WO2019124689A1 - 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 - Google Patents

강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a non-magnetic austenitic stainless steel having improved strength and surface conductivity applicable to environments requiring strength and surface conductivity as well as non-magnetic properties .
  • materials for electronic parts require austenitic stainless steel having high strength and non-magnetic characteristics, high strength and non-magnetic characteristics, and excellent surface conductivity.
  • a material for electronic parts contains a large amount of high-priced Ni, which raises a problem that raw material costs are increased.
  • the austenitic stainless steel represented by STS304 has good corrosion resistance and exhibits a non-magnetic austenite structure in the annealing heat treatment, and is used as a non-magnetic steel in various devices and devices.
  • STS304 steel when deep drawing and press working are applied to STS304 steel, it is difficult to maintain non-magnetic properties due to phase transformation into sintered organic martensite structure, there is a problem.
  • the embodiments of the present invention solve the above problems and provide a non-magnetic austenitic stainless steel having improved strength and surface conductivity by controlling the content element without addition of Ni to control fired organic martensite and controlling the content of ⁇ - Stainless steel.
  • the non-magnetic austenitic stainless steel having improved strength and surface conductivity it is preferable that 0.07 to 0.2% of C, 0.15 to 0.4% of N, 0.8 to 2% of Si, Mn : 16 to 22%, S: not more than 0.01% (excluding 0), Cr: 12.5 to 20%, Cu: 1 to 3%, balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Ni, Cr, Mn, Si, C, and N are weight percentages of the respective elements.
  • the austenitic stainless steel may have a yield strength of 450 MPa or more expressed by the following formula (2).
  • C, N, Cu, and Mn are weight percentages of the respective elements.
  • the austenitic stainless steel may have a ferrite content of less than 0.1% measured after 70% cold working.
  • the austenitic stainless steel may have a permeability of 1.005 or less even in 70% cold working.
  • the austenitic stainless steel may have a stacking fault energy (SFE) expressed by the following formula (3): 41 mJ / m 2 or more.
  • SFE stacking fault energy
  • Ni, Cu, Cr, N, Si, and Mn are weight percentages of the respective elements.
  • the austenitic stainless steel may have a cold rolled steel material hardness (Hv) value of 215 or more.
  • the austenitic stainless steel may have a Cu + Mn content of 0.2% or more in a region within 2 nm of the passive film.
  • the austenitic stainless steel may have a surface resistance of less than 10 m? Cm 2 .
  • non-magnetic austenitic stainless steel having improved strength and surface conductivity by controlling content elements without addition of Ni to suppress sintered organic martensite and controlling ⁇ -ferrite content during solidification.
  • non-magnetic austenitic stainless steel having improved strength and surface conductivity can be applied to various non-magnetic parts used in various devices or devices.
  • 1 is a graph showing a correlation between Ni equivalent and permeability.
  • the non-magnetic austenitic stainless steel having improved strength and surface conductivity it is preferable that 0.07 to 0.2% of C, 0.15 to 0.4% of N, 0.8 to 2% of Si, Mn : 16 to 22%, S: not more than 0.01% (excluding 0), Cr: 12.5 to 20%, Cu: 1 to 3%, balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Ni, Cr, Mn, Si, C, and N are weight percentages of the respective elements.
  • Non-magnetic austenitic stainless steels having improved strength and surface conductivity compared to stainless steels are described.
  • the present invention provides an austenitic stainless steel which exhibits excellent non-magnetic properties only by controlling an alloy element system without addition of expensive Ni even without adding a heat treatment.
  • the austenitic stainless steel according to one aspect of the present invention comprises 0.07 to 0.2% of C, 0.15 to 0.4% of N, 0.8 to 2% of Si, 16 to 22% of Mn, 0.01 to 0.01% of S, (Excluding 0), Cr: 12.5 to 20%, Cu: 1 to 3%, the balance Fe and other unavoidable impurities, and satisfies the following formula (1).
  • the content of C is 0.07 to 0.2%.
  • Carbon (C) is a strong austenite phase stabilizing element, and it is preferable to add carbon (C) in an amount of 0.07% or more for increasing the strength of the material by solid solution strengthening.
  • carbon (C) when the content is excessive, the Cr content of the grain boundaries is lowered by easily bonding with a carbide forming element such as Cr effective for corrosion resistance to lower the corrosion resistance, so that the upper limit can be limited to 0.2%.
  • the content of N is 0.15 to 0.4%.
  • Nitrogen (N) is a strong austenite phase stabilizing element, and it is preferably added in an amount of 0.15% or more in the present invention as an element which is essentially added in a steel to which Ni is not added.
  • the content is excessive, surface dislocations due to nitride precipitation and nitrogen pore are generated, and the upper limit can be limited to 0.4%.
  • the content of Si is 0.8 to 2%.
  • Silicon (Si) is an element useful for deoxidization. When Ni is not added, it contributes to improvement in corrosion resistance, and it is preferable to add Si at a content of 0.8% or more. However, if the content is excessive, the mechanical properties related to the impact toughness are lowered, and the upper limit can be limited to 2%.
  • the content of Mn is 16 to 22%.
  • Manganese (Mn) is a core element which is essentially added to stabilize the austenite phase when no Ni is added, and it is preferable to add Mn of 16% or more. However, if the content is excessive, surface defects may occur, and the upper limit may be limited to 22%.
  • the content of S is 0.01% or less.
  • S Sulfur
  • MnS becomes a starting point of corrosion and reduces corrosion resistance, so it is preferable to limit it to 0.01% or less.
  • the Cr content is 12.5 to 20%.
  • Chromium (Cr) is the most element among the elements improving the corrosion resistance of stainless steel and is a basic element, and it is preferable to add at least 12.5% for the expression of corrosion resistance.
  • Cr is a ferrite stabilizing element, and when the Cr content is increased, the ferrite fraction increases to inhibit the austenite stabilization, and the upper limit can be limited to 20%.
  • the content of Cu is 1 to 3%.
  • Copper (Cu) is an element added to the present invention such as Mn, which increases stability of the austenite phase and improves the corrosion resistance.
  • Mn is added together to be dissolved in the passive film to increase the surface conductivity, Or more.
  • the upper limit can be limited to 3%.
  • Ni nickel
  • elution and formability are deteriorated, so that it is managed as an impurity in the present invention.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the austenitic stainless steels used for electronic parts require processes such as sheet metal forming and deep drawing, and a deformed structure having a deformation amount of about 50% or more is formed in a finished product, and non-magnetic properties .
  • the magnetic permeability ( ⁇ ) of the steel applied to the part should be less than 1.005 for normal operation. To satisfy this requirement, the content of ⁇ -ferrite formed during solidification of steel should be controlled.
  • ⁇ -ferrite existing in the microstructure of the austenitic stainless steel is magnetized due to the characteristic of the structure having the body centered cubic structure (BCC), and the austenite is the face center structure Cubic Structure, FCC). Therefore, it is necessary to control the fraction of delta-ferrite to obtain a desired magnetic characteristic, and in the case of non-magnetic steel, it is necessary to minimize or eliminate the fraction of delta-ferrite.
  • BCC body centered cubic structure
  • FCC face center structure Cubic Structure
  • the formation of delta-ferrite can be suppressed by controlling the Ni content, which is useful for stabilizing austenite without deteriorating other physical properties.
  • Ni is a very expensive element, its use range may be limited. Therefore, the present inventors tried to secure the non-magnetic properties of austenitic stainless steel by controlling the content of Mn, Si, C, and N without addition of Ni.
  • the non-magnetic property can be expressed by a Ni equivalent (Nieq) value indicating an austenite stabilization degree.
  • the Ni equivalent means the minimum Ni content that prevents? -Ferrite from being formed in a given composition system, and can be expressed as follows.
  • Ni, Cr, Mn, Si, C, and N are weight percentages of the respective elements.
  • the present inventors have found that when the Ni equivalent value is 40 or more, the actual harsh forming portion is simulated and the ferrite content measured after 70% cold working satisfies 0.1% or less so that the permeability is 1.005 or less so that the non-magnetic property can be satisfied .
  • FIG. 1 is a graph showing the permeability correlation according to Nieq. Referring to FIG. 1, when the Ni equivalent value is 40 or more, it can be seen that the permeability after 70% cold deformation of austenitic stainless steel satisfies 1.005 or less.
  • the cold-rolled annealed sheet of the austenitic stainless steel can satisfy a yield strength of 450 MPa or more and a hardness (Hv) value of 215 or more expressed by the following formula (2).
  • C, N, Cu, and Mn are weight percentages of the respective elements.
  • the intensities of austenitic stainless steels were achieved by controlling the contents of C, N and Cu effective for increasing the yield strength without adding Ni.
  • the present inventors have found that the predicted yield strength including the C, N and Cu contents expressed by the formula (2) reflects the strength of the steel well.
  • the range of the formula (2) is 450 or more, .
  • the yield strength of the cold-rolled annealed sheet of the austenitic stainless steel satisfies 450 MPa or more.
  • the austenitic stainless steel can satisfy the lamination defect energy represented by the following formula (3) to be 41 mJ / m 2 or more.
  • the stacked defect energy (SFE, mJ / m 2 ) on the austenite phase is known to control the austenite phase transformation mechanism.
  • the stacked defect energy of austenitic phase represents the extent to which the plastic strain energy added externally contributes to the austenite phase transformation in the case of a single-phase austenitic stainless steel.
  • the lower the stacking defect energy the greater the degree of formation of fired organic martensite phase that contributes to the work hardening of the steel after formation of the epsilon martensite phase on the austenite.
  • a mechanical twin is formed on the austenite.
  • a fired organic martensite phase is formed at the intersection of these twinning, and the applied plastic strain energy causes a mechanical phase change, resulting in a transformation from the austenite to the martensite phase.
  • stainless steels are known to form fired organic martensite phases in a very broad range, except for differences in the mesophase (epsilon martensite phase or mechanical twin).
  • a fired organic martensite phase formed on the austenite on the epsilon martensite is formed, or a fired organic martensite phase is formed after the mechanical twinning is formed on the austenite.
  • the inventors of the present invention have confirmed that formation of a martensite phase after the plastic deformation is not observed when the stacking fault energy of the austenite phase represented by the formula (3) is 41 mJ / m 2 or more and examined using a transmission electron microscope.
  • the austenitic stainless steel may have a Cu + Mn content of 0.2% or more in a region within 2 nm from the surface layer.
  • stainless steel was produced through ingot casting of 50 kg while varying the content of each component of the steel.
  • the ingot was heated at 1250 ⁇ ⁇ for 3 hours and then hot rolled to produce a thermal laminate having a thickness of 4 mm.
  • the hot rolled steel sheet was cold rolled to a final thickness of 2.5 mm, annealed at 1100 ° C for 30 seconds in the air, and pickled.
  • the yield strength (YS, Mpa) was measured by tensile test on the specimens produced by this method and compared with the predicted yield strength.
  • the hardness (Hv) was also measured by Vickers hardness test.
  • the cold-rolled specimens were cold-rolled at a cold reduction of 70% in order to simulate the non-magnetic and surface resistance characteristics of molded parts of actual electronic components.
  • the ferrite content (%) of the cold rolled sheet produced by using the ferrite scope equipment was measured, and the permeability was measured using a permeability meter (FERROMASTER).
  • Mn + Cu (wt.%) In the passive film at 2 nm from the surface portion of the cold rolled sheet was analyzed using a GDS (Glow Discharge Spectrometer) analyzer.
  • the surface resistance was measured by a DC 4-terminal method in which a gold-plated Cu-plate (area 2 cm 2 ) was placed on the upper and lower surfaces of a cold-rolled plate and a pressure of 10 N / cm 2 was applied .
  • the surface resistance measurement standard was evaluated as being good when less than 10 m? Cm 2, and less than 10 m? Cm 2 being good.
  • SFE stacking fault energy
  • ferrite content ferrite content
  • permeability predicted value and actual value of hardness
  • FIG. 1 is a graph showing the permeability correlation according to Nieq.
  • the Nieq value expressed by the formula (1) satisfies 40 or more and the permeability is 1.005 or less as compared with the comparative examples in the examples, thereby satisfying the non-magnetic property .
  • the Nieq value expressed by Equation (1) satisfies 40 or more, and the yield strength is 450 MPa or more and the hardness is 215 Hv or more in comparison with the comparative examples Can be confirmed. Also, referring to Table 2, it can be seen that the difference between the predicted yield strength and the actual yield strength is extremely small in the inventive steels, and the equation (2) reflects the strength of the austenitic stainless steel well.
  • the stacking defect energy (SFE) value is 41 mJ / m 2 or more as compared with the comparative examples, so that formation of the martensite phase after plastic deformation is suppressed to secure ductility,
  • the concentration of Cu and Mn was generated with a Cu + Mn content of 0.2% or more in the region within the region, and the surface resistance was measured to be 10 m? Cm 2 or less. That is, it can be confirmed that the surface conductivity is improved.
  • Comparative Example 1 contained 8.1% of Ni, but the Mn content was excessively low at 1.5%, and the Nieq value was less than 40%. Specifically, referring to Tables 1 and 2, in the case of Comparative Example 1, the Nieq value was 23.745, which was outside the range of the present invention, and the magnetic permeability was 5.2 and the high surface strength of 450 MPa or more and the desired surface conductivity could not be secured .
  • the Nieq value is less than 40 at 30.38 and the permeability is 2.5, which means that the desired nonmagnetic property can not be secured and a high strength property of 450 MPa or more can be secured There was no.
  • the austenitic stainless steel according to one embodiment of the present invention controls the content element without addition of Ni to suppress the fired organic martensite and controls the ⁇ -ferrite content during solidification to increase the strength and surface conductivity, .
  • Non-magnetic austenitic stainless steels having improved surface conductivities according to embodiments of the present invention are applicable to materials for electronic parts.

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Abstract

강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강이 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강에 따르면, 중량%로, C: 0.07 내지 0.2%, N: 0.15 내지 0.4%, Si: 0.8 내지 2%, Mn: 16 내지 22%, S: 0.01% 이하(0 제외), Cr: 12.5 내지 20%, Cu: 1 내지 3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족한다. (1) Ni + 0.65Cr + 1.05Mn + 0.35Si + 12.6C + 33.6N ≥ 40 (여기서, Ni, Cr, Mn, Si, C, N는 각 원소의 중량% 이다.)

Description

강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강
본 발명은 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 비자성 특성과 함께 강도 및 표면전도성이 요구되는 환경에도 적용 가능한 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것이다.
최근들어 다양한 분야의 산업발전에 따라 전자부품용 소재는 고강도와 비자성 특성 혹은 고강도와 비자성 특성 이외에 표면전도성이 우수한 오스테나이트 스테인리스강을 요구하고 있다. 일반적으로 전자부품용 소재는 고가의 Ni을 다량으로 함유하여 원료비가 높아지는 문제가 있다.
STS304로 대표되는 오스테나이트계 스테인리스강은 양호한 내식성을 가지며, 소둔 열처리 상태에서 비자성의 오스테나이트 조직을 나타내어 비자성강으로서 각종 기기 및 장치에 사용되고 있다. 그러나 용도에 따라 가공을 실시하는 경우가 있으며, STS304 강에 딥드로잉 가공 및 프레스 가공을 적용할 경우, 소성유기 마르텐사이트 조직으로의 상변태로 인하여 비자성 특성을 유지하기 어려울 뿐만 아니라 지연 크랙이 발생하는 문제가 있다.
따라서, 이를 보완하기 위하여 Ni 함량을 낮추면서도 일반적인 오스테나이트계 스테인리스강과 동등 이상의 강도 및 표면전도성을 확보할 수 있는 새로운 강종의 개발이 필요하다.
본 발명의 실시예들은 상기와 같은 문제점을 해결하여, Ni첨가 없이 함량원소를 제어하여 소성유기 마르텐사이트를 억제하고, 응고 시 δ-페라이트 함량을 제어하여 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 에 따르면, 중량%로, C: 0.07 내지 0.2%, N: 0.15 내지 0.4%, Si: 0.8 내지 2%, Mn: 16 내지 22%, S: 0.01% 이하(0 제외), Cr: 12.5 내지 20%, Cu: 1 내지 3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) Ni + 0.65Cr + 1.05Mn + 0.35Si + 12.6C + 33.6N ≥ 40
여기서, Ni, Cr, Mn, Si, C, N는 각 원소의 중량% 이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (2)로 표현되는 항복강도가 450 MPa 이상일 수 있다.
(2) 항복강도(MPa) = 185 + 1977C + 605N + 3.65Cu - 3.63Mn
여기서, C, N, Cu, Mn은 각 원소의 중량% 이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 70% 냉간가공후 측정된 페라이트 함량이 0.1% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 70% 냉간 가공에서도 투자율이 1.005 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (3)으로 표현되는 적층결함에너지(SFE)가 41 mJ/m2 이상일 수 있다.
(3) SFE (mJ/m2) = 25.7+1.59(Ni+Cu)-0.85Cr+0.001Cr2+38.2N0 .5-2.8Si-1.34Mn+0.06Mn2
여기서, Ni, Cu, Cr, N, Si, Mn은 각 원소의 중량% 이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 냉간압연재 경도(Hv) 값이 215이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 부동태 피막 2nm 이내 영역내 Cu+Mn 함량이 0.2% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 오스테나이트계 스테인리스강은 표면저항이 10mΩcm2 미만일 수 있다.
개시된 실시예에 따르면 Ni첨가 없이 함량원소를 제어하여 소성유기 마르텐사이트를 억제하고, 응고 시 δ-페라이트 함량을 제어하여 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 제공이 가능하다.
또한, 개시된 실시예에 따른 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 각종 기기 또는 장치에 사용되는 비자성 부품용으로 다양한 적용이 가능하다.
또한, 개시된 실시예에 따르면 δ-페라이트에 의한 자성을 제거하기 위하여 장시간 소재를 열처리하는 추가적인 공정이 불필요하여, 제조 공정이 간단한 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 제공이 가능하다.
도 1은 Ni 당량과 투자율의 상관관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 Ni 당량과 항복강도 예측식과의 상관관계를 나타내는 그래프이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도, 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 따르면, 중량%로, C: 0.07 내지 0.2%, N: 0.15 내지 0.4%, Si: 0.8 내지 2%, Mn: 16 내지 22%, S: 0.01% 이하(0 제외), Cr: 12.5 내지 20%, Cu: 1 내지 3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) Ni + 0.65Cr + 1.05Mn + 0.35Si + 12.6C + 33.6N ≥ 40
여기서, Ni, Cr, Mn, Si, C, N는 각 원소의 중량% 이다.
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.
명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하에서는 강의 미세조직 내에 존재하는 δ-페라이트 함량을 제어하여 δ-페라이트를 분해하기 위한 추가적인 공정이 필요없이 통상의 공정으로 제조하더라도 비자성 특성을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 통상적으로 사용되는 STS304계 스테인리스강 대비 향상된 강도 및 표면전도성을 갖는 비자성 오스테나이트계 스테인리스강에 대하여 기술한다.
구체적으로, 본 발명에서는 열처리 추가 공정을 거치지 않더라도 고가의 Ni 첨가 없이도, 합금원소 성분계 제어만으로 우수한 비자성 특성을 나타내는 오스테나이트계 스테인리스강을 제공한다.
본 발명의 일 측면에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.07 내지 0.2%, N: 0.15 내지 0.4%, Si: 0.8 내지 2%, Mn: 16 내지 22%, S: 0.01% 이하(0 제외), Cr: 12.5 내지 20%, Cu: 1 내지 3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)을 만족한다.
(1) 0.65Cr + 1.05Mn + 0.35Si + 12.6C + 33.6N ≥ 40
이하, 본 발명의 실시예에서의 함금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.07 내지 0.2%이다.
탄소(C)는 강력한 오스테나이트상 안정화 원소이며, 고용강화에 의한 재료강도 증가를 위해 0.07% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 내식성에 유효한 Cr과 같은 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합하여 결정립계 주위의 Cr 함량을 낮추어 내식성을 저하시키는 바, 그 상한을 0.2% 로 한정할 수 있다.
N의 함량은 0.15 내지 0.4%이다.
질소(N)는 강력한 오스테나이트상 안정화 원소이며, Ni를 첨가하지 않는 강에서는 필수적으로 첨가되는 원소로 본 발명에서는 0.15% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 질화물 석출 및 질소 포어(pore)에 의한 표면결함을 발생시키는 바, 그 상한을 0.4% 로 한정할 수 있다.
Si의 함량은 0.8 내지 2% 이다.
규소(Si)는 탈산에 유용한 원소이며, Ni을 첨가하지 않을 경우 내식성 향상에 기여하는 효과가 있어 0.8% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다한 경우, 충격인성과 관련된 기계적 특성을 저하시키는 바, 그 상한을 2%로 한정할 수 있다.
Mn의 함량은 16 내지 22% 이다.
망간(Mn)은 Ni을 첨가하지 않을 경우 오스테나이트상의 안정화에 필수적으로 첨가되는 핵심원소로, 16% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함 량이 과다할 경우, 표면결함이 발생하는 바, 그 상한을 22%로 한정할 수 있다.
S의 함량은 0.01% 이하이다.
황(S)은 MnS를 형성하며, 이러한 MnS은 부식의 기점이 되어 내식성을 감소시키므로, 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr의 함량은 12.5 내지 20%이다.
크롬(Cr)은 스테인리스강의 내식성 향상 원소 중 가장 많이 함유되어 기본이 되는 원소이며, 내식성의 발현을 위해 12.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 Cr은 페라이트 안정화 원소로서, Cr 함량이 높아지면 페라이트 분율이 증가하여 오스테나이트 안정화를 저해하는 바, 그 상한을 20%로 한정할 수 있다.
Cu의 함량은 1 내지 3%이다.
구리(Cu)는 Mn과 같이 본 발명에서 필수적으로 첨가되는 원소로, 오스테나이트상 안정성을 증가시키고 내식성을 향상함을 물론 Mn가 함께 첨가되어 부동태 피막내 고용되어 표면전도성을 증가할 수 있어 1%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 오히려 성형성을 저하시키는 바, 그 상한을 3%로 한정할 수 있다.
니켈(Ni)은 미량 첨가시 오히려 용출 및 성형성이 저하되어 본 발명에서는 불순물로 관리한다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
일반적으로 전자부품 용도로 사용되는 오스테나이트계 스테인리스강은 판재성형, 딥드로잉 등의 공정이 요구되며, 성형 완성품에서는 변형량이 약 50% 이상인 변형조직이 형성되고, 이러한 변형부에서도 비자성 특성이 유지되어야 한다.
강의 비자성 특성을 이용하는 전자부품용 소재에 있어서, 정상적인 작동을 위해서는 부품에 적용된 강의 투자율(magnetic permeability, μ)이 1.005 이하가 되어야 한다. 이를 만족하기 위해서는 강의 응고 시에 형성되는 δ-페라이트의 함량을 제어하여야 한다.
일반적으로 오스테나이트계 스테인리스강의 미세조직 내에 존재하는 δ-페라이트는 체심입방형 구조(Body Centered Cubic Structure, BCC)를 가지는 조직의 특성으로 인하여 자성을 띄게 되며, 오스테나이트는 면심입방형 구조(Face Center Cubic Structure, FCC)로 자성을 띄지 않게 된다. 따라서, δ-페라이트의 분율을 제어하여 원하는 크기의 자성 특성을 얻을 수 있으며, 비자성강의 경우에는 δ-페라이트의 분율을 최대한 낮게 하거나, 없애는 것이 필요하다.
특히 오스테나이트 안정화 원소를 첨가함으로써 δ-페라이트 분율을 감소시킬 수 있는데, 일반적으로 다른 물성의 저하 없이 오스테나이트를 안정화시키는데 유용한 Ni 함량을 제어하여 δ-페라이트의 형성을 억제할 수 있다.
다만, Ni은 매우 고가의 원소이므로, 그 사용범위가 제한되는 경우가 있다. 따라서 본 발명자들은 Ni 첨가 없이 Mn, Si, C, N 의 함량을 제어하여 오스테나이트계 스테인리스강의 비자성 특성을 확보하고자 하였다. 비자성 특성은 오스테나이트 안정화도를 나타내는 Ni 당량(Nieq) 값으로 표현할 수 있다.
Ni 당량은 주어진 조성 성분계에서 δ-페라이트가 형성되지 않도록 하는 최소 Ni 함량을 의미하며, 아래와 같이 표현될 수 있다.
Nieq = Ni + 0.65Cr + 1.05Mn + 0.35Si + 12.6C + 33.6N
여기서, Ni, Cr, Mn, Si, C, N는 각 원소의 중량 %이다.
본 발명자들은 Ni 당량값이 40 이상인 경우에, 실제 가혹 성형부를 모사하여 70% 냉간가공 후 측정된 페라이트 함량이 0.1% 이하를 만족하여야 투자율이 1.005 이하로 나타나 비자성 특성을 만족할 수 있음을 발견하였다.
도 1은 Nieq에 따른 투자율 상관관계를 나타내는 그래프이다. 도 1을 참조하면, Ni 당량값이 40 이상일 경우에 오스테나이트 스테인리스강의 70% 냉간변형 후 투자율이 1.005 이하를 만족함을 알 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 오스테나이트계 스테인리스강의 냉연소둔판은 하기 식 (2) 로 표현되는 항복강도가 450Mpa 이상 및 경도(Hv) 값이 215 이상을 만족할 수 있다.
(2) 항복강도(Mpa) 예측식 = 185 + 1977C + 605N + 3.65Cu - 3.63Mn
여기서, C, N, Cu, Mn은 각 원소의 중량 %이다.
전자부품용 소재에 있어서, 다양한 가공환경에 대한 강도를 확보할 필요가 있다. 본 발명에서는 Ni을 첨가하지 않고, 항복강도 증대에 효과적인 C, N 및 Cu의 함량을 제어하여 오스테나이트계 스테인리스강의 고강도화를 실현하고자 하였다.
본 발명자들은 식 (2)로 표현되는, C, N 및 Cu 함량을 포함한 항복강도 예측식이 강의 강도를 잘 반영하고 있음을 알아내었으며, 식 (2)의 범위가 450이상일 경우 목적하는 강도를 확보할 수 있음을 발견하였다.
도 2는 Nieq에 따른 항복강도(MPa) 상관관계를 나타내는 그래프이다.
도 2를 참조하면, Ni 당량값이 40 이상일 경우에 오스테나이트 스테인리스강의 냉연소둔판의 항복강도가 450Mpa 이상을 만족함을 알 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (3)으로 표현되는 적층결함에너지가 41 mJ/m2 이상을 만족할 수 있다.
(3) SFE (mJ/m2) = 25.7+1.59(Ni+Cu)-0.85Cr+0.001Cr2+38.2N0 .5-2.8Si-1.34Mn+0.06Mn2
고강도와 함께 판재성형, 딥드로잉 등의 공정 용이성을 고려하여 오스테나이트계 스테인리스강의 연성을 확보할 필요가 있다.
오스테나이트상의 적층결함에너지(SFE, mJ/m2)는 오스테나이트상의 변형 기구를 제어하는 것으로 알려져 있다. 통상적으로 오스테나이트상의 적층결함에너지는 단상의 오스테나이트계 스테인리스강인 경우, 외부에서 부가한 소성 변형 에너지가 오스테나이트상의 변형에 기여하는 정도를 나타낸다.
일반적으로, 적층결함에너지가 낮을수록 오스테나이트상에서 엡실론 마르텐사이트상 형성 후 강의 가공경화에 기여하는 소성 유기 마르텐사이트상이 형성되는 정도가 증가한다.
적층결함에너지가 중간 정도인 경우, 오스테나이트상에서 기계적 쌍정이 형성된다. 중간 정도의 적층결함에너지 경우, 이들 쌍정의 교차점에서 소성유기 마르텐사이트상이 형성되어, 가해진 소성 변형 에너지가 기계적으로 상변화를 초래하여 오스테나이트상에서 마르텐사이트상으로 변태를 일으킨다. 따라서 스테인리스강의 경우 상당히 광범위한 범위에서 중간상(엡실론 마르텐사이트상 또는 기계적 쌍정)의 차이점만 제외하고 소성 유기 마르텐사이트상이 형성된다고 알려져 있다. 따라서, 적층결함에너지가 41mJ/m2 미만인 경우는 오스테나이트상에서 엡실론 마르텐사이트상 형성된 후 소성 유기 마르텐사이트상이 형성되거나, 오스테나이트상에서 기계적 쌍정이 형성된 후 소성 유기 마르텐사이트상이 형성된다.
그러나 적층결함에너지가 41mJ/m2 이상의 경우에는, 기계적 쌍정이나 엡실론 마르텐사이트상의 형성 없이 전위이동에 의하여 변형이 진행되기 때문에 오스테나이트상에서 마르텐사이트상으로의 변태가 잘 이루어지지 않는다고 알려져 있다.
본 발명자들은 식 (3)으로 표현되는 오스테나이트상의 적층결함에너지가 41 mJ/m2 이상인 경우는 투과전자 현미경을 이용하여 조사한 결과, 소성 변형 후 마르텐사이트상의 형성이 관찰되지 않음을 확인할 수 있었다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 오스테나이트계 스테인리스강은 표층으로부터 2nm 이내 영역에서, Cu + Mn 함량이 0.2% 이상일 수 있다.
전자부품 용도로 사용되는 오스테나이트계 스테인리스강에서 표면전도성은 중요한 인자이다. 본 발명에서는 Cu 와 Mn의 함량을 제어하여, 부동태 피막의 두께 2nm 이내 영역 내에서 Cu + Mn 함량이 0.2% 이상일 때 표면저항이 10mΩcm2 이하로 나타남을 확인할 수 있었다. 이는 Cu와 Mn이 Cr산화물층으로 구성되는 부동태 피막에 일부 치환 고용됨으로써 전자 이동도가 증가하여 표면전도성이 증가하는 것으로 파악하였다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.
실시예
표 1과 같이 강의 각 성분의 함량을 변경하면서 50kg 잉곳(Ingot) 캐스팅을 통해 스테인리스 강재를 생산하였다. 잉곳을 1250℃에서 3시간 가열후, 열간압연을 실시하여 4mm두께의 열연재를 생산하였다. 열연재는 냉간압연을 실시하여 최종 두께 2.5mm 로 가공하여 1100℃ 에서 대기중에 30초 동안 소둔을 실시한 후, 산세하였다.
이와 같은 방법으로 제조된 시편에 대해 인장시험을 통해 항복강도(YS, Mpa)를 측정하여 항복강도 예측식과 비교하였다. 또한 비커스 경도시험을 통해 경도(Hv)를 측정하였다.
C N Si Mn S Cr Cu Ni Ni eq
발명강 1 0.095 0.3 1.16 18 0.0075 14.9 2.04 - 40.268
발명강 2 0.095 0.32 1.01 18.1 0.0066 13.5 1.03 - 40.0825
발명강 3 0.095 0.36 1.05 17.9 0.0068 13.1 1.03 - 40.9705
발명강 4 0.092 0.31 1.19 20 0.0067 17.6 2.08 - 44.4317
발명강 5 0.093 0.36 0.82 18.1 0.0068 15.3 1.49 - 42.5048
비교강 1 0.06 0.04 0.4 1.5 0.007 18.2 0.12 8.1 23.745
비교강 2 0.1 0.1 0.8 17 0.008 18 0.5 4 38.45
비교강 3 0.05 0.1 0.4 10 0.009 15 　- 6 30.38
표 1에 따른 발명강 및 비교강을 실험에 사용하였다.
2.5mm 냉간압연이 된 시편은 실제 전자부품 소재의 성형품 내의 비자성, 표면저항 특성을 모사하기 위하여 70% 냉간 압하율로 냉간압연하여 0.75mm 두께의 냉간압연 판재를 제조하였다. 페라이트스코프 장비를 활용하여 제조된 냉간압연 판재의 페라이트 함량(%)를 측정하였으며, 투자율 측정장비(FERROMASTER)를 활용하여 투자율을 측정하였다.
또한, GDS(Glow Discharge Spectrometer) 분석장비를 활용하여 냉간압연 판재의 표층부로부터 2nm 지점에서의 부동태 피막 내의 Mn+Cu(중량%)를 분석하였다.
표면저항은 금이 도금된 Cu-plate(면적2cm2)를 냉간압연 판재의 상/하면에 배치하고, 압력을 10N/cm2 인가하여 DC 4 단자법으로 저항을 측정하여 표면저항 값으로 나타내었다. 표면저항 측정기준은 10mΩcm2 미만은 양호, 그 이상은 미흡한 것으로 평가하였다.
각각의 성분에서 오스테나이트 스테인리스강의 적층결함에너지(SFE), 페라이트 함량, 투자율, 항복강도 예상값 및 실제값, 경도, 표층부 2nm 지점의 Mn+Cu 함량 및 표면저항 평가결과를 하기 표 2에 나타내었다.
페라이트함량(%) 투자율 YS(Mpa) 예측식 YS(Mpa)실측치 경도(Hv) SFE(mJ/m2) 표층부 2nm지점의Mn+Cu(중량 %) 표면저항(mΩcm2)
실시예 1 0 1.002 496.421 496 238 42.5 1.2 4.8(양호)
실시예 2 0 1.001 504.4715 498 234 43.3 0.8 6(양호)
실시예 3 0 1.001 529.3975 529 232 44.4 0.7 5.9(양호)
실시예 4 0 1.001 489.426 489 219 45.5 1.1 5(양호)
실시예 5 0.08 1.004 526.3965 526 229 44.4 0.5 6.8(양호)
비교예 1 50이상 5.2 293.41 262 160 28.4 0.001 35(미흡)
비교예 2 0.26 1.1 368.795 369 196 33.8 0.002 33(미흡)
비교예 3 0.26 2.5 286.27 370 180 30.3 0.0001 45(미흡)
도 1은 Nieq에 따른 투자율 상관관계를 나타내는 그래프이다.
도 1 및 표 2를 참조하면, 실시예들의 경우 비교예들과 비교하여 식(1)로 표현되는 Nieq 값이 40 이상을 만족하여, 투자율은 1.005 이하로 나타나 비자성 특성을 만족함을 확인할 수 있다.
도 2는 Nieq에 따른 항복강도(MPa) 상관관계를 나타내는 그래프이다.
도 1 및 표 2를 참조하면, 실시예들의 경우 비교예들과 비교하여 식(1)로 표현되는 Nieq 값이 40 이상을 만족하여, 항복강도는 450 MPa 이상, 경도는 215 Hv 이상을 만족함을 확인할 수 있다. 또한, 표 2를 참조하면 발명강들의 경우, 항복강도의 예측식과 항복강도 실측치 사이의 차이가 극미하여, 식 (2)가 오스테나이트계 스테인리스강의 강도를 잘 반영하고 있음을 알 수 있다.
또한, 실시예들의 경우 비교예들과 비교하여 적층결함에너지(SFE)값이 41 mJ/m2 이상으로 나타나 소성 변형 후 마르텐사이트상의 형성을 억제하여 연성을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 표층으로부터 2nm 이내 영역에서 Cu + Mn 함량이 0.2% 이상으로 Cu 및 Mn의 농축이 발생하여 표면저항은 10mΩcm2 이하로 측정되었다. 즉, 표면전도성이 향상됨을 확인할 수 있다.
이에 비해, 비교예 1에서는 Ni을 8.1% 포함하였지만, Mn 함량이 1.5%로 과도하게 낮아, Nieq 값은 40에 미달하였다. 구체적으로, 표 1 및 표 2를 참조하면, 비교예 1의 경우 Nieq 값이 23.745로 본 발명 범위를 벗어나, 투자율이 5.2로 자성 일 뿐만 아니라 450 MPa 이상의 고강도 및 목적하는 표면전도성을 확보할 수 없었다.
표 1 및 표 2를 참조하면, 비교예 2의 경우에는 C, Si, Mn 함량이 본 발명의 범위를 만족하나, Nieq 값이 38.45로 40에 미달하여, 투자율이 1.1로 목적하는 비자성 특성을 확보할 수 없을 뿐만 아니라 450 MPa 이상의 고강도 및 목적하는 표면전도성을 확보할 수 없었다.
표 1 및 표 2를 참조하면, 비교예 3의 경우에도 Nieq 값이 30.38로 40에 미달하여, 투자율이 2.5로 목적하는 비자성 특성을 확보할 수 없을 뿐만 아니라 450 MPa 이상의 고강도 특성을 확보할 수 없었다.
또한, 비교예 3의 경우에는 Mn과 함께 부동태 피막 내에 고용되는 Cu가 미첨가되어 표층으로부터 2nm 이내 영역에서 Cu + Mn 함량이 0.0001% 이며, 이에 따라 표면저항은 45mΩcm2로 측정되어 목적하는 표면전도성을 확보할 수 없었다.
본 발명의 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 Ni첨가 없이 함량원소를 제어하여 소성유기 마르텐사이트를 억제하고, 응고 시 δ-페라이트 함량을 제어하여 강도, 표면전도성을 높이면서도 비자성 특성을 확보할 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 표면전도성이 향상된 비자성 오스테나이트계 스테인리스강은 전자부품용 소재에 적용 가능하다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.07 내지 0.2%, N: 0.15 내지 0.4%, Si: 0.8 내지 2%, Mn: 16 내지 22%, S: 0.01% 이하(0 제외), Cr: 12.5 내지 20%, Cu: 1 내지 3%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 (1)을 만족하는 오스테나이트계 스테인리스강.
    (1) Ni + 0.65Cr + 1.05Mn + 0.35Si + 12.6C + 33.6N ≥ 40
    여기서, Ni, Cr, Mn, Si, C, N는 각 원소의 중량% 이다.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 식 (2)로 표현되는 항복강도가 450 MPa 이상인 오스테나이트계 스테인리스강.
    (2) 항복강도(MPa) = 185 + 1977C + 605N + 3.65Cu - 3.63Mn
    여기서, C, N, Cu, Mn은 각 원소의 중량% 이다.
  3. 제1항에 있어서,
    70% 냉간가공후 측정된 페라이트 함량이 0.1% 이하인 오스테나이트계 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    70% 냉간 가공에서도 투자율이 1.005 이하인 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 제1항에 있어서,
    하기 식 (3)으로 표현되는 적층결함에너지(SFE)가 41 mJ/m2 이상인 오스테나이트계 스테인리스강.
    (3) SFE (mJ/m2) = 25.7+1.59(Ni+Cu)-0.85Cr+0.001Cr2+38.2N0 .5-2.8Si-1.34Mn+0.06Mn2
    (여기서, Ni, Cu, Cr, N, Si, Mn은 각 원소의 중량% 이다. )
  6. 제1항에 있어서,
    냉간압연재 경도(Hv) 값이 215이상인 것을 특징으로 하는 오스테나이트계 스테인리스강.
  7. 제1항에 있어서,
    부동태 피막 2nm 이내 영역내 Cu+Mn 함량이 0.2% 이상인 오스테나이트계 스테인리스강.
  8. 제7항에 있어서,
    표면저항이 10mΩcm2 미만인 오스테나이트계 스테인리스강.
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