WO2019093786A1 - 고질소 오스테나이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법 - Google Patents

고질소 오스테나이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2019093786A1
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stainless steel
austenitic stainless
nitrogen
strip
present
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김선미
김상훈
임지우
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주식회사 포스코
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    • 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
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a high nitrogen austenitic stainless steel which maximizes internal nitrogen solubility and a method for producing the same.
  • Stainless steel generally refers to a steel containing 12% by weight or more of chromium (Cr) and having improved corrosion resistance.
  • Stainless steels can be classified into austenitic, ferritic, duplex, precipitation strengthening, and martensite based on their chemical composition and metallurgical structure. Among them, austenitic stainless steels have various advantages due to the characteristics of metallurgical structure.
  • austenitic stainless steels do not degrade toughness even at very low temperatures. Therefore, pipe and liquefied gas storage Containers and the like. In addition, because austenitic stainless steels have excellent strength at high temperatures, they are also suitable for applications at high temperatures. In addition, the austenitic stainless steels are superior to ferritic stainless steels in elongation and molding, and are also suitable for use as high-strength forming materials such as wire, wire and cable.
  • Ni which is an austenite stabilizing element
  • Patent Document 1 nickel, which is an austenite stabilizing element
  • nickel is not only expensive, but also fluctuates in price, it is difficult to produce a stable austenitic stainless steel.
  • Manganese is an element which improves austenite stabilization, like nickel, but it can not contain more than 6% by weight because it lowers corrosion resistance.
  • Patent Document 1 Korean Patent Registration No. 10-0766251
  • An aspect of the present invention is to provide a high nitrogen stainless steel having excellent corrosion resistance, strength and processability, and having an increased nitrogen addition amount beyond the solubility limit, and a method for producing the stainless steel.
  • One aspect of the present invention is a method of manufacturing a semiconductor device, comprising the steps of: (1) forming a silicon carbide layer containing 0.03 to 0.15% of C, 0.2 to 0.8% of Si, 2.5 to 4.0% of Mn, 17.0 to 20.0% of Cr, 5%, Cu: 1 to 3%, N: 0.1 to 0.3%, the balance being Fe and unavoidable impurities,
  • an average size of inclusions present per 1 mm 2 of unit area is 5 ⁇ or less.
  • a ferritic stainless steel comprising, by weight% (hereinafter referred to as%), 0.03 to 0.15% of C, 0.2 to 0.8% of Si, 2.5 to 4.0% of Mn, 17.0 to 20.0% To 5%, Cu: 1 to 3%, N: 0.1 to 0.3%, the balance being Fe and unavoidable impurities;
  • the present invention also relates to a method of manufacturing an austenitic stainless steel.
  • the high nitrogen austenitic stainless steels provided in the present invention have excellent corrosion resistance, in particular, resistance to formulations, and can secure excellent strength and ductility.
  • 1 is a schematic view showing a twin roll thin plate manufacturing process.
  • FIG. 2 is a graph showing austenite fraction of a stainless steel manufactured according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a graph showing a tensile test result of a stainless steel manufactured according to an embodiment of the present invention.
  • One aspect of the present invention relates to high nitrogen austenitic steels containing nitrogen above the solubility limit.
  • the employment limit means a threshold that can exist in a state where the intrinsic element completely fuses into the solid matrix.
  • Nitrogen like nickel, is an element that improves austenite stability, but it has the advantage of being very cheap. In addition, since nitrogen increases the stability of the surface layer oxide film of stainless steel, the corrosion resistance can be improved and the strength can be improved by the solid solution strengthening effect.
  • the austenitic stainless steel has a metal-like face-centered cubic (FCC) structure, it can be expected to improve the physical properties due to the high solubility of elements having a small atomic size such as nitrogen.
  • FCC metal-like face-centered cubic
  • elements having a small atomic size such as nitrogen.
  • Chromium, manganese, and the like which may cause a decrease in stability and corrosion resistance of austenite. Therefore, it is important to have high austenite stability through proper composition and to secure excellent corrosion resistance, strength and ductility.
  • the composition of the austenitic stainless steel which is one aspect of the present invention will be described first in detail.
  • the stainless steel of the present invention is characterized in that the stainless steel contains 0.03 to 0.15% of C, 0.2 to 0.8% of Si, 2.5 to 4.0% of Mn, 17.0 to 20.0% of Cr, 5%, Cu: 1 to 3%, N: 0.1 to 0.3%, and the balance includes Fe and unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is an effective element for increasing the strength of a material by solid solution strengthening.
  • a carbide-forming element such as chromium effective for corrosion resistance at the austenite-ferrite phase boundary, thereby lowering the chromium content around the grain boundary to reduce corrosion resistance.
  • the carbon since carbon plays a role in improving the austenite stability, it is preferable that the carbon contains 0.03% or more.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element and is an element added to reduce the concentration of oxygen, which is an impurity in the steelmaking process.
  • ferrite may be partially contained in the metallurgical structure of the material at room temperature and may become magnetized. Therefore, it is preferable to maintain the content of silicon at 0.8% or less.
  • the minimum level of silicon is inevitably added to reduce oxygen, and when the ferrite is solidified in the solid state from the molten state, defects are caused by minor element segregation such as phosphorus (P) and sulfur (S) Therefore, it is preferable to include 0.2% or more.
  • Manganese (Mn) is an element added to improve austenite stability, and it is preferable that Mn is contained in an amount of 2.5% or more. However, a large amount of manganese can form inclusions such as sulfides in the material, and when such inclusions are contained in large amounts, property deterioration such as ductility, strength and corrosion resistance may be concerned. Therefore, the content of manganese is preferably 4.0% or less.
  • Chromium (Cr) is an essential element for forming an oxide film on the surface of stainless steel to ensure corrosion resistance. In order to form the oxide film, it is necessary to contain at least 12% of chromium. In the present invention, it is preferable that the chromium content is at least 17.0% because it is a principal element for improving nitrogen solubility limit. However, since chromium has a role of enhancing ferrite stability, it is preferable that chromium does not exceed 20.0% in order to produce an austenitic stainless steel.
  • Nickel (Ni) is an essential element for austenite stabilization and is a component having the advantage of improving the overall corrosion resistance. However, since nickel is an expensive raw material and its content is increased, it is desirable to minimize the manufacturing cost because it is inevitable to increase the production cost. Therefore, the nickel content is 2.0 to 5.0% in the present invention.
  • Copper (Cu) is an austenite stabilizing element and improves ductility and formability of steel at room temperature.
  • an Fe-Cu compound is formed at a high temperature. Since the compound has a low melting point and is present in a liquid state even at a low temperature, the workability and rolling property at high temperature are lowered. Therefore, in order to ensure excellent high-temperature processability of the steel, it is preferable to include 3.0% or less.
  • Nitrogen (N) can improve the austenite stability and improve strength and corrosion resistance as described above. Nitrogen is also a valuable element for industrial applications because of its excellent price competitiveness.
  • the stainless steel of the present invention contains 0.1% or more of the nitrogen. However, nitrogen exceeding the critical value may cause pores in the finished material, and there is a risk of degradation of corrosion resistance from inclusions or precipitates caused by excess nitrogen, so that the upper limit is preferably set to 0.3%.
  • alloying elements which can not be removed completely during the steelmaking process can be included to the extent that they do not affect the quality of the material.
  • it may include not more than 0.1% of phosphorus (P), not more than 0.1% of sulfur (S), and not more than 0.1% of aluminum (Al).
  • the present invention includes Fe and unavoidable impurities.
  • the addition of an effective component other than the above-mentioned composition is not excluded.
  • the austenite stability represented by the following formula 1 is -55 or more and -3 or less.
  • each component symbol means the content (weight%) of the corresponding element.
  • Austenite has a phenomenon of mechanical transformation to some martensite as the amount of strain increases.
  • the austenite stability is low, the transformation can be abruptly generated to martensite even by a small deformation, and there is a problem of deterioration in toughness.
  • the austenitic stainless steel of the present invention has an austenite stability represented by the above-mentioned relational expression 1 by -55 or more and -3 or less.
  • austenite has a volume fraction of 99% or more.
  • the average size (diameter) of the inclusions distributed per 1 mm 2 of the unit area is 5 ⁇ or less. If coarse inclusions exceeding 5 ⁇ are formed, the corrosion resistance of the stainless steel may be lowered. Since the present invention can be manufactured using the rapid solidification method described later, the time required for the inclusions to grow is not sufficient, and the advantage is that the size of the inclusions is very small.
  • the inclusions may be composite oxide inclusions including Mn-Cr-C-S-O.
  • the austenitic stainless steel of the present invention preferably has a yield strength of 400 MPa or more, a tensile strength of 720 MPa or more, and an elongation of 45% or more, and preferably has a corrosion resistance of 420 mV or more.
  • the nitrogen solubility is decreased from 0.3% to 0.15% at 1400 to 1300 ° C during the cooling process.
  • surplus nitrogen is discharged from the molten steel and is formed into pores having a size of 1 to 10 mm in the inside of the slab or ingot.
  • the excess nitrogen can reduce the concentration of nitrogen dissolved in the base material and form inclusions in a separated form. Particularly, formation of coarse inclusions may cause deterioration of corrosion resistance.
  • the steel sheet by the rapid solidification method in order to maximize the solubility of nitrogen and suppress the formation of coarse inclusions in the austenitic stainless steel.
  • a twin roll thin plate casting process can be used.
  • FIG. 1 is a schematic view showing an example of the twin roll type thin plate casting process.
  • molten steel received in the ladle 1 flows into the tundish 2 along the nozzle, and molten steel introduced into the tundish 2 flows into both ends of the casting roll 5 Is supplied through the molten steel injection nozzle 3 between the installed edge dam 6, that is, between the pair of casting rolls 5, and solidification starts.
  • the molten metal between the two rolls the molten metal surface is protected with a meniscus shield (7) to prevent oxidation and an appropriate gas is injected to appropriately control the atmosphere.
  • the strip is produced as it exits the roll nip where both rolls meet.
  • in-line hot rolling 8 cooling 9 and winding 10. This will be described in more detail below.
  • molten steel is injected into a pair of casting rolls rotating in the opposite direction to produce a strip.
  • the superheat degree of the molten steel is preferably 80 ⁇ or more and 100 ⁇ or less.
  • the temperature of the molten steel is based on the value measured in the tundish, and the temperature of the molten steel is set based on the degree of superheat.
  • the superheat degree means a value obtained by subtracting the temperature at which the molten steel begins to solidify at the tundish temperature. Typically, in the case of twin-roll thin sheet casting, superheat of about 110 ° C is applied.
  • the superheating degree of 80 ° C or more and 100 ° C or less is about 1430 ° C
  • the temperature of the molten steel is preferably about 1520 ° C.
  • the thickness of the strip produced through the twin roll type thin plate casting is preferably adjusted in consideration of production safety and productivity. If the thickness of the stretch is too thin, stable production is difficult due to a high probability of occurrence of external factors such as foreign matter inclusion in the production process, and if the thickness is too thick, it takes a long time until the strip is formed between the casting rolls It is difficult to secure productivity because of the slow speed. In consideration of this, the thickness of the strip is preferably in the range of 1.5 to 10 mm.
  • the strip is hot-rolled to obtain a rolled material.
  • the hot rolling may be carried out according to ordinary conditions and is not particularly limited.
  • the hot rolling is preferably performed at a reduction rate of 10 to 40% in consideration of the high temperature strength of the strip and the production thickness.
  • it may further include heating or heating the strip so that the temperature of the strip is maintained at 1000 ° C or more before the hot rolling.
  • the temperature control may be insufficient only by controlling the thickness of the strip, or the temperature may be lowered to less than 1000 ⁇ before the hot rolling after the strip is produced.
  • the cooling and winding may be performed in accordance with ordinary conditions, so that there is no particular limitation.
  • the cooling rate can be controlled by a general engineer depending on the thickness of the thermal expansion material, whether the cooling water is applied, the amount of the cooling water applied, and the like. Even with the same coolant injection conditions, if the thickness of the heat spreader is large, the cooling rate is slowed. Conversely, if the thickness of the heat spreader is thin, the cooling rate is increased.
  • the molten steel having the composition shown in the following Table 1 (unit: wt%, the remainder being Fe and unavoidable impurities) was subjected to the continuous casting process and the twin roll type thin plate manufacturing process shown in Fig. Stainless steel was prepared.
  • the austenite fraction and the average size of the inclusions per 1 mm 2 of the unit area were measured. The results are shown in Table 3.
  • strength and elongation were measured, and the formula potential was measured and shown together in Table 3 below.
  • the strength and elongation were measured according to the ASTM-A370 standard and then tensile test conditions (room temperature strain rate 20 mm / min) and the yield strength was measured by the 0.2% offset method.
  • the average electric potential was measured by abrading the material surface using # 600 abrasive and immersing it in 3.5% NaCl aqueous solution to gradually increase the voltage from -100 mV to 20 mV / min. At this time, a saturated calomel electrode potential (Standard Calomel Electrode) was utilized. The experiment was terminated when the current density did not increase any further as the voltage increased, and the maximum voltage at which the current density did not change was measured.
  • the inventive example of the present invention can secure a physical property of a yield strength of 400 MPa or more, a tensile strength of 720 MPa or more, and an official dislocation of 420 mV or more.
  • the comparative example was manufactured by a conventional performance process and had a formal potential for heat.
  • FIG. 2 is a graph showing the results of evaluating the corrosion resistance of the comparative example and the inventive example.
  • FIG. 3 is a graph showing the result of observing the inclusion size of Inventive Example 3. As a result, it was confirmed that the average size of the inclusions was as small as about 2.3 .mu.m.
  • FIG. 1 The reference numerals of FIG. 1 are as follows.

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Abstract

본 발명은 내부 질소 고용도를 극대화한 고질소 오스테나이트계 스테인리스 강과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

고질소 오스테나이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법
본 발명은 내부 질소 고용도를 극대화한 고질소 오스테나이트계 스테인리스 강과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
스테인리스 강(stainless steel)은 통상 크롬(Cr)을 12 중량% 이상 함유하여 내부식성을 향상시킨 강재를 칭한다. 스테인리스강은 화학적 조성 및 금속학적 조직에 따라 오스테나이트계, 페라이트계, 듀플렉스계, 석출강화계, 마르텐사이트계 등으로 구분할 수 있다. 그중에서도 오스테나이트계 스테인리스 강은 금속학적 조직의 특성으로 인한 다양한 장점을 갖추고 있다.
온도가 낮아질수록 충격에 의한 인성이 급격하게 감소하는 페라이트계, 마르텐사이트계, 듀플렉스계와 달리 오스테나이트계 스테인리스 강은 극저온에서도 인성의 저하가 크지 않기 때문에 극한지역에 사용되는 파이프, 액화가스의 보관 용기 등에 적용된다. 또한, 오스테나이트계 스테인리스 강은 고온에서 우수한 강도를 갖기 때문에 고온에 적용되는 용도로도 적합하다. 이뿐만 아니라, 오스테나이트계 스테인리스 강은 페라이트계 스테인리스 강에 비해 연신율 및 성형이 우수하여 철사, 와이어, 케이블 등의 고성형성 소재의 용도로도 적합하다.
지금까지, 오스테나이트 스테인리스 강을 제조하기 위해서는 오스테나이트 안정화 원소인 니켈을 약 10 중량% 이상 다량 함유하였다(특허문헌 1). 그러나 상기 니켈은 가격이 비쌀 뿐만 아니라 가격의 변동폭이 크기 때문에 안정적인 오스테나이트계 스테인리스 강의 생산이 어렵다. 망간도 상기 니켈과 마찬가지로 오스테나이트 안정화를 향상시키는 원소이나, 내식성을 저하시키기 때문에 6 중량% 이상 함유할 수 없다.
따라서, 우수한 내식성을 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강을 안정적으로 제조할 수 있는 기술이 요구되고 있는 실정이다.
(특허문헌 1) 한국 등록특허공보 제10-0766251호
본 발명의 일 측면은 우수한 내식성, 강도 및 가공성을 가지며, 질소 첨가량을 고용 한계 이상으로 증가한 고질소 스테인리스 강과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않는 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자가 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로(이하, %로 함), C: 0.03%~0.15%, Si: 0.2~0.8%, Mn: 2.5~4.0%, Cr: 17.0~20.0%, Ni: 2~5%, Cu: 1~3%, N: 0.1~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
단위 면적 1㎟당 존재하는 개재물의 평균 크기가 5㎛ 이하인 오스테나이트계 스테인리스 강에 관한 것이다.
본 발명의 다른 일태양은 중량%로(이하, %로 함), C: 0.03%~0.15%, Si: 0.2~0.8%, Mn: 2.5~4.0%, Cr: 17.0~20.0%, Ni: 2~5%, Cu: 1~3%, N: 0.1~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 준비하는 단계;
상기 준비된 용강을 반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 스트립을 얻는 단계;
상기 스트립을 열간 압연하여 열연재를 얻는 단계;
상기 열연재를 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연재를 냉각하고 권취하는 단계를 포함하는 오스테나이트계 스테인리스 강의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에서 제공되는 고질소 오스테나이트계 스테인리스 강은 우수한 내식성 특히, 공식 저항성을 가지고, 우수한 강도와 연성을 확보할 수 있다.
도 1은 쌍롤식 박판 제조 공정을 나타낸 모식도이다.
도 2은 본 발명의 실시예로 제조된 스테인리스 강의 오스테나이트 분율을 관찰한 그래프이다.
도 3는 본 발명의 실시예로 제조된 스테인리스 강의 인장시험 결과를 나타낸 그래프이다.
본 발명의 일 태양은 질소를 고용 한계 이상으로 포함하는 고질소 오스테나이트 강에 관한 것이다. 고용 한계란 고체 기지 내에 침입형 원소가 완전히 융합된 상태로 존재 가능한 임계치를 의미한다.
질소는 니켈과 마찬가지로 오스테나이트 안정도를 향상시키는 원소이나, 가격이 매우 저렴하다는 장점이 있다. 또한, 질소는 스테인리스강의 표층부 산화 피막의 안정도를 증가시키기 때문에 내식성을 향상시킬 수 있고, 고용강화 효과에 의해 강도를 향상시킬 수 있는 장점이 있다.
오스테나이트계 스테인리스 강은 금속학적으로 면심입방체(FCC) 구조이기 때문에 질소와 같이 원자 크기가 작은 원소의 고용도가 높아 고질소화에 의한 물성 향상을 기대할 수 있으나, 질소의 고용도를 최대한으로 높이기 위해서는 크롬, 망간 등의 성분 함량 증가가 필요하고 이는 오스테나이트의 안정도나 내식성의 저하를 우려할 수 있다. 따라서, 적정한 조성을 통해 높은 오스테나이트 안정도를 갖고 우수한 내식성, 강도 및 연성을 확보하는 것이 중요하다.
본 발명의 일 태양인 오스테나이트계 스테인리스 강의 조성에 대해서 먼저 상세히 설명한다. 본 발명의 스테인리스 강은 중량%로(이하, %로 함), C: 0.03%~0.15%, Si: 0.2~0.8%, Mn: 2.5~4.0%, Cr: 17.0~20.0%, Ni: 2~5%, Cu: 1~3%, N: 0.1~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
탄소(C)는 고용강화에 의한 재료 강도 증가에 유효한 원소이다. 그러나 그 함량이 과도한 경우에는 오스테나이트-페라이트상 경계에서 내식성에 유효한 크롬과 같은 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합하여 결정립계 주위의 크롬 함량을 낮추어 부식 저항성을 감소시키기 때문에 탄소의 함량을 0.15% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편으로, 탄소는 오스테나이트 안정도를 향상시키는 역할을 하기 때문에 0.03% 이상은 포함하는 것이 바람직하다.
규소(Si)는 페라이트 안정화 원소임과 동시에, 제강 과정에서 불순물인 산소의 농도를 저감하기 위해 첨가되는 원소이다. 규소의 함량이 과다한 경우에는 상온에서 소재의 금속학적 구조에 페라이트가 일부 포함되어 자성을 띄게 될 수 있다. 따라서 규소의 함량은 0.8% 이하로 유지하는 것이 바람직하다. 그러나 산소 저감을 위해 최소 수준의 규소는 첨가가 불가피하며, 용융 상태에서 고체 상태로 응고할 때 페라이트 함량이 전무할 경우 인(P), 황(S) 등의 미량원소 편석에 의해 결함이 유발될 수 있으므로, 0.2% 이상은 포함하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)은 오스테나이트 안정도를 향상시키기 위해 첨가되는 원소이며, 이를 위해 2.5% 이상은 포함하는 것이 바람직하다. 그러나 다량의 망간은 소재 내에서 황화물 등의 개재물을 형성할 수 있고, 이러한 개재물이 다량 포함되면 연성, 강도, 내식성 등의 물성 저하가 우려될 수 있다. 따라서, 상기 망간은 4.0% 이하인 것이 바람직하다.
크롬(Cr)은 스테인리스 강의 표면에서 산화피막을 형성하여 내식성을 확보하기 위해 필수적인 원소이다. 상기 산화피막 형성을 위해서는 12% 이상의 크롬을 함유하는 것이 필요하며, 본 발명에서 질소의 고용한도를 향상시키는 주요한 원소이므로 상기 크롬음 17.0% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나 크롬은 페라이트 안정도를 향상시키는 역할을 하기 때문에, 오스테나이트계 스테인리스 강을 제조하기 위해서는 20.0%를 넘지 않은 것이 바람직하다.
니켈(Ni)은 오스테나이트 안정화를 위한 필수 원소이며, 전면 부식성을 향상시키는 장점을 가진 성분이다. 그러나 니켈은 고가의 원료로서, 그 함량이 증가하게 되면 제조원가 상승이 불가피하기 때문에 최소화하는 것이 바람직하므로, 본 발명에서는 2.0~5.0%로 포함한다.
구리(Cu)는 오스테나이트 안정화 원소이며, 상온에서 강의 연성과 성형성을 향상시킨다. 이를 위해서 1.0% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나 다량의 구리가 포함되면 고온에서 Fe-Cu 화합물을 형성하는데, 이 화합물은 융점이 낮아 저온에서도 액체 상태로 존재하기 때문에 고온에서의 가공성 및 압연성을 저하시킨다. 따라서, 강의 우수한 고온 가공성을 확보하기 위해서는 3.0% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
질소(N)은 전술한 바와 같이 오스테나이트 안정도를 향상시키고, 강도와 내식성을 향상시킬 수 있다. 또한, 질소는 가격 경쟁력도 우수하여 산업에서 적용하기 유용한 원소이다. 본 발명의 스테인리스 강은 상기 질소를 0.1% 이상 포함한다. 그러나 임계치를 넘는 질소는 완성 소재 내부에 기공을 형성할 우려가 있으며, 잉여 질소에 의한 개재물 또는 석출물로부터 내식성 저하의위험이 있기 때문에 그 상한을 0.3%로 하는 것이 바람직하다.
한편, 제강 과정에서 완전히 제거가 불가능한 합금성분은 소재의 품질에 영향을 미치지 않는 범위에서 포함될 수 있다. 바람직한 일예로서, 인(P) 0.1% 이하, 황(S) 0.1% 이하, 알루미늄(Al) 0.1% 이하로 포함될 수 있다.
상기 조성이외에 본 발명은 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
본 발명의 오스테나이트계 스테인리스 강은 하기 관계식 1로 나타나는 오스테나이트 안정도가 -55 이상, -3 이하인 것이 바람직하다.
[관계식 1]
오스테나이트 안정도 = 551-462*(C+N)-9.2*Si-8.1*Mn-13.7*Cr-29*Ni-29*Cu-18.5*Mo
상기 관계식 1에서 각 성분 기호는 해당 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
오스테나이트는 변형량이 증가함에 따라 일부 마르텐사이트로 기계적인 변태를 하는 현상이 있는데, 오스테나이트 안정도가 낮을수록 마르텐사이트로 변태하는 양이 증가한다. 오스테나이트 안정도가 낮은 경우에는 작은 변형에 의해서도 마르텐사이트로 변태가 급격하게 발생할 수 있고, 그로 인한 인성 저하의 문제가 있다. 이를 위해서, 본 발명의 오스테나이트 스테인리스 강은 상기 관계식 1로 나타나는 오스테나이트 안정도과 -55 이상, -3 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 오스테나이트계 스테인리스 강은 오스테나이트가 부피분율로 99% 이상이다. 또한, 본 발명의 오스테나이트계 스테인리스 강은 단위면적 1㎟당 분포한 개재물의 평균 크기(직경)가 5㎛ 이하인 것이 바람직하다. 5㎛를 넘는 조대한 개재물이 형성되는 경우에는 스테인리스 강의 내식성을 저하시키는 문제를 일으킬 수 있다. 본 발명은 후술하는 급속 응고 방식을 이용하여 제조할 수 있기 때문에, 개재물이 성장할 수 있는 시간이 충분하지 않기 때문에, 개재물의 크기가 매우 작다는 장점을 가지고 있다. 상기 개재물은 Mn-Cr-C-S-O 등을 포함하는 복합 산화물 개재물일 수 있다.
본 발명의 오스테나이트계 스테인리스 강은 항복강도 400MPa 이상, 인장강도 720MPa 이상, 연신율 45% 이상인 것이 바람직하고, 공식전위가 420mV 이상으로 우수한 내식성을 갖는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 또다른 일 태양인 오스테나이트계 스테인리스 강을 제조하는 방법에 대해서 상세히 설명한다.
통상적으로 소재를 슬라브 또는 잉곳으로 제조할 경우에는 냉각 과정 중 1400~1300℃에서 질소 고용도가 0.3%에서 0.15%로 감소하는 구간에 장시간 머무르게 된다. 이때 잉여 질소는 용강에서 배출되어 슬라브 또는 잉곳 내부에 지금 1~10㎜ 크기의 기공으로 형성된다. 또한, 잉여 질소는 모재에 고용된 질소 농도를 저감시키고, 분리된 형태로 개재물을 형성할 수 있다. 특히, 조대한 개재물의 형성으로 인해 내식성의 저하를 유발할 수 있다.
본 발명에서는 상기 질소의 고용도를 극대화하고, 오스테나이트계 스테인리스 강 내부에 조대한 개재물의 형성을 억제하기 위해서, 급속 응고 방식으로 제조하는 것이 바람직하다.
상기 급속 응고 방식의 바람직한 일예로서, 쌍롤식 박판 주조 공정을 이용하여 제조할 수 있다.
도 1은 상기 쌍롤식 박판 주조 공정의 일예를 나타낸 모식도이다. 쌍롤식 박판 주조 공정은, 도 1과 같이 래들(1)에 수용된 용강이 노즐을 따라 턴디쉬(2)로 유입되며, 턴디쉬(2)로 유입된 용강은 주조롤(5) 양 끝단부에 설치된 에지댐(6)의 사이, 즉, 한쌍의 주조롤(5)의 사이로 용강 주입노즐(3)을 통해 공급되어 응고가 개시된다. 쌍롤 사이의 용탕부에는 산화를 방지하기 위해 메니스커스 쉴드(7)로 용탕면을 보호하고 적절한 가스를 주입하여 분위기를 적절히 조절하게 된다. 양 롤이 만나는 롤 닙을 빠져나오면서 스트립이 제조된다. 후속하여 인라인 열간압연(8), 냉각(9) 및 권취(10)가 이루어질 수 있다. 이하에서 보다 상세히 설명한다.
먼저, 반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 스트립을 제조한다.
상기 용강의 과열도는 80℃ 이상, 100℃ 이하인 것이 바람직하다. 상기 용강의 온도는 턴디쉬에서 측정하는 값을 기준으로 하며, 용강의 온도는 과열도를 기준으로 설정된다. 상기 과열도는 턴디쉬 온도에서 용강이 고체화되기 시작하는 온도를 뺀 값을 의미한다. 통상적으로 쌍롤식 박판 주조를 행하는 경우에는 약 110℃의 과열도를 적용한다.
그러나 본 발명의 경우와 같이 고질소를 함유하는 경우에는 냉각 과정에서 질소 고용도가 낮은 델타 페라이트 영역을 지나기 때문에 잉여 질소가 형성되어 소재 내부에 질소 기체에 의한 기공이 형성되는 문제가 있다. 따라서, 고농도의 질소를 함유하는 본 발명의 경우에는 과열도가 클 경우에 냉각과정에서 질소 포화도가 낮아지는 구간에 머무르는 시간이 더 길어지기 때문에 최종 제품의 질소 농도가 목표보다 낮아질 위험이 있다. 반면에, 과열도가 과도하게 낮은 경우에는 탕면의 온도 저하에 의해 생성되는 이물 혼입에 의한 조업 안정도 하락 위험이 있다. 따라서, 이러한 문제를 해결하기 위해서 본 발명은 80℃ 이상, 100℃ 이하의 과열도를 적용하는 것이 바람직하다. 일예로, 용강이 고체화되기 시작하는 온도(강 소재 성분으로 컴퓨터 시뮬레이션을 통해 계산이 가능)가 약 1430℃ 일 때, 용강의 온도는 약 1520℃인 것이 바람직하다.
상기 쌍롤식 박판 주조를 통해 제조된 스트립의 두께는 생산 안전성 및 생산성을 고려하여 조절하는 것이 바람직하다. 상기 스트입의 두께가 너무 얇을 경우에는 생산 과정에서 이물 혼입 등 외부 요인 발생시 사고 확률이 크기 때문에 안정적인 생산이 어렵고, 두께가 너무 두꺼울 경우에는 주조롤 사이에서 스트립이 생성되기까지 장시간이 소요되기 때문에 생산속도가 느려 생산성 확보가 곤란다. 이를 고려하여, 상기 스트립의 두께는 1.5~10㎜ 범위인 것이 바람직하다.
상기 스트립을 열간 압연하여 압연재를 얻는다.
열간 압연은 통상적인 조건에 따라서 행하면 되므로 특별히 한정할 필요는 없다. 상기 열간 압연은 스트립의 고온강도와 생산 두께 등을 고려하여 10~40%의 압하율로 행하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 열간 압연 전에 상기 스트립의 온도가 1000℃ 이상을 유지하도록 가열 또는 보열하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 스트립의 두께 제어만으로는 온도 제어가 불충분한 경우가 발생하거나, 스트립 생산 후 열간압연까지 온도가 1000℃ 미만으로 하락하는 경우가 발생할 수 있기 때문에 이를 방지하기 위함이다.
상기 열간 압연을 행한 후 냉각 및 귄취를 행한다.
상기 냉각과 권취는 통상적인 조건에 따라서 행하면 되므로 특별히 한정할 필요는 없다.
이때, 냉각속도는 열연재의 두께, 냉각수 적용 여부, 냉각수를 적용할 경우 비수량 등에 의해 통상의 기술자가 제어할 수 있다. 동일한 냉각수 분사조건일지라도 열연재의 두께가 두꺼우면 냉각 속도가 느려지고, 반대로 열연재의 두께가 얇으면 냉각속도가 증가한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 성분조성(단위는 중량%이고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 용강을 통상의 연속주조 방식 및 도 1에 도시된 쌍롤식 박판 제조 공정을 이용하여, 하기 표 2의 조건으로 스테인리스강을 제조하였다.
구분 C Si Mn Cr Ni Cu N P S
강종 1 0.091 0.6 3.0 18.3 3.6 1.7 0.18 0.04 0.004
강종 2 0.1 0.5 2.88 17.9 3.4 1.5 0.24 0.02 0.0029
강종 3 0.0852 0.372 3.032 18.11 3.58 1.523 0.2614 0.028 0.0015
강종 4 0.0782 0.323 3.038 17.89 3.52 1.523 0.254 0.0216 0.0014
강종 구분 제조방법 용강 온도(℃) 주조 속도(mpm) 용강 과열도(℃)
1 비교예 1 통상 연속주조 1485 - 30
2 발명예 1 쌍롤식 박판주조 1512 29 81
3 발명예 2 쌍롤식 박판주조 1520 27 88
4 발명예 3 쌍롤식 박판주조 1522 27 90
제조된 스테인리스 강에 대해서, 응고가 종료된 후 오스테나이트의 분율과 단위면적 1㎟당 개재물의 평균 크기를 측정하여 그 결과를 표 3에 나타내었다. 또한, 강도 및 연신율을 측정하고, 공식 전위를 측정하여 하기 표 3에 함께 나타내었다. 상기 강도 및 연신율 측정은 ASTM-A370 규격에 따라 가공한 후, 인장시험 조건(상온 변형속도 20㎜/min)으로 수행하였고, 항복강도는 0.2% offset 방법으로 측정하였다. 공식전위는 #600의 연마재를 활용하여 소재 표면을 연마한 후 3.5% NaCl 수용액에 침지하여 -100mV 에서부터 20mV/min으로 점차 전압을 증가하여 전류 밀도를 측정하였다. 이때 포화 칼로멜 전극 전위(Standard Calomel Electrode)를 활용하였다. 전압이 증가해도 전류밀도가 더 이상 증가하지 않을 때 실험을 종료하며, 전류밀도가 변화하지 않는 최대 전압을 측정하였다.
구분 오스테나이트 분율(면적%) 1㎟ 당 개재물 평균크기(㎛) 항복강도 (MPa) 인강강도(MPa) 연신율(%) 공식전위(mV)
비교예 1 99% 이상 5㎛ 초과 426 832 52 387
발명예 1 99% 이상 2.717㎛ 520 807 50 420
발명예 2 99% 이상 2.6㎛ 469 787 48 470
발명예 3 99% 이상 2.3㎛ 425 793 48 460
표 3의 결과에서 알 수 있듯이 본 발명에 의해 제조된 발명예의 경우에는 항복강도 400Mpa 이상, 인장강도 720MPa 이상, 공식전위 420mV 이상의 물성을 확보할 수 있었다. 반면, 비교예는 통상의 연주 공정으로 제조되어, 열위한 공식 전위를 갖는 것을 확인할 수 있었다.
한편, 도 2는 상기 비교예와 발명예의 내식성을 평가한 결과를 그래프로 나타낸 것이다. 도 3은 상기 발명예 3의 개재물 크기를 관찰한 결과 그래프로서, 관찰 결과, 개재물의 평균 크기가 약 2.3㎛ 정도로 미세한 것을 확인할 수 있었다.
상기 도 1의 도면 부호는 다음과 같다.
1: 래들 2: 턴디시 3: 침지노즐
4: 섬프 5: 주조롤 6: 에지댐
7: 메니스커스 실드 8: 인라인 열간압연 9: 냉각 장치
10: 권취기

Claims (8)

  1. 중량%로(이하, %로 함), C: 0.03%~0.15%, Si: 0.2~0.8%, Mn: 2.5~4.0%, Cr: 17.0~20.0%, Ni: 2~5%, Cu: 1~3%, N: 0.1~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    단위 면적 1㎟당 존재하는 개재물의 평균 크기가 5㎛ 이하인 오스테나이트계 스테인리스 강.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트계 스테인리스 강은 관계식 1의 오스테나이트 안정도가 -55 이상, -3 이하인 오스테나이트계 스테인리스 강.
    [관계식 1]
    오스테나이트 안정도 = 551-462*(C+N)-9.2*Si-8.1*Mn-13.7*Cr-29*Ni-29*Cu-18.5*Mo
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트계 스테인리스 강은 공식전위가 420mV 이상인 오스테나이트 스테인리스 강.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트계 스테인리스 강은 항복강도 400MPa 이상, 인장강도 720MPa 이상, 연신율 50% 이상인 오스테나이트계 스테인리스 강.
  5. 중량%로(이하, %로 함), C: 0.03%~0.15%, Si: 0.2~0.8%, Mn: 2.5~4.0%, Cr: 17.0~20.0%, Ni: 2~5%, Cu: 1~3%, N: 0.1~0.3%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 준비하는 단계;
    상기 준비된 용강을 반대 방향으로 회전하는 한쌍의 주조롤 사이로 용강을 주입하여 스트립을 얻는 단계;
    상기 스트립을 열간 압연하여 열연재를 얻는 단계;
    상기 열연재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연재를 냉각하고 권취하는 단계
    를 포함하는 오스테나이트계 스테인리스 강의 제조방법.
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 용강의 과열도는 80℃ 이상, 100℃ 이하인 오스테나이트계 스테인리스 강의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 제조된 스트립의 두께는 1.5~10㎜인 오스테나이트계 스테인리스 강의 제조방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    상기 열간 압연은 10~40%의 압하율로 행하는 오스테나이트계 스테인리스 강의 제조방법.
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