surface properties due to the surface roughness.
  • FIG. 3 a photograph of a surface of an austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention is taken. This is because the Ni segregation portion and the segregation portion is formed on the surface of the austenitic stainless steel, it can be seen that the surface has a beautiful surface quality without the generation of streaks or projections.
  • the present inventors processed the stainless steel having the Ni segregation portion, and formed a large amount of martensite transformation in the segregation portion during processing in preparation for the material containing the same amount of Ni and not forming the segregation portion. It is assumed that this is suppressed.
  • the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention has a surface segregation degree of Ni defined by the following formula (1) in the range of 0.6 to 0.9.
  • C Ni -Min is the minimum Ni concentration on the surface
  • C Ni -Ave is the average Ni concentration on the surface.
  • the surface segregation of Ni is defined by the above formula (1), and the minimum concentration of Ni on the steel surface is divided by the average concentration of Ni, and the minimum concentration of Ni is a value measured in the Ni subsidiary part.
  • Figure 4 is a photograph of the surface after processing of the austenitic stainless steel according to a comparative example of the present invention.
  • the surface segregation degree of Ni is less than 0.6, the segregation zone is excessively formed on the surface, so that there is a problem that severe stripes appear along the rolling direction on the surface after processing.
  • the surface segregation of Ni is a photograph of the surface after processing the austenitic stainless steel having a 0.5, it can be seen that the stripes are observed in the rolling direction, the surface defects caused by such stripes Additional processes, such as polishing the surface, are required, increasing production costs.
  • the segregation part and the segregation part which are aimed at in this invention are not formed, or the formation amount is small, and martensite transformation in a sub segregation part is not achieved.
  • the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention has a Ni surface segregation ratio defined by the following formula (2) in the range of 1.1 to 1.6.
  • C is Ni Ni -Max maximum concentration at the surface
  • C Ni -Ave is a minimum concentration of Ni in the surface.
  • the segregation portion and the segregation portion desired in the present invention are not formed or the amount of formation thereof is small so that martensite transformation in the segregation portion is not achieved.
  • Ni surface segregation ratio is more than 1.6, excessive segregation zones are formed on the surface, so that severe stripes appear along the rolling direction after processing, and surface defects caused by such stripes require an additional process such as polishing of the surface. This increases production costs.
  • the Ni surface segregation portion may be less than 60% in an area fraction, and the Ni surface segregation portion may be more than 5% in an area fraction.
  • the Ni surface segregation portion is a Ni enriched region larger than the average Ni concentration on the surface, and the Ni surface sub segregation portion is a Ni deficient region smaller than the Ni average concentration on the surface.
  • the Ni enriched region may have a Ni concentration of 1.2 times or more than the average Ni concentration on the surface, and the Ni deficient region may have a Ni concentration of 0.8 times or less than the average Ni concentration on the surface.
  • the Ni surface segregation portion is formed in an area fraction of 5% or less on the surface of the austenitic stainless steel, or the Ni surface segregation portion is formed in an area fraction of 60% or more, the Ni surface fragmentation during processing Martensitic transformation is not sufficiently made at the stone portion, and therefore it is difficult to suppress projections on the surface after processing.
  • the Ni surface segregation part may include 60% or more of segregation having a long diameter of 100 ⁇ m or less. Accordingly, by miniaturizing the segregation in the Ni surface segregation portion, it is possible to prevent the generation of streaks along the rolling direction on the surface after processing as the size of the segregation increases, thereby improving the surface characteristics.
  • the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention may have a work hardening rate (H) of 1,500 to 3,000 MPa in the true strain rate of 0.1 to 0.3 range. Therefore, the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention may have an elongation of 60% or more.
  • the austenitic stainless steel together with the Ni surface segregation portion and the segregation portion formed on the surface, can produce a work hardening rate in the range of 1,500 to 3,000 MPa in the true strain rate of 0.1 to 0.3 range to excellent workability .
  • the method of calculating the true strain rate and the work hardening rate may be widely defined in the academic world, and the work hardening speed (H) in the present invention refers to the work hardening speed (H) calculated from general uniaxial tension. , That is, the total average value in the true strain range of 0.1 to 0.3.
  • the value of the work hardening rate (H) is calculated from the true strain-true stress as the inclination of each moment, the value of the value is so severe that it may be out of the range of 1,500 to 3,000 MPa specified locally in the present invention, but in conclusion Since the contribution to the characteristics is an average value, the austenitic stainless steel satisfies the range of 1,500 to 3,000 MPa in the work hardening rate (H) at a true strain rate of 0.1 to 0.3.
  • FIG. 5 is a photograph of a machined surface of a conventional austenitic stainless steel.
  • FIG. 6 is a photograph of a processing surface of the austenitic stainless steel sinked according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a graph illustrating a method of manufacturing austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
  • Process for producing austenitic stainless steel having excellent workability and surface properties according to an embodiment of the present invention, in weight%, C: 0.005 to 0.15%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.0 to 10.5%, Cr: 16 to 20%, N: 0.005 to 0.2%, the remainder comprises continuously casting austenitic stainless steel containing Fe and unavoidable impurities.
  • the continuous casting step may include cooling the slab at a rate of 60 ° C./min or more in a first temperature section of 1,150 to 1,200 ° C. in a secondary cooling zone, wherein 900 to 1,150 ° C. Cooling the slab at a rate of 10 ° C./min or less in a temperature range of 2 ° C. and cooling the slab at a rate of 20 ° C./min or more in a third temperature range of 900 ° C. or less.
  • the continuously cast slab is subjected to the step of cooling the slab at a rate of 60 °C / min or more in the first temperature range of 1,150 to 1,200 °C.
  • the slab is manufactured by continuous casting from the molten steel having the component system of the present invention, in which the quenching of the slab is performed in the first temperature section to form a Ni surface segregation portion and a Ni surface segregation portion on the surface of the cast steel. .
  • the entire surface of the cast steel is cooled at a high speed by spraying the front nozzle.
  • the surface segregation portion and the segregation portion of Ni may not be formed on the surface.
  • the segregation of Ni according to continuous casting is known as the central segregation of the cast steel, but when performing quenching at a predetermined temperature section as in the present invention, it is possible to form Ni segregation on the surface of the cast steel.
  • the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention satisfies the surface segregation degree of Ni represented by the formula (1) in the range of 0.6 to 0.9, and the Ni surface represented by the formula (2). Segregation ratio may satisfy the range of 1.1-1.6.
  • the slab is cooled at a rate of 10 ° C / min or less.
  • the Ni surface segregation portion of the austenitic stainless steel according to the embodiment of the present invention may be less than 60% in an area fraction, and the Ni surface segregation portion may satisfy more than 5% in an area fraction.
  • the third temperature section of 900 ° C or less is subjected to the step of cooling at a rate of 20 ° C / min or more.
  • the Ni surface segregation part may include 60% or more of segregation having a long diameter of 100 ⁇ m or less.
  • the step of hot rolling the cooled slab in the secondary cooling step and the cold rolling of the hot rolled slab do.
  • reheating is performed within 5 hours of the continuously cast austenitic stainless steel slab.
  • the reheating time of the slab exceeds 5 hours, the Ni surface segregation portion and the segregation portion formed on the surface start to decompose, so that the Ni surface segregation portion and the Ni surface segregation ratio of the surface desired in the present invention cannot be satisfied. do.
  • the holding time is carried out within 30 seconds.
  • the Ni surface segregation portion and the segregation portion formed on the surface start to decompose, and thus the Ni surface segregation portion and the Ni surface segregation ratio of the surface desired in the present invention are decomposed. You will not be satisfied.
  • the Ni surface segregation degree and segregation ratio are measured on the surface of the austenitic stainless steel, and the measurement surface corresponds to a surface consisting of an axis in the rolling direction and a width direction, that is, a surface commonly referred to as a rolling surface.
  • the length of each axis was 500 ⁇ m or more and 50 or more were measured at equal intervals from each axis.
  • the measurement method may be energy dispersive spectroscopy (EDS) or electron probe micro analysis (EPMA), but any element distribution of Ni was photographed by EPMA method in an area of 800 ⁇ m * 800 ⁇ m.
  • the austenitic stainless steel which has excellent sink workability and does not cause cracks or wrinkles on the surface after processing, is manufactured to satisfy a work hardening rate (H) of 1,500 to 3,000 MPa in a true strain rate of 0.1 to 0.3. Can be.
  • H work hardening rate
  • Austenitic stainless steel having excellent workability and surface properties according to embodiments of the present invention can be applied to applications such as sink bowls of kitchen sinks.

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Abstract

가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법이 개시된다. 개시된 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2.0%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)로 정의되는 Ni의 표면 부편석도가 0.6 내지 0.9의 범위이다. (CNi-Min)/(CNi-Ave) …… 식 (1) 여기서, CNi-Min은 표면에서의 Ni 최소농도이며, CNi-Ave는 표면에서의 Ni 평균농도이다.

Description

가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
본 발명은 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 싱크 등으로 사용되는 스테인리스강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 싱크로 가공함에 있어서 가공 후 크랙 등의 결함이 발생하지 않으며 가공 후 표면에 돌기, 줄무늬 등의 표면 불량이 발생하지 않는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것이다.
주방용 싱크대의 싱크 보울에는 일반적으로 스테인리스강이 사용된다. 주로 특정 범용 스테인리스강들이 사용되는데, 일반적인 싱크 보울의 형상에는 성형성에 문제가 없어 널리 사용되는 편이다.
그러나 최근 시장에서의 경쟁력 강화를 위하여 다양하고 복잡한 형상의 싱크 보울을 설계하려는 시도가 많아지고 있다.
오스테나이트계 스테인리스강의 성형에 있어서 가공성이 부족한 소재는 가공 후 크랙 등의 결함이 발생한다. 또한 가공 후 표면에 돌기 등이 형성됨으로써 표면특성이 나쁜 경우도 있다. 크랙 등의 결함 발생 시에는 가공 불량에 해당하여 생산 수율을 떨어 뜨리는 원인이 되며, 표면특성이 나쁠 경우 표면의 연마 등 추가 공정이 필요하여 생산 비용을 증가시키는 문제점이 발생한다.
종래에 싱크 등의 가공용으로 널리 사용되는 강종으로 예를 들어, STS 304강이 있으나 상술한 가공 크랙이나 표면 열화는 종종 발생하는 고질적인 문제로 작용한다.
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2013-0014069호 (2013.02.06. 공개)
본 발명의 실시예들은 싱크 등으로 복잡한 형상으로 가공하더라도 가공 크랙이나 표면 열화가 발생하지 않는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)로 정의되는 Ni의 표면 부편석도가 0.6 내지 0.9의 범위이다.
(CNi -Min)/(CNi -Ave) …… 식 (1)
여기서, CNi -Min은 표면에서의 Ni 최소농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 평균농도이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Mo: 0.01 내지 0.2%, Cu: 0.1 내지 4.0%를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 하기 식 (2)로 정의되는 Ni 표면 편석비가 1.1 내지 1.6의 범위일 수 있다.
(CNi -Max)/(CNi -Min) …… 식 (2)
여기서, CNi -Max은 표면에서의 Ni 최대농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 최소농도이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Ni 표면 편석부는 면적분율로 60% 미만이며, Ni 표면 부편석부는 면적분율로 5% 초과일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 Ni 표면 편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 큰 Ni 농화 영역이며, 상기 Ni 표면 부편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 작은 Ni 결핍 영역일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 Ni 농화 영역은 표면에서의 Ni 평균농도보다 1.2배 이상의 Ni 농도를 가지며, 상기 Ni 결핍 영역은 표면에서의 Ni 평균농도보다 0.8배 이하의 Ni 농도를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 Ni 표면 부편석부는 장경이 100㎛ 이하인 편석을 60% 이상 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 가공경화속도(H)가 1,500 내지 3,000 MPa의 범위일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 60% 이상의 연신율을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 연속 주조하는 단계를 포함한다.
상기 연속 주조 단계는, 2차 냉각대에서, 1,150 내지 1,200℃인 제1 온도 구간에서 주편을 60℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계, 900 내지 1,150℃인 제2 온도 구간에서 주편을 10℃/min 이하의 속도로 냉각하는 단계 및 900℃ 이하인 제3 온도 구간에서 주편을 20℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 2차 냉각단계에서 냉각된 주편을 열간압연하는 단계 및 상기 열간압연된 주편을 냉간압연하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 열간압연시, 연속 주조된 오스테나이트계 스테인리스강 슬라브의 5시간 이내로 재가열할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 열연 소둔 또는 냉연 소둔시, 1,000 내지 1,200℃의 소둔 온도까지 30초 이내로 승온시킨 후, 유지 시간은 30초 이내일 수 있다.
본 발명의 실시예들에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 가공성을 향상시켜 싱크 등으로 복잡한 형상으로 가공하더라도 가공 크랙 등의 결함을 방지할 수 있으며, 가공 후에 표면에 발생하는 돌기 내지 줄무늬 등의 표면 불량을 방지할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 표면에 형성된 Ni 편석부 및 부편석부를 촬영한 사진이다.
도 2는 종래의 오스테나이트계 스테인리스강의 가공 후 표면을 촬영한 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 가공 후 표면을 촬영한 사진이다.
도 4는 본 발명의 비교예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 가공 후 표면을 촬영한 사진이다.
도 5는 종래의 오스테나이트계 스테인리스강으로 싱크 가공한 가공면을 촬영한 사진이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강으로 싱크 가공한 가공면을 촬영한 사진이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법을 설명하기 위한 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)로 정의되는 Ni의 표면 부편석도가 0.6 내지 0.9의 범위이다.
(CNi -Min)/(CNi -Ave) …… 식 (1)
여기서, CNi -Min은 표면에서의 Ni 최소농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 평균농도이다.
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2.0%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 추가적으로, Mo: 0.01 내지 0.2%, Cu: 0.1 내지 4.0%를 더 포함할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강을 구성하는 성분들의 수치한정 이유에 대하여 설명한다.
C는 0.005 내지 0.15 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
C는 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상이 안정화되어 0.005% 이상 함유하나, 과도하게 함유하면 강도가 지나치게 높아져 가공하기 어려울 수 있으므로 0.15% 이하로 제한한다.
Si은 0.1 내지 1.0 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
Si는 첨가할수록 일정 수준 가공경화 및 내식성의 효과를 제공하여 0.1% 이상 함유하나, 너무 많이 첨가하면 인성을 저해할 수 있어 1.0% 이하로 제한한다.
Mn은 0.1 내지 2.0 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
Mn은 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상이 안정화되며 가공경화 속도를 줄여주는 효과가 있어 0.1% 이상 함유하나, 과도하게 첨가하면 내식성을 저해하므로 2.0% 이하로 제한한다.
Ni은 6.0 내지 10.5 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
Ni은 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상이 안정화되며 첨가량이 증가하면 오스테나이트강의 연질화 및 가공경화 속도를 줄여주는 효과가 있으며, 본 발명에서 편석대를 형성하는 원소이므로 6.0% 이상 첨가하나, 많이 첨가하면 비용상승을 초래하므로 10.5%로 제한한다.
Cr은 16 내지 20 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
Cr은 내식성을 향상시키는 원소로서 16% 이상을 함유하나, 과도한 첨가는 비용상승을 수반하므로 20%로 제한한다.
N는 0.005 내지 0.2 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
N은 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상이 안정화되고 내식성을 향상시키므로 0.005% 이상 함유하나, 과도하게 함유하면 강도가 지나치게 높아져 가공하기 어려울 수 있으므로 0.2% 이하로 제한한다.
Mo: 0.01 내지 0.2 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
Mo은 내식성과 가공성을 향상시키는 효과가 있어 0.01% 이상 함유하나, 과도한 첨가는 비용상승을 수반하므로 0.2% 이하로 제한한다.
Cu: 0.1 내지 4.0 중량% 범위 내에서 조절하여 첨가한다.
Cu는 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상이 안정화되며 오스테나이트강의 연질화 및 가공경화 속도를 줄여주는 효과가 있으므로 0.1% 이상 함유하며, 첨가량이 증가할 수록 오스테나이트상이 안정화되어 본 발명에서 추구하는 특성이 얻어지므로 4.0%까지도 첨가할 수 있다. 그러나, 바람직하게는, Cu의 과도한 첨가는 비용상승을 수반하므로 2.0%로 제한한다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 표면에 형성된 Ni 편석부 및 부편석부를 촬영한 사진이다. 도 2는 종래의 오스테나이트계 스테인리스강의 가공 후 표면을 촬영한 사진이다. 도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 가공 후 표면을 촬영한 사진이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강은, 강 표면에 Ni 편석부 및 Ni 부편석부를 포함한다. 상기 Ni 표면 편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 큰 Ni 농화 영역이며, 상기 Ni 표면 부편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 작은 Ni 결핍 영역이다. 도 1에서 밝은 색이 Ni 부편석부를 의미하며, 어두운 색이 Ni 편석부를 의미한다.
도 2를 참조하면, 종래의 오스테나이트계 스테인리스강인 STS 301강의 표면을 촬영한 사진이다. 이는 오스테나이트계 스테인리스강의 표면에 Ni 편석부 및 부편석부가 형성되어 있지 않은 강이며, 이의 가공시에 표면에 돌기가 발생하여 표면 거침에 따른 표면 특성이 저하됨을 알 수 있다.
이와 달리, 도 3을 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 표면을 촬영한 사진이다. 이는 오스테나이트계 스테인리스강의 표면에 Ni 편석부 및 부편석부가 형성되어 있어, 가공을 하더라도 표면에 줄무늬 또는 돌기가 발생하지 않고 수려한 표면 품질을 가짐을 알 수 있다.
이와 같은 효과에 대하여 본 발명자는 Ni 편석부가 형성된 스테인리스강을 가공하면, 동량의 Ni을 함유하고도 편석부를 형성하지 않은 소재에 대비해서 가공 시 부편석부에서 마르텐사이트 변태가 다량 이루어져 돌기의 형성이 억제되는 것으로 추정하고 있다.
즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (1)로 정의되는 Ni의 표면 부편석도가 0.6 내지 0.9의 범위를 가진다.
(CNi -Min)/(CNi -Ave) …… 식 (1)
여기서, CNi -Min은 표면에서의 Ni 최소농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 평균농도이다.
Ni의 표면 부편석도는 상기 식 (1)로 정의되며, 강 표면의 Ni의 최소농도를 Ni의 평균농도로 나눈 값이며, Ni의 최소농도는 상기 Ni 부편석부에서 측정된 값이다.
도 4는 본 발명의 비교예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 가공 후 표면을 촬영한 사진이다.
상기 Ni의 표면 부편석도가 0.6 미만인 경우, 표면에 편석대가 과도하게 형성되어 가공 후 표면에 압연 방향을 따라 심한 줄무늬가 나타나는 문제점이 있다. 도 4를 참조하면, 상기 Ni의 표면 부편석도가 0.5를 가지는 오스테나이트계 스테인리스강을 가공한 후 표면을 촬영한 사진으로, 압연 방향으로 줄무늬가 관찰됨을 알 수 있으며, 이러한 줄무늬에 의한 표면 불량은 표면의 연마 등 추가 공정이 필요하여 생산 비용을 증가시키게 된다.
또한, 상기 Ni의 표면 부편석도가 0.9 초과인 경우, 본 발명에서 목적하는 편석부 및 부편석부가 형성되지 않거나 그 형성량이 작아 부편석부에서의 마르텐사이트 변태가 이루지지 않는다.
즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (2)로 정의되는 Ni 표면 편석비가 1.1 내지 1.6의 범위를 가진다.
(CNi -Max)/(CNi -Min) …… 식 (2)
여기서, CNi -Max은 표면에서의 Ni 최대농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 최소농도이다.
상기 Ni 표면 편석비가 1.1 미만인 경우, 본 발명에서 목적하는 편석부 및 부편석부가 형성되지 않거나 그 형성량이 작아 부편석부에서의 마르텐사이트 변태가 이루지지 않는다.
또한, 상기 Ni 표면 편석비가 1.6 초과인 경우, 표면에 편석대가 과도하게 형성되어 가공 후 표면에 압연 방향을 따라 심한 줄무늬가 나타나며, 이러한 줄무늬에 의한 표면 불량은 표면의 연마 등 추가 공정이 필요하여 생산 비용을 증가시키게 된다.
즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 상기 Ni 표면 편석부는 면적분율로 60% 미만이며, 상기 Ni 표면 부편석부는 면적분율로 5% 초과일 수 있다.
상기 Ni 표면 편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 큰 Ni 농화 영역이며, 상기 Ni 표면 부편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 작은 Ni 결핍 영역이다. 예를 들어, 상기 Ni 농화 영역은 표면에서의 Ni 평균농도보다 1.2배 이상의 Ni 농도를 가지며, 상기 Ni 결핍 영역은 표면에서의 Ni 평균농도보다 0.8배 이하의 Ni 농도를 가질 수 있다.
이와 같은 상기 Ni 표면 부편석부가 상기 오스테나이트계 스테인리스강의 표면 상에 면적분율로 5% 이하로 형성되거나, 상기 Ni 표면 편석부가 면적분율로 60% 이상으로 형성되는 경우, 가공시 상기 Ni 표면 부편석부에서 마르텐사이트 변태가 충분히 이루어지지 못하여 가공 후의 표면 상의 돌기를 억제하기 어렵다.
예를 들어, 상기 Ni 표면 부편석부는 장경이 100㎛ 이하인 편석을 60% 이상 포함할 수 있다. 이에 따라, 상기 Ni 표면 부편석부 내 편석을 미세화 함에 따라, 편석의 크기 증가에 따라 가공 후 표면에 압연 방향을 따라 줄무늬가 발생하는 것을 방지할 수 있어 표면특성을 개선할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 가공경화속도(H)가 1,500 내지 3,000 MPa의 범위일 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 60% 이상의 연신율을 가질 수 있다.
상기 오스테나이트계 스테인리스강은 표면에 형성된 상기 Ni 표면 편석부 및 부편석부와 함께, 소재의 진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 가공경화속도를 1,500 내지 3,000 MPa의 범위로 제조하여 가공성을 우수하게 할 수 있다. 진변형률과 가공경화속도를 산출하는 방법은 학계에서 널리 정의하는 바에 따를 수 있으며, 본 발명에서의 가공경화속도(H)라 함은 일반적인 1축 인장으로부터 계산되는 가공경화속도(H)를 지정된 구간, 즉 진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 총 평균한 값을 가리킨다. 이는 가공경화속도(H)는 진변형률-진응력으로부터 매순간의 기울기로 계산되는 값으로서, 값의 튐이 심하여 국소적으로는 본 발명에서 지정하는 1,500 내지 3,000 MPa의 범위를 벗어날 수 있으나 결론적으로 재질 특성에 기여하는 것은 평균값이므로, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 가공경화속도(H)가 1,500 내지 3,000 MPa의 범위를 만족한다.
도 5는 종래의 오스테나이트계 스테인리스강으로 싱크 가공한 가공면을 촬영한 사진이다. 도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강으로 싱크 가공한 가공면을 촬영한 사진이다.
대부분의 소재 가공 시 진변형률 0.1 내지 0.3 구간을 지나는데, 이 구간에 있어서 가공경화 속도 3,000 MPa 초과인 경우 소재의 지나친 경화에 의하여 가공이 어려워 도 5의 예와 같이 크랙이 발생하며, 이러한 경우 가공성의 대표적인 지표인 연신율이 60% 미만을 가짐을 알 수 있다. 뿐만 아니라, 가공경화 속도 1,500 MPa 미만에서는 연신율이 60% 이상을 만족하기는 하나, 소재의 과도한 연화에 따라 주름이 발생하는 문제가 있어 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명이 제시하는 범위에서 제조된 소재는 도 6의 예와 같이 싱크 가공성이 양호함을 알 수 있다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법을 설명하기 위한 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2.0%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 연속 주조하는 단계를 포함한다.
도 7을 참조하면, 이때에, 상기 연속 주조 단계는, 2차 냉각대에서, 1,150 내지 1,200℃인 제1 온도 구간에서 주편을 60℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계, 900 내지 1,150℃인 제2 온도 구간에서 주편을 10℃/min 이하의 속도로 냉각하는 단계 및 900℃ 이하인 제3 온도 구간에서 주편을 20℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계를 포함한다.
연속 주조된 주편은 1,150 내지 1,200℃인 제1 온도 구간에서 주편을 60℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계를 거친다.
상기 본 발명의 성분계를 가지는 용강으로부터 연속 주조를 하여 슬라브를 제조하는데, 이때에 주편의 표면에 Ni 표면 편석부 및 Ni 표면 부편석부를 형성하기 위하여 상기 제1 온도 구간에서는 상기 주편의 급냉을 수행한다. 이때, 예를 들어 전면 노즐 분사를 통하여 주편의 면 전체가 빠른 속도로 냉각되도록 수행한다. 이와 달리, 상기 주편이 상기 제1 온도 구간에서 60℃/min 미만의 속도로 냉각되는 경우에는 표면에 Ni 표면 편석부 및 부편석부가 형성되지 않을 수 있다.
통상적으로 연속 주조에 따른 Ni 편석은 주편의 중심 편석이 알려져 있으나, 본 발명에서와 같이 일정 온도 구간에서 급냉을 수행하는 경우, 주편 표면에 Ni 편석을 형성할 수 있다.
이에 따라, 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 상기 식 (1) 로 표시되는 Ni의 표면 부편석도가 0.6 내지 0.9의 범위를 만족하고, 상기 식 (2)로 표시되는 Ni 표면 편석비가 1.1 내지 1.6의 범위를 만족할 수 있다.
이후, 900 내지 1,150℃인 제2 온도 구간에서 주편을 10℃/min 이하의 속도로 냉각하는 단계를 거친다.
상기 제1 온도 구간에서 표면에 Ni 편석을 형성한 이후, 상기 제2 온도 구간에서 상기 주편의 서냉을 수행한다. 이에 따라서, 주편 표면의 Ni 편석 중 일부가 재고용되게 된다.
이에 따라, 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 Ni 표면 편석부는 면적분율로 60% 미만이며, Ni 표면 부편석부는 면적분율로 5% 초과를 만족할 수 있다.
이후, 900℃ 이하인 제3 온도 구간에서 주편을 20℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계를 거친다.
상기 제2 온도 구간에서 표면에 Ni 편석 일부를 재고용한 이후, 상기 제3 온도 구간에서 상기 주편의 급냉을 수행한다. 이에 따라서, 주편 표면의 상기 Ni 표면 부편석부 내에 편석을 미세화할 수 있다.
이에 따라, 상기 Ni 표면 부편석부는 장경이 100㎛ 이하인 편석을 60% 이상 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은, 상기 2차 냉각단계에서 냉각된 주편을 열간압연하는 단계 및 상기 열간압연된 주편을 냉간압연하는 단계를 포함한다.
이때에, 열간압연시, 연속 주조된 오스테나이트계 스테인리스강 슬라브의 5시간 이내로 재가열을 수행한다. 슬라브의 재가열 시간이 5시간을 초과하게 되면, 표면에 형성된 상기 Ni 표면 편석부 및 부편석부가 분해되기 시작하여 본 발명에서 목적하는 표면의 상기 Ni 표면 부편석부 및 상기 Ni 표면 편석비를 만족할 수 없게 된다.
또한, 열연 소둔 또는 냉연 소둔시, 1,000 내지 1,200℃의 소둔 온도까지 30초 이내로 승온시킨 후, 유지 시간은 30초 이내로 수행한다. 열연 소둔 또는 냉연 소둔시 승온 시간 및 유지 시간이 증가할수록, 표면에 형성된 상기 Ni 표면 편석부 및 부편석부가 분해되기 시작하여 본 발명에서 목적하는 표면의 상기 Ni 표면 부편석부 및 상기 Ni 표면 편석비를 만족할 수 없게 된다.
이하, 실시예들을 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하고자 한다.
실시예
하기 표 1의 발명예1 내지 9, 그리고 비교예1 내지 6의 성분을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강 슬라브를 연속 주조하여 제조하였다. 이후, 열간 압연 및, 50% 총압하율로 냉간 압연을 거쳐, 냉연 강판을 제조하였다.
구분 C Si Mn Ni Cr Cu Mo N
발명예1 0.115 0.6 0.2 6.8 17.3 0.61 0.19 0.05
발명예2 0.109 0.6 0.8 6.7 17.2 0.59 0.14 0.05
발명예3 0.108 0.2 1.6 6.7 17.2 1.00 0.09 0.05
발명예4 0.108 0.9 1.9 6.7 16.2 1.60 0.09 0.05
발명예5 0.108 0.6 0.9 9.8 19.6 1.00 0.09 0.05
발명예6 0.108 0.6 1.0 6.6 17.2 0.12 0.04 0.04
발명예7 0.009 0.6 0.9 6.6 17.2 2.05 0.04 0.14
발명예8 0.115 0.6 0.9 6.6 17.2 2.94 0.04 0.04
발명예9 0.115 0.6 0.9 6.1 17.2 3.90 0.01 0.04
비교예1 0.110 0.6 0.9 6.7 17.0 0.25 0.12 0.04
비교예2 0.113 0.6 0.9 6.7 17.2 0.00 0.04 0.04
비교예3 0.110 0.6 0.8 6.6 17.2 0.05 0.04 0.04
비교예4 0.115 0.6 0.9 5.8 17.2 1.00 0.01 0.04
비교예5 0.111 0.6 0.9 7.0 18.0 0.01 0.04 0.04
비교예6 0.060 0.6 0.9 8.5 19.2 0.01 0.01 0.04
이에 따라, 제조된 냉연 강판의 Ni 표면 부편석도, 편석비, 편석의 크기 및 분포, 그리고 강판의 가공 시험 후의 표면 특성 및 가공후 크랙 내지 주름 발생여부를 육안으로 관찰하여 하기 표 2에 나타내었다.
구분 Ni 표면부편석도 Ni 표면편석비 부편석부 내장경 100㎛ 이하편석 분포량(%) 표면 특성 가공성
발명예1 0.90 1.1 90 양호 양호
발명예2 0.67 1.5 65 양호 양호
발명예3 0.90 1.1 90 양호 양호
발명예4 0.63 1.6 65 양호 양호
발명예5 0.71 1.4 70 양호 양호
발명예6 0.67 1.5 65 양호 양호
발명예7 0.83 1.2 85 양호 양호
발명예8 0.90 1.1 90 양호 양호
발명예9 0.90 1.1 90 양호 양호
비교예1 0.53 1.9 55 줄무늬 크랙
비교예2 0.59 1.7 60 줄무늬 크랙
비교예3 0.56 1.8 55 줄무늬 크랙
비교예4 0.45 2.2 45 줄무늬 크랙
비교예5 1.00 1.0 - 돌기 주름
비교예6 1.00 1.0 - 돌기 주름
여기서 Ni 표면 부편석도 및 편석비는 오스테나이트계 스테인리스강의 표면에서 측정되는데, 측정면은 압연방향과 폭방향을 축으로 이루어진 면, 즉 흔히 압연면으로 칭하는 면에 해당한다. 통계적으로 의미를 가지기 위하여 각 축의 길이는 500㎛ 이상으로 하고, 각 축에서 등간격으로 50군데 이상 측정하였다. 측정 방법은 energy dispersive spectroscopy(EDS) 또는 electron probe micro analysis(EPMA) 등 어느 것을 활용해도 무방하나, 800㎛*800㎛ 면적에서 EPMA 방법으로 Ni의 원소 분포를 촬영하였다. 스테인리스강은 일반적으로 표면에 산화층을 형성하므로 원소를 측정하는 장치가 산화층 이하의 영역을 측정할 수 있을 만큼 반응 부피가 충분하지 않을 때에는 산화층을 표면으로부터 1 내지 200㎛ 연마한 면에서 측정하였다. 또한 이물질은 본 발명의 논외이며 Ni 편석은 모재에 대한 것으로 하였다.
상기 표 1 및 표 2를 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 성분 및 범위를 만족하는 경우, 표면 특성 및 가공성이 우수함을 알 수 있다. 다만, 이러한 성분 범위를 만족하더라도 강 표면의 Ni 부편석도 내지 편석비를 만족하지 못하는 경우 표면 특성 내지 가공성이 열위함을 알 수 있다.
또한, 추가적으로 가공경화속도(H)와 싱크 가공성의 상관 관계를 확인하기 위하여 추가 실험을 수행하였다. 이에 따라, 상기 제조된 냉연 강판을 이용하여 싱크 가공을 수행하였으며, 이때, 상기 강판의 가공경화속도 및 연신율을 측정하였으며, 가공후 크랙 내지 주름 발생여부를 육안으로 관찰하여 하기 표 3에 나타내었다.
구분 가공경화속도(H) 연신율(%) 싱크 가공성
발명예1 2990 60.8 양호
발명예2 2462 65.5 양호
발명예3 1979 67.0 양호
비교예1 4684 47.4 크랙
비교예2 3747 53.7 크랙
비교예3 1474 64.8 주름
비교예4 1372 64.6 주름
따라서, 싱크 가공성이 우수하여 가공 후 표면에 크랙 내지 주름이 발생하지 않는 오스테나이트계 스테인리스강은 진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 가공경화속도(H)가 1,500 내지 3,000 MPa의 범위를 만족하도록 제조됨을 알 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.
본 발명의 실시예들에 따른 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강은 주방용 싱크대의 싱크 보울 등의 용도로 적용 가능하다.

Claims (13)

  1. 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2.0%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    하기 식 (1)로 정의되는 Ni의 표면 부편석도가 0.6 내지 0.9의 범위인 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
    (CNi -Min)/(CNi -Ave) …… 식 (1)
    여기서, CNi -Min은 표면에서의 Ni 최소농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 평균농도이다.
  2. 제1항에 있어서,
    Mo: 0.01 내지 0.2%, Cu: 0.1 내지 4.0%를 더 포함하는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    하기 식 (2)로 정의되는 Ni 표면 편석비가 1.1 내지 1.6의 범위인 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
    (CNi -Max)/(CNi -Min) …… 식 (2)
    여기서, CNi -Max은 표면에서의 Ni 최대농도이며, CNi -Ave는 표면에서의 Ni 최소농도이다.
  4. 제1항에 있어서,
    Ni 표면 편석부는 면적분율로 60% 미만이며, Ni 표면 부편석부는 면적분율로 5% 초과인 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 Ni 표면 편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 큰 Ni 농화 영역이며, 상기 Ni 표면 부편석부는 표면에서의 Ni 평균농도보다 작은 Ni 결핍 영역인 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 Ni 농화 영역은 표면에서의 Ni 평균농도보다 1.2배 이상의 Ni 농도를 가지며, 상기 Ni 결핍 영역은 표면에서의 Ni 평균농도보다 0.8배 이하의 Ni 농도를 가지는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  7. 제4항에 있어서,
    상기 Ni 표면 부편석부는 장경이 100㎛ 이하인 편석을 60% 이상 포함하는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  8. 제1항에 있어서,
    진변형률 0.1 내지 0.3 범위에서 가공경화속도(H)가 1,500 내지 3,000 MPa의 범위인 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  9. 제8항에 있어서,
    60% 이상의 연신율을 가지는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강.
  10. 중량 %로, C: 0.005 내지 0.15%, Si: 0.1 내지 1.0%, Mn: 0.1 내지 2.0%, Ni: 6.0 내지 10.5%, Cr: 16 내지 20%, N: 0.005 내지 0.2%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 연속 주조하는 단계를 포함하며,
    상기 연속 주조 단계는,
    2차 냉각대에서, 1,150 내지 1,200℃인 제1 온도 구간에서 주편을 60℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계;
    900 내지 1,150℃인 제2 온도 구간에서 주편을 10℃/min 이하의 속도로 냉각하는 단계; 및
    900℃ 이하인 제3 온도 구간에서 주편을 20℃/min 이상의 속도로 냉각하는 단계를 포함하는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 2차 냉각단계에서 냉각된 주편을 열간압연하는 단계; 및
    상기 열간압연된 주편을 냉간압연하는 단계를 포함하는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    열간압연시, 연속 주조된 오스테나이트계 스테인리스강 슬라브의 5시간 이내로 재가열하는 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  13. 제11항에 있어서,
    열연 소둔 또는 냉연 소둔시, 1,000 내지 1,200℃의 소둔 온도까지 30초 이내로 승온시킨 후, 유지 시간은 30초 이내인 가공성 및 표면특성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0559447A (ja) * 1991-08-28 1993-03-09 Nippon Steel Corp 表面品質と加工性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法
JPH07268455A (ja) * 1994-03-29 1995-10-17 Nippon Steel Corp 熱間圧延での微小割れを防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス合金の製造方法
JPH1085801A (ja) * 1996-09-09 1998-04-07 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片の分塊圧延方法
JP2001254146A (ja) * 2000-03-09 2001-09-18 Kawasaki Steel Corp 耐候性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法
KR20130014069A (ko) 2010-07-09 2013-02-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법
KR20140044318A (ko) * 2011-03-31 2014-04-14 가부시끼 가이샤 구보다 오스테나이트계 스테인레스 주강

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0559447A (ja) * 1991-08-28 1993-03-09 Nippon Steel Corp 表面品質と加工性の優れたＣｒ−Ｎｉ系ステンレス鋼薄板の製造方法
JPH07268455A (ja) * 1994-03-29 1995-10-17 Nippon Steel Corp 熱間圧延での微小割れを防止するＣｒ−Ｎｉ系ステンレス合金の製造方法
JPH1085801A (ja) * 1996-09-09 1998-04-07 Sumitomo Metal Ind Ltd マルテンサイト系ステンレス鋼鋳片の分塊圧延方法
JP2001254146A (ja) * 2000-03-09 2001-09-18 Kawasaki Steel Corp 耐候性に優れるオーステナイト系ステンレス鋼板とその製造方法
KR20130014069A (ko) 2010-07-09 2013-02-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법
KR20140044318A (ko) * 2011-03-31 2014-04-14 가부시끼 가이샤 구보다 오스테나이트계 스테인레스 주강

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
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