WO2020085862A1 - 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2020085862A1
WO2020085862A1 PCT/KR2019/014194 KR2019014194W WO2020085862A1 WO 2020085862 A1 WO2020085862 A1 WO 2020085862A1 KR 2019014194 W KR2019014194 W KR 2019014194W WO 2020085862 A1 WO2020085862 A1 WO 2020085862A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
scale
area
austenite
Prior art date
Application number
PCT/KR2019/014194
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
이운해
이동호
김성규
강상덕
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to EP19875537.3A priority Critical patent/EP3872211A4/en
Priority to CN201980069675.2A priority patent/CN112955577B/zh
Priority claimed from KR1020190133779A external-priority patent/KR102290103B1/ko
Publication of WO2020085862A1 publication Critical patent/WO2020085862A1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic high-manganese steel and a method for manufacturing the same, in detail, while having excellent cryogenic toughness, and having a uniform surface scale peelability, the surface quality of the austenitic high-manganese steel is excellent. It is about.
  • the austenitic high-manganese steel material is characterized by having high toughness by stabilizing austenite in an ambient or cryogenic environment by adjusting the contents of manganese (Mn) and carbon (C), which are elements that enhance the stability of austenite.
  • the austenitic high manganese steel contains a certain amount of manganese (Mn) having a strong oxidizing property, and thus exhibits a tendency to easily generate surface scale.
  • Mn manganese
  • the primary scale formed during slab reheating is mostly removed by high-pressure water injection before hot rolling, so the effect of the primary scale on the subsequent process is not significant.
  • the secondary scale formed during hot rolling is subjected to a descaling process after hot rolling, the scale cannot be completely removed and thus affects subsequent processes.
  • the secondary scale is formed thickly, or when the secondary scale is not uniformly peeled during descaling, a problem may occur in which the work efficiency is lowered when the steel material is transferred.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication No. 10-2015-0075324 (2015.07.03. Public)
  • an austenitic high-manganese steel material for excellent cryogenic scale peelability and a method for manufacturing the same can be provided.
  • Austenitic high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale exfoliation according to one aspect of the present invention, in weight percent, C: 0.2-0.5%, Mn: 23-28%, Si: 0.05-0.5%, P: 0.03 % Or less, S: 0.005% or less, Al: 0.5% or less, Cr: 3 to 4%, residual Fe and other unavoidable impurities, 95% by area or more of austenite as a microstructure, and steel surface before descaling In the unscaled fraction of scale may be 30 area% or less (including 0 area%).
  • the steel material may further include at least one selected from Cu: 1% or less (excluding 0%) and B: 0.0005 to 0.01% by weight.
  • the scale unpeeling fraction on the surface of the steel before descaling may be 10 area% or less (including 0 area%).
  • the average grain size of the austenite may be 5 to 150 ⁇ m.
  • Charpy impact toughness at -196 ° C of the steel may be 90 J or more (based on 10 mm specimen thickness).
  • the yield strength of the steel material may be 400 MPa or more, tensile strength 800 MPa or more, and elongation 40% or more.
  • a method of manufacturing austenite-based high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale peelability according to an aspect of the present invention, in weight percent, C: 0.2 to 0.5%, Mn: 23 to 28%, Si: 0.05 to 0.5%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.5% or less, Cr: 3-4%, slab containing residual Fe and other inevitable impurities is reheated at a temperature range of 1050 to 1300 ° C, and the reheated
  • the slab is hot rolled at a finish rolling temperature of 900 to 950 ° C to provide an intermediate material, the intermediate material is cooled to a temperature range of 600 ° C or less at a cooling rate of 1 to 100 ° C / s, and the cooled intermediate material is subjected to short blasting. Descaling the surface scale of can provide the final material.
  • the slab may further include one or more selected from Cu: 1% or less (excluding 0%) and B: 0.0005 to 0.01% by weight.
  • the area fraction of the unscaled region on the surface of the final material before the descaling may be 30 area% or less (including 0 area%).
  • an austenitic high-manganese steel material having excellent cryogenic toughness and a uniform scale peeling property and having excellent surface quality and a method for manufacturing the same.
  • 1 is a view showing the results of measuring the weight while heating the specimens of chromium (Cr) -added steel and chromium (Cr) -free steel to 1100 ° C, respectively.
  • the present invention relates to an austenite-based high-manganese steel for excellent cryogenicity and a method for manufacturing the same, and the following describes preferred embodiments of the present invention.
  • the embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided to those skilled in the art to further detail the present invention.
  • Austenitic high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale peelability is C: 0.2 to 0.5%, Mn: 23 to 28%, Si: 0.05 to 0.5%, P: 0.03% or less, S : 0.005% or less, Al: 0.5% or less, Cr: 3 to 4%, balance Fe and other unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is an effective element for stabilizing austenite of steel materials and securing strength by solid solution strengthening. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the carbon (C) content to 0.2% in order to secure low-temperature toughness and strength. That is, when the carbon (C) content is less than 0.2%, the stability of austenite is insufficient to obtain a stable austenite at cryogenic temperatures, and it is easy to process organic transformation into ⁇ -martensitic and ⁇ '-martensitic due to external stress. This is because it can reduce the toughness and strength of steel materials.
  • the carbon (C) content exceeds a certain range, the toughness of the steel may be rapidly deteriorated due to the precipitation of carbides, and the strength of the steel may be excessively high, thereby significantly reducing the workability of the steel.
  • the upper limit of the content can be limited to 0.5%. Therefore, the carbon (C) content of the present invention may be 0.2 to 0.5%.
  • the preferred carbon (C) content may be 0.3 to 0.5%, and the more preferred carbon (C) content may be 0.35 to 0.5%.
  • Manganese (Mn) is an important element that plays a role in stabilizing austenite, so the present invention can limit the lower limit of the manganese (Mn) content to 23% to achieve this effect. That is, the present invention can effectively increase the stability of austenite because it contains 23% or more of manganese (Mn), thereby suppressing the formation of ferrite, ⁇ -martensite and ⁇ '-martensite, thereby improving the low-temperature toughness of steel. It can be secured effectively.
  • the manganese (Mn) content exceeds a certain level range, the effect of increasing the stability of austenite is saturated, while the manufacturing cost is greatly increased, and surface oxidation may be deteriorated due to excessive internal oxidation during hot rolling.
  • the present invention can limit the upper limit of the manganese (Mn) content to 28%. Therefore, the manganese (Mn) content of the present invention may be 23 to 28%, and a more preferable manganese (Mn) content may be 23 to 25%.
  • Silicon (Si) is an element that is indispensably added in trace amounts as a deoxidizer, such as aluminum (Al).
  • a deoxidizer such as aluminum (Al).
  • silicon (Si) is excessively added, an oxide is formed at a grain boundary to reduce high temperature ductility, and there is a fear that surface quality may be lowered by causing cracks, etc., so that the present invention has an upper limit of the silicon (Si) content. It can be limited to 0.5%.
  • an excessive cost is required to reduce the silicon (Si) content in the steel, and the present invention can limit the lower limit of the silicon (Si) content to 0.05%. Therefore, the silicon (Si) content of the present invention may be 0.05 to 0.5%.
  • Phosphorus (P) is an element that is easily segregated and causes cracking during casting or degrades weldability. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.03% in order to prevent deterioration of castability and deterioration of weldability. In addition, the present invention does not specifically limit the lower limit of the phosphorus (P) content, but may also limit the lower limit to 0.001% in consideration of the steelmaking burden.
  • Sulfur (S) is an element that causes hot brittle defects by inclusion formation. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.005% to suppress the occurrence of hot embrittlement. In addition, the present invention does not specifically limit the lower limit of the sulfur (S) content, but may also limit the lower limit to 0.0005% in consideration of the steelmaking burden.
  • Aluminum (Al) is a representative element added as a deoxidizer. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the aluminum (Al) content to 0.001%, more preferably the lower limit of the aluminum (Al) content to 0.005% to achieve this effect.
  • aluminum (Al) may form precipitates by reacting with carbon (C) and nitrogen (N), and the hot workability may be deteriorated by these precipitates, and the present invention provides an upper limit of the aluminum (Al) content. It can be limited to 0.05%.
  • the upper limit of the more preferable aluminum (Al) content may be 0.045%.
  • Chromium (Cr) is a winso that stabilizes austenite up to a range of an appropriate addition amount, thereby contributing to the improvement of impact toughness at low temperatures, and is employed in austenite to increase the strength of steel.
  • chromium is also an element that improves the corrosion resistance of steel materials. Therefore, the present invention can add more than 3% chromium (Cr) to achieve this effect.
  • Cr is concentrated on the surface side of the base material, thus exhibiting a different surface scale behavior from that of the non-Cr steel, and scale exfoliation uniformity can be secured due to the surface thickening of chromium (Cr). have.
  • chromium (Cr) can be uniformly distributed in the surface layer of the steel, thereby ensuring uniform scale peelability.
  • chromium (Cr) is a carbide-forming element, and is also an element that forms a carbide at the austenite grain boundary to reduce low-temperature impact, so the present invention takes into account the content relationship with carbon (C) and other elements added together
  • the upper limit of the chromium (Cr) content may be limited to 4%. Therefore, the chromium (Cr) content of the present invention may be 3 to 4%, and a more preferable chromium (Cr) content may be 3 to 3.8%.
  • Austenitic high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale peelability according to one aspect of the present invention, by weight, Cu: 1% or less (excluding 0%) and B: 0.0005 to 0.01% or more. It may further include.
  • Copper (Cu) is an element that stabilizes austenite together with manganese (Mn) and carbon (C), and is an element that effectively contributes to the improvement of low-temperature toughness of steel materials.
  • copper (Cu) is a very low solid solution in carbide and has a slow diffusion in austenite, it is concentrated at the interface between austenite and carbide to surround the nucleus of fine carbide to further diffuse carbon (C). It is an element that effectively suppresses the formation and growth of carbides. Therefore, in the present invention, copper (Cu) is added to secure low-temperature toughness, and the lower limit of the preferred copper (Cu) content may be 0.3%. The lower limit of the more preferred copper (Cu) content may be 0.4%.
  • the present invention may limit the upper limit of the content of copper (Cu) to 1%. Therefore, the copper (Cu) content of the present invention may be 1% or less (excluding 0%), and the upper limit of the more preferable copper (Cu) content may be 0.7%.
  • Boron (B) is a grain boundary strengthening element for strengthening the austenite grain boundary, and is an element capable of effectively lowering the high temperature cracking sensitivity of steel materials by strengthening the austenite grain boundary even with a small amount added. Therefore, in order to achieve this effect, the present invention can add more than 0.0005% boron (B).
  • the lower limit of the preferred boron (B) content may be 0.001%, and the lower limit of the more preferred boron (B) content may be 0.002%.
  • the content of boron (B) exceeds a certain range, it causes segregation at the austenite grain boundary, thereby increasing the sensitivity of high temperature cracking of the steel, so the surface quality of the steel may be lowered.
  • the upper limit of the content can be limited to 0.01%.
  • the upper limit of the preferred boron (B) content may be 0.008%, and the upper limit of the more preferred boron (B) content may be 0.006%.
  • the austenite-based high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale peelability may contain the balance of Fe and other inevitable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities may be inevitably mixed from the raw material or the surrounding environment, and thus cannot be entirely excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the art, they are not specifically mentioned in this specification.
  • addition of effective ingredients other than the above composition is not excluded.
  • the austenite-based high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale exfoliation may include 95% by area or more of austenite as a microstructure, thereby effectively securing cryogenic toughness of the steel.
  • the average grain size of austenite may be 5 to 150 ⁇ m.
  • the average grain size of austenite that can be implemented in the manufacturing process is 5 ⁇ m or more, and when the average grain size is greatly increased, the strength of the steel material may be lowered, so the grain size of austenite may be limited to 150 ⁇ m or less.
  • the austenite-based high-manganese steel for cryogenic properties having excellent scale peelability may include carbide and / or ⁇ -martensitic as a possible structure in addition to austenite.
  • carbide and / or ⁇ -martensite exceeds a certain level, the toughness and ductility of the steel may be rapidly reduced.
  • the fraction of carbide and / or ⁇ -martensite is less than 5 area%. Can be limited.
  • the austenite-based high-manganese steel for cryogenic properties having excellent scale peelability according to an aspect of the present invention may have a fraction of an area where the scale is not peeled on the surface of the steel after hot rolling and cooling of 30 area% or less (including 0 area%). .
  • the fraction of the unscaled region on the surface of the steel material after hot rolling and cooling may be 10 area% or less (including 0 area%). Therefore, the austenite-based high-manganese steel for cryogenic properties, which has excellent scale peelability according to an aspect of the present invention, can ensure uniform scale peelability during descaling, and thus can secure excellent surface quality without a separate subsequent process. have.
  • This scale peeling behavior is expected to be a technical effect realized as a certain amount of chromium (Cr) is added to the steel.
  • Austenitic high-manganese steel for cryogenic properties with excellent scale peelability has a yield strength of 400 MPa or more, a tensile strength of 800 MPa or more, an elongation of 40% or more, and Charpy impact toughness at -196 ° C of 90 J or more As a reference (based on a thickness of 10 mm specimens), structural steels particularly suitable for cryogenic environments can be provided.
  • the austenite-based high-manganese steel material for excellent cryogenicity of the scale exfoliation of the present invention is in weight percent, in weight percent, C: 0.2 to 0.5%, Mn: 23 to 28%, Si: 0.05 to 0.5%, P: 0.03 % Or less, S: 0.005% or less, Al: 0.5% or less, Cr: 3 to 4%, slab containing residual Fe and other inevitable impurities is reheated in a temperature range of 1050 to 1300 ° C, and the reheated slab is 900 Hot rolling at a finish rolling temperature of ⁇ 950 ° C to provide an intermediate material, cooling the intermediate material to a temperature range of 600 ° C or less at a cooling rate of 1 to 100 ° C / s, and surface scale of the cooled intermediate material by shot blasting It can be produced by descaling to provide the final material.
  • the slab provided in the manufacturing method of the present invention corresponds to the steel composition of the austenitic high-manganese steel described above
  • the description of the steel composition of the slab is replaced by the description of the steel composition of the austenitic high-manganese steel described above. do.
  • the slab provided with the above-described steel composition can be reheated in a temperature range of 1050 to 1300 ° C.
  • the reheating temperature is less than a certain range, a problem that an excessive rolling load is applied during hot rolling may occur, or a problem that an alloy component is not sufficiently dissolved may occur. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the slab reheating temperature range to 1050 ° C.
  • the reheating temperature exceeds a certain range, there is a fear that the grains may grow excessively and the strength may decrease or the hot rolling property of the steel material may deteriorate due to reheating exceeding the solidus temperature of the steel material.
  • the upper limit of the reheating temperature range can be limited to 1300 ° C.
  • the hot rolling process includes a rough rolling process and a finish rolling process, and the reheated slab can be hot rolled and provided as an intermediate material.
  • the hot finish rolling is preferably performed in a temperature range of 900 ⁇ 950 °C.
  • Chromium (Cr) added steel is a specimen of steel with 3.4% chromium (Cr) added, and chromium (Cr) -free steel does not artificially add chromium (Cr) (i.e., chromium (Cr) content is 0). %) Means a specimen of steel. As shown in FIG.
  • the degree of oxidation may be divided into a step A with a weight increase of 2% or less, a step B with a weight increase of 2% or more, a step B with a weight increase of 5% or less, and a C step with a weight increase of more than 5%.
  • step B starts at around 850 ° C and step C starts at around 920 ° C, whereas for chromium (Cr) added steel, step B starts at around 900 ° C. , It can be seen that the C step starts around 980 ° C. That is, the surface oxidation of the chromium (Cr) -added steel and chromium (Cr) -free steel does not occur below a certain temperature range, but after a certain temperature range, the chromium (Cr) -added steel is lower than that of chromium (Cr) -free steel. It can be confirmed that it exhibits a surface oxidation tendency.
  • the present invention can limit the finish hot rolling to a range of 900 to 950 ° C in consideration of the chromium (Cr) content added in the steel, desired tensile strength, and low temperature properties.
  • the hot rolled intermediate material can be cooled to a cooling stop temperature of 600 ° C. or less at a cooling rate of 1 to 100 ° C./s.
  • the cooling rate is less than a certain range, the ductility of the steel material may be reduced due to carbides precipitated at the grain boundary during cooling, and thus deterioration of abrasion resistance may be a problem. Therefore, the present invention can limit the cooling rate of the hot rolled material to 10 ° C / s or more. have.
  • the present invention sets the upper limit of the cooling rate to 100 ° C. Can be limited to / s. In the cooling of the present invention, accelerated cooling may be applied.
  • the present invention can limit the cooling stop temperature to 600 ° C. or less. have.
  • a descaling process to remove scale formed on the surface of the intermediate material during cooling or after cooling may be performed.
  • Short blasting may be used for descaling, and short blasting conditions applied in the production of ordinary high-manganese steel may be applied.
  • the austenitic high-manganese steel prepared as described above contains 95% by area or more of austenite, can have a yield strength of 400MPa or more, a tensile strength of 800MPa or more, an elongation of 40% or more, and Charpy impact toughness at -196 ° C. This may be 90J or more (based on a 10mm specimen thickness).
  • austenite-based high-manganese steel prepared as described above may have a fraction of an area where the scale is not peeled off from the surface of the steel before cooling and descaling after 30% or less (including 0 area%), preferably, The fraction of unscaled areas on the surface of the steel material before scaling may be 10 area% or less (including 0 area%).
  • a slab provided with the alloy composition of Table 1 was prepared, and each specimen was manufactured by applying the manufacturing process of Table 2.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는, 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하며, 디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일 미박리 분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다.

Description

스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
본 발명은 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 극저온 인성이 우수하면서도, 균일한 표면 스케일 박리성을 구비하여 표면품질이 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 고망간 강재는 오스테나이트의 안정성을 높여주는 원소인 망간(Mn)과 탄소(C)의 함량을 조율하여 상온 또는 극저온의 환경에서도 오스테나이트가 안정하여 높은 인성을 가지는 특징이 있다.
오스테나이트계 고망간 강재는 산화성이 강한 망간(Mn)을 일정 함량 이상 포함하므로, 표면 스케일이 쉽게 발생하는 경향성을 나타낸다. 통상적인 오스테나이트계 고망간 강재의 제조에 있어서, 슬라브 재가열 시 형성된 1차 스케일은 열간압연 전의 고압수 분사에 의해 대부분 제거되므로, 1차 스케일이 후속 공정에 미치는 영향은 크지 않다. 다만, 열간압연 시에 형성된 2차 스케일은 열간압연 후의 디스케일링 공정에 의하더라도, 스케일이 완전히 제거되지 못하여 후속 공정에 영향을 미치게 된다. 특히, 2차 스케일이 두껍게 형성되거나, 디스케일링 시 2차 스케일의 균일 박리가 이루어지지 않는 경우, 강재 이송 시 작업 효율을 떨어뜨리는 문제가 발생할 수 있다. 또한, 불균일한 스케일 박리는 강재의 외관 측면에서 바람직하지 않으므로, 그라인딩 등의 추가 공정이 필수적으로 수반되어 생산성 및 경제성 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 극저온인성이 우수하면서도, 균일한 스케일 박리성을 구비하여 표면품질이 우수한 오스테나이트계 고망간 강재의 개발이 요구되는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제10-2015-0075324호 (2015.07.03. 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는, 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하며, 디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일 미박리 분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, Cu: 1% 이하(0% 제외) 및 B: 0.0005~0.01% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일 미박리 분율이 10면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다.
상기 오스테나이트의 평균 결정립도는 5~150㎛일 수 있다.
상기 강재의 -196℃에서의 샤르피 충격인성이 90J 이상(10mm 시편 두께 기준)일 수 있다.
상기 강재의 항복강도는 400MPa 이상, 인장강도는 800MPa 이상, 연신율은 40% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재의 제조방법은, 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 재가열하고, 상기 재가열된 슬라브를 900~950℃의 마무리 압연 온도에서 열간압연하여 중간재를 제공하고, 상기 중간재를 1~100℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고, 숏 블라스팅에 의해 상기 냉각된 중간재의 표면 스케일을 디스케일링하여 최종재를 제공할 수 있다.
상기 슬라브는, 중량%로, Cu: 1% 이하(0% 제외) 및 B: 0.0005~0.01% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 냉각 후 상기 디스케일링 이전의 상기 최종재 표면에서 스케일이 미박리된 영역의 면적분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르면, 극저온인성이 우수하면서도, 균일한 스케일 박리성을 구비하여 표면품질이 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 크롬(Cr) 첨가강 및 크롬(Cr) 미첨가강의 시편을 각각 1100℃까지 승온시키면서 중량을 측정한 결과를 나타낸 도면이다.
도 2의 (a), (b) 및 (c)는 각각 시편 2, 시편 4 및 시편 9의 표면을 촬영한 사진이다.
본 발명은 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.2~0.5%
탄소(C)는 강재의 오스테나이트를 안정화시키고, 고용강화에 의해 강도를 확보하는데 효과적인 원소이다. 따라서, 본 발명은 저온인성 및 강도 확보를 위하여 탄소(C) 함량의 하한을 0.2%로 제한할 수 있다. 즉, 탄소(C) 함량이 0.2% 미만인 경우, 오스테나이트의 안정도가 부족하여 극저온에서 안정한 오스테나이트를 얻을 수 없으며, 외부 응력에 의해 쉽게 ε-마르텐사이트 및 α'-마르텐사이트로 가공유기변태를 일으켜 강재의 인성 및 강도를 감소시킬 수 있기 때문이다. 반면, 탄소(C) 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 탄화물 석출로 인하여 강재의 인성이 급격히 열화될 수 있으며, 강재의 강도가 지나치게 높아져 강재의 가공성이 현저히 저하될 수 있는바, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.2~0.5%일 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.3~0.5%일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.35~0.5%일 수 있다.
망간(Mn): 23~28%
망간(Mn)은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 중요한 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 망간(Mn) 함량의 하한을 23%로 제한할 수 있다. 즉, 본 발명은 23% 이상의 망간(Mn)을 포함하므로 오스테나이트의 안정도를 효과적으로 증가시킬 수 있으며, 그에 따라 페라이트, ε-마르텐사이트 및 α'-마르텐사이트의 형성을 억제하여 강재의 저온인성을 효과적으로 확보할 수 있다. 반면, 망간(Mn) 함량이 일정 수준 범위를 초과하는 경우, 오스테나이트의 안정도 증가 효과는 포화되는 반면 제조원가가 크게 증가하고, 열간압연 중 내부산화가 과도하게 발생하여 표면품질이 열위해질 수 있는바, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 28%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 23~28%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 23~25%일 수 있다.
규소(Si): 0.05~0.5%
규소(Si)는 알루미늄(Al)과 같이 탈산제로서 필수불가결하게 미량 첨가되는 원소이다. 다만, 규소(Si)가 과도하게 첨가되는 경우 입계에 산화물을 형성하여 고온연성을 감소시키고, 크랙 등을 유발하여 표면품질을 저하시킬 우려가 있는바, 본 발명은 규소(Si) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 반면, 강 중 규소(Si) 함량을 줄이기 위해서는 과도한 비용이 소요되는바, 본 발명은 규소(Si) 함량의 하한을 0.05%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 규소(Si) 함량은 0.05~0.5%일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하
인(P)은 쉽게 편석되는 원소로서 주조 시 균열발생을 유발하거나, 용접성을 저하시키는 원소이다. 따라서, 본 발명은 주조성 악화 및 용접성 저하를 방지하기 위하여 인(P) 함량의 상한을 0.03%로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명은 인(P) 함량의 하한을 특별히 제한하지는 않으나, 제강 부담을 고려하여 그 하한을 0.001%로 제한할 수도 있다.
황(S): 0.005% 이하
황(S)은 개재물 형성에 의해 열간취성 결함을 유발한 원소이다. 따라서, 본 발명은 열간취성 발생을 억제하기 위하여 황(S) 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명은 황(S) 함량의 하한을 특별히 제한하지는 않으나, 제강 부담을 고려하여 그 하한을 0.0005%로 제한할 수도 있다.
알루미늄(Al): 0.05% 이하
알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 대표적인 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직하게는 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)은 탄소(C) 및 질소(N)와 반응하여 석출물을 형성할 수 있으며, 이들 석출물에 의해 열간 가공성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 알루미늄(Al)의 함량의 상한은 0.045% 일 수 있다.
크롬(Cr): 3~4%
크롬(Cr)은 적정 첨가량의 범위까지는 오스테나이트를 안정화시켜 저온에서의 충격 인성 향상에 기여하며, 오스테나이트 내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 윈소이다. 또한, 크롬은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 3% 이상의 크롬(Cr)을 첨가할 수 있다. 더불어, 크롬(Cr) 첨가 강은 모재의 표면측에 Cr이 농화되어, Cr 미첨가 강과 상이한 표면 스케일 거동을 나타내며, 이와 같은 크롬(Cr)의 표면 농화에 기인하여 스케일 박리 규일성이 확보될 수 있다. 본 발명은 3% 이상의 크롬(Cr)을 포함하므로, 강재 표층부에 크롬(Cr)이 균일하게 분포될 수 있으며, 그에 따라 균일한 스케일 박리성을 확보할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)은 탄화물 형성 원소로서, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 저온 충격을 감소시키는 원소이기도 하므로, 본 발명은 탄소(C) 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 함량 관계를 고려하여 크롬(Cr) 함량의 상한을 4%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 크롬(Cr) 함량은 3~4% 일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량을 3~3.8%일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는, 중량%로, Cu: 1% 이하(0% 제외) 및 B: 0.0005~0.01% 중에서 선택되는 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
구리(Cu): 1% 이하(0% 제외)
구리(Cu)는 망간(Mn) 및 탄소(C)와 더불어 오스테나이트를 안정화시키는 원소로서, 강재의 저온인성 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 구리(Cu)는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내에서의 확산이 느린 원소이므로, 오스테나이트와 탄화물의 계면에 농축되어 미세한 탄화물의 핵 주위를 둘러싸게 됨으로써 탄소(C)의 추가적인 확산에 따른 탄화물의 생성 및 성장을 효과적으로 억제하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 저온인성 확보를 위해 구리(Cu)를 첨가하며, 바람직한 구리(Cu) 함량의 하한은 0.3%일 수 있다. 보다 바람직한 구리(Cu) 함량의 하한은 0.4%일 수 있다. 반면, 구리(Cu)의 함량이 1%를 초과하는 경우 강재의 열간가공성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 구리(Cu) 함량의 상한을 1%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 구리(Cu) 함량은 1% 이하(0% 제외)일 수 있으며, 보다 바람직한 구리(Cu) 함량의 상한은 0.7%일 수 있다.
붕소(B): 0.0005~0.01%
붕소(B)은 오스테나이트 입계를 강화하는 입계 강화 원소로서, 소량 첨가에 의하더라도 오스테나이트 입계를 강화하여 강재의 고온 균열 민감도를 효과적으로 낮출 수 있는 원소이다. 따라서, 이와 같은 효과를 달성하기 위하여, 본 발명은 0.0005% 이상의 붕소(B)를 첨가할 수 있다. 바람직한 붕소(B) 함량의 하한은 0.001%일 수 있으며, 보다 바람직한 붕소(B) 함량의 하한은 0.002%일 수 있다. 반면, 붕소(B)의 함량이 일정 범위를 초과하는 경우, 오스테나이트 입계에 편석을 유발하여 강재의 고온 균열 민감도를 증가시키므로, 강재의 표면 품질이 저하될 수 있는바, 본 발명은 붕소(B) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있다. 바람직한 붕소(B) 함량의 상한은 0.008%일 수 있으며, 보다 바람직한 붕소(B) 함량의 상한은 0.006%일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는 상기한 성분 이외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는 95면적% 이상의 오스테나이트를 미세조직으로 포함할 수 있으며, 그에 따라 강재의 극저온인성을 효과적으로 확보할 수 있다. 오스테나이트의 평균 결정립도는 5~150㎛일 수 있다. 제조 공정상 구현 가능한 오스테나이트의 평균 결정립도는 5㎛ 이상이며, 평균 결정립도가 크게 증가하는 경우 강재의 강도 저하가 우려되는바, 오스테나이트의 결정립도는 150㎛ 이하로 제한될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는 오스테나이트 이외에 존재 가능한 조직으로서 탄화물 및/또는 ε-마르텐사이트를 포함할 수 있다. 탄화물 및/또는 ε-마르텐사이트의 분율이 일정 수준을 초과하는 경우, 강재의 인성 및 연성이 급격히 저하될 수 있는바, 본 발명은 탄화물 및/또는 ε-마르텐사이트의 분율을 5면적% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는 열연 및 냉각 후의 강재 표면에서 스케일이 미박리된 영역의 분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다. 바람직하게는, 열연 및 냉각 후의 강재 표면에서 스케일이 미박리된 영역의 분율이 10면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는 디스케일링시 균일한 스케일 박리성을 확보할 수 있으며, 그에 별도의 후속 공정 없이도 우수한 표면품질을 확보할 수 있다. 이와 같은 스케일 박리 거동은 강재에 일정 량의 크롬(Cr)이 첨가됨에 따라 구현되는 기술적 효과로 예상된다.
본 발명의 일 측면에 따른 스케일 박리성이이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는 400MPa 이상의 항복강도, 800MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 연신율을 구비하며, -196℃에서의 샤르피 충격인성이 90J 이상(10mm 시편 두께 기준)으로, 극저온 환경에 특히 적합한 구조용 강재를 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재는, 중량%로, 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 재가열하고, 상기 재가열된 슬라브를 900~950℃의 마무리 압연 온도에서 열간압연하여 중간재를 제공하고, 상기 중간재를 1~100℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고, 숏 블라스팅에 의해 상기 냉각된 중간재의 표면 스케일을 디스케일링하여 최종재를 제공함으로써 제조될 수 있다.
슬라브 재가열
본 발명의 제조방법에 제공되는 슬라브는, 전술한 오스테나이트계 고망간 강재의 강 조성과 대응하므로, 슬라브의 강 조성에 대한 설명은 전술한 오스테나이트계 고망간 강재의 강 조성에 대한 설명으로 대신한다.
전술한 강 조성으로 제공되는 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 재가열 할 수 있다. 재가열 온도가 일정 범위 미만인 경우, 열간압연 중에 과도한 압연부하가 걸리는 문제가 발생하거나, 합금성분이 충분히 고용되지 않는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명은 슬라브 재가열 온도범위의 하한을 1050℃로 제한할 수 있다. 반면, 재가열 온도가 일정 범위를 초과하는 경우, 결정립이 과도하게 성장하여 강도가 저하되거나, 강재의 고상선 온도를 초과하여 재가열 됨으로써 강재의 열간압연성이 열위해질 우려가 있는바, 본 발명은 슬라브 재가열 온도범위의 상한을 1300℃로 제한할 수 있다.
열간압연
열간압연 공정은 조압연 공정 및 마무리 압연 공정을 포함하며, 재가열된 슬라브는 열간압연되어 중간재로 제공될 수 있다. 이때 열간 마무리 압연은 900~950℃의 온도범위에서 수행되는 것이 바람직하다.
도 1은 크롬(Cr) 첨가강 및 크롬(Cr) 미첨가강의 시편을 각각 1100℃까지 승온시키면서 중량을 측정한 결과를 나타낸 도면이다. 크롬(Cr) 첨가강은 3.4%의 크롬(Cr)이 첨가된 강재의 시편이며, 크롬(Cr) 미첨가강은 인위적으로 크롬(Cr)을 첨가하지 않은(즉, 크롬(Cr) 함량이 0%에 수렴하는) 강재의 시편을 의미한다. 도 1에 도시된 바와 같이 산화의 정도는, 중량 증가량이 2% 이하인 A 단계, 중량 증가량이 2% 초과, 5% 이하인 B 단계 및 중량 증가량이 5%를 초과하는 C 단계로 구분될 수 있다.
크롬(Cr) 미첨가강의 경우, B 단계가 약 850℃ 부근에서 시작되고, C 단계가 약 920℃ 부근에서 시작되는 반면, 크롬(Cr) 첨가강의 경우, B 단계가 약 900℃ 부근에서 시작되며, C 단계가 약 980℃ 부근에서 시작되는 것을 확인할 수 있다. 즉, 일정 온도범위 이하에서는 크롬(Cr) 첨가강 및 크롬(Cr) 미첨가강의 표면 산화가 발생하지 않으나, 일정 온도범위 이후에서는 크롬(Cr) 첨가강이 크롬(Cr) 미첨가강에 비해 낮은 표면산화 경향을 나타내는 것을 확인할 수 있다.
반면, 열간압연 시 표면 산화를 방지하기 위해서는 가급적 낮은 온도범위에서 열간압연을 실시하는 것이 바람직하지만, 열간 마무리 압연 온도가 일정 범위 미만인 경우 압연 하중 증가에 따른 과도한 압연부하가 문제될 수 있으며, 목적하는 저온 물성을 확보하지 못하는 문제점이 존재할 수 있다. 또한, 열간 마무리 압연 온도가 일정 범위를 초과하는 경우, 결정립이 조대하게 성장하여 목표하는 강도를 확보하지 못하는 문제점이 존재할 수 있다. 따라서, 본 발명은 강 중 첨가되는 크롬(Cr) 함량, 목적하는 인장강도 및 저온 물성 등을 고려하여 마무리 열간 압연를 900~950℃의 범위로 제한할 수 있다.
냉각
열간압연된 중간재는 1~100℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하의 냉각정지 온도까지 냉각될 수 있다. 냉각속도가 일정 범위 미만인 경우 냉각 도중 입계에 석출된 탄화물에 의해 강재의 연성 감소 및 이로 인한 내마모성의 열화가 문제될 수 있으므로, 본 발명은 열연재의 냉각속도를 10℃/s 이상으로 제한할 수 있다. 다만, 냉각속도가 빠를수록 탄화물 석출 억제 효과에는 유리하나, 통상의 냉각에 있어서 100℃/s를 초과하는 냉각속도는 설비 특성상 구현하기 어려운 사정을 고려하여, 본 발명은 냉각속도의 상한을 100℃/s로 제한할 수 있다. 본 발명의 냉각은 가속냉각이 적용될 수 있다.
또한, 10℃/s 이상의 냉각속도를 적용하여 중간재를 냉각하더라도, 높은 온도에서 냉각이 정지되는 경우 탄화물이 생성 및 성장될 가능성이 높으므로, 본 발명은 냉각 정지 온도를 600℃ 이하로 제한할 수 있다.
디스케일링
냉각 중 또는 냉각 종료 후 중간재의 표면에 형성된 스케일을 제거하는 디스케일링 공정이 수행될 수 있다. 디스케일링에는 숏 블라스팅이 이용될 수 있으며, 통상의 고망간 강재의 제작 시 적용되는 숏 블라스팅 조건이 적용될 수 있다.
상기와 같이 제조된 오스테나이트계 고망간 강재는 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하고, 400MPa 이상의 항복강도, 800MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 연신율을 구비할 수 있으며, -196℃에서의 샤르피 충격인성이 90J 이상(10mm 시편 두께 기준)일 수 있다.
또한, 상기와 같이 제조된 오스테나이트계 고망간 강재는 냉각 후 디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일이 미박리된 영역의 분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있으며, 바람직하게는, 디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일이 미박리된 영역의 분율이 10면적% 이하(0면적% 포함)일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성으로 구비되는 슬라브를 준비하였으며, 표 2의 제조공정을 적용하여 각 시편을 제작하였다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr P S Al Cu
강종 1 0.46 0.33 24.0 3.42 0.013 0.002 0.024 0.50
강종 2 0.45 0.28 24.1 3.21 0.014 0.001 0.024 0.43
강종 3 0.42 0.26 23.9 - 0.018 0.002 0.028 0.38
시편 No. 구분 슬라브 가열 열간압연 냉각속도(℃/s)
가열로 온도(℃) 추출온도(℃) 마무리압연온도(℃) 최종 두께(mm)
1 강종 1 1218 1169 900 25 25
2 강종 2 1225 1172 910 24 21
3 강종 1 1218 1165 925 38 26
4 강종 2 1225 1160 942 24 19
5 강종 2 1225 1162 918 22 21
6 강종 3 1220 1158 890 25 23
7 강종 3 1221 1160 932 25 22
8 강종 3 1220 1160 959 22 22
9 강종 2 1211 1154 969 40 20
10 강종 2 1215 1161 852 40 21
각 시편의 인장특성 및 충격인성을 평가하였으며, 그 결과를 표 3에 나타내었다. 각 시편의 인장특성은 ASTM A370데 따라 상온에서 시험을 진행하여 평가하였으며, 충격인성도 동일 규격의 조건에 따라 10mm 두께의 충격시편으로 가공하여 -196℃에서 측정하였다. 또한, 열연 및 냉각 후 촬영한 각 시편의 표면 사진을 기준으로 스케일 박리 영역 및 스케일 미박리 영역을 구분하여 표면 스케일 미박리 분율을 측정하였으며, 그 결과를 표 3에 함께 기재하였다. 이 때, 표면 스케일 미박리 분율이 10면적% 이하인 경우를 스케일 타입 I으로, 표면 스케일 미박리 분율이 10면적% 초과, 30면적% 이하인 경우를 스케일 타입 II로, 표면 스케일 미박리 분율이 30면적%를 초과하는 경우를 스케일 타입 III로 구분하였다.
시편 No. 구분 인장특성 C 방향충격인성(J, @-196℃) 스케일타입
항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%)
1 강종 1 485 868 57 105 I
2 강종 2 454 867 56 106 I
3 강종 1 483 872 59 108 II
4 강종 2 446 852 54 103 II
5 강종 2 471 878 57 98 II
6 강종 3 441 858 55 96 III
7 강종 3 425 851 56 101 III
8 강종 3 325 782 60 112 III
9 강종 2 351 792 66 125 III
10 강종 2 590 945 39 82 I
표 1 내지 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 공정 조건을 만족하는 시편 1 내지 5의 경우, 400MPa 이상의 항복강도, 800MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 연신율 및 90J 이상의 -196℃에서의 샤르피 충격인성(10mm 시편 두께 기준)을 만족할 뿐만 아니라, 시편 표면의 스케일 미박리 분율이 30면적% 이하인 반면, 본 발명의 합금조성 및 공정 조건을 만족하지 않는 시편 6 내지 10의 경우, 이들 물성 및 표면 특성을 동시에 만족하지 않는 것을 확인할 수 있다.
도 2의 (a), (b) 및 (c)는 각각 시편 2, 시편 4 및 시편 9의 표면을 촬영한 사진으로, 각 시편 표면의 스케일 박리 영역과 스케일 미박리 영역이 확연히 구분되는 것을 알 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하며,
    디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일 미박리 분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)인, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강재는, 중량%로, Cu: 1% 이하(0% 제외) 및 B: 0.0005~0.01% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 디스케일링 전의 강재 표면에서 스케일 미박리 분율이 10면적% 이하(0면적% 포함)인, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트의 평균 결정립도는 5~150㎛인, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 -196℃에서의 샤르피 충격인성이 90J 이상(10mm 시편 두께 기준)인, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강재의 항복강도는 400MPa 이상, 인장강도는 800MPa 이상, 연신율은 40% 이상인, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재.
  7. 중량%로, C: 0.2~0.5%, Mn: 23~28%, Si: 0.05~0.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.5% 이하, Cr: 3~4%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위에서 재가열하고,
    상기 재가열된 슬라브를 900~950℃의 마무리 압연 온도에서 열간압연하여 중간재를 제공하고,
    상기 중간재를 1~100℃/s의 냉각속도로 600℃ 이하의 온도범위까지 냉각하고,
    숏 블라스팅에 의해 상기 냉각된 중간재의 표면 스케일을 디스케일링하여 최종재를 제공하는, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, Cu: 1% 이하(0% 제외) 및 B: 0.0005~0.01% 중 선택되는 1종 이상을 더 포함하는, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 냉각 후 상기 디스케일링 직전의 상기 최종재 표면에서 스케일이 미박리된 영역의 면적분율이 30면적% 이하(0면적% 포함)인, 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재의 제조방법.
PCT/KR2019/014194 2018-10-25 2019-10-25 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법 WO2020085862A1 (ko)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP19875537.3A EP3872211A4 (en) 2018-10-25 2019-10-25 HIGH MANGANESE AUSTENITIC CRYOGENIC STEEL WITH EXCELLENT SCRUB PROPERTIES AND ITS MANUFACTURING PROCESS
CN201980069675.2A CN112955577B (zh) 2018-10-25 2019-10-25 氧化皮剥离性优异的超低温用奥氏体高锰钢材及其制备方法

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2018-0128506 2018-10-25
KR20180128506 2018-10-25
KR1020190133779A KR102290103B1 (ko) 2018-10-25 2019-10-25 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
KR10-2019-0133779 2019-10-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020085862A1 true WO2020085862A1 (ko) 2020-04-30

Family

ID=70331640

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2019/014194 WO2020085862A1 (ko) 2018-10-25 2019-10-25 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2020085862A1 (ko)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56163258A (en) * 1980-05-19 1981-12-15 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Descaling method for steel plate
JPS6077962A (ja) * 1983-10-03 1985-05-02 Ube Ind Ltd 粉砕機用の高マンガンオーステナイト鋼
KR20150075324A (ko) 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법
JP2016196703A (ja) * 2015-04-02 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
KR20170075657A (ko) * 2015-12-23 2017-07-03 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
KR20180074450A (ko) * 2016-12-23 2018-07-03 주식회사 포스코 극저온용 오스테나이트계 고 망간 강 및 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56163258A (en) * 1980-05-19 1981-12-15 Mitsubishi Heavy Ind Ltd Descaling method for steel plate
JPS6077962A (ja) * 1983-10-03 1985-05-02 Ube Ind Ltd 粉砕機用の高マンガンオーステナイト鋼
KR20150075324A (ko) 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법
JP2016196703A (ja) * 2015-04-02 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
KR20170075657A (ko) * 2015-12-23 2017-07-03 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
KR20180074450A (ko) * 2016-12-23 2018-07-03 주식회사 포스코 극저온용 오스테나이트계 고 망간 강 및 제조방법

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2017111510A1 (ko) 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
WO2016099191A1 (ko) 방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2018074887A1 (ko) 고강도 철근 및 이의 제조 방법
WO2019125083A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2018117712A1 (ko) 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법
WO2009145563A2 (ko) 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리 경화형 부재 및 이들의 제조방법
WO2018117646A1 (ko) 극저온 충격인성이 우수한 후강판 및 이의 제조방법
WO2018117614A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2020111856A2 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2021125858A2 (ko) 법랑용 강판 및 그 제조방법
WO2019132179A1 (ko) 고강도 고인성 열연강판 및 그 제조방법
WO2018117650A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2020111857A1 (ko) 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법
WO2020085852A1 (ko) 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085862A1 (ko) 스케일 박리성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2022139214A1 (ko) 강도 및 내식성이 향상된 마르텐사이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2019125076A1 (ko) 우수한 경도와 충격인성을 갖는 내마모강 및 그 제조방법
WO2016072679A1 (ko) 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2020085861A1 (ko) 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085847A1 (ko) 표면품질 및 응력부식균열 저항성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085864A1 (ko) 내부식성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2021261884A1 (ko) 생산성 및 원가 절감 효과가 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
WO2020130614A2 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
WO2020085858A1 (ko) 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085855A1 (ko) 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19875537

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019875537

Country of ref document: EP

Effective date: 20210525