WO2021045371A1 - 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강 - Google Patents

충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강 Download PDF

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WO2021045371A1
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impact toughness
stainless steel
corrosion resistance
austenitic stainless
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김지수
조규진
이만재
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Definitions

  • the present invention relates to a high corrosion resistance austenitic stainless steel excellent in impact toughness and hot workability.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention can be applied as a material for industrial facilities such as desulfurization facilities, heat exchangers, desalination facilities, food and beverage facilities.
  • Austenitic stainless steel is used in a wide range because it has excellent corrosion resistance, workability and weldability.
  • STS 316 stainless steel with improved corrosion resistance by adding 2% of Mo to STS 304 stainless steel represented by the composition of 18Cr-8Ni is applied to various fields such as kitchens, home appliances, and industrial facilities.
  • Corrosion resistance of an austenitic stainless steel can be ensured by adding elements such as Cr, Mo, and N.
  • elements such as Cr, Mo, and N.
  • intermetallic compounds such as ⁇ phase are precipitated in the matrix structure, thereby reducing corrosion resistance and impact toughness, and remarkably reducing hot workability.
  • Patent Documents 1 and 2 disclose a technique of suppressing formation of a sigma phase by adding tungsten (W) instead of Mo.
  • W tungsten
  • the high-alloy austenitic stainless steel should generally have a component within the standard range, it is not preferable to add W instead of Mo.
  • W another intermetallic compound
  • a chi ( ⁇ ) phase may be precipitated.
  • Patent Document 3 the ⁇ phase is controlled by adjusting the component so that the value of the sigma ( ⁇ ) equivalent (SGR) represented by the following equation is 18 or less.
  • SGR sigma equivalent
  • Patent Document 3 considers only Cr, Mo, N, and Mn Cu as alloy elements that affect the control of the ⁇ phase, and there is a problem that intermetallic compounds such as the ⁇ phase still precipitate in the matrix structure.
  • Patent Document 0001) 0001 Korean Patent Application Publication No. 10-2001-0038199 (Publication date: April 0, 2001)
  • Patent Document 0002 Korean Patent Application Publication No. 10-1999-0005962 (Publication date: September 15, 2000)
  • Patent Document 0003 US Patent Publication No. 2015-0050180 (published date: February 19, 2015)
  • the present invention is to provide a highly corrosion-resistant austenitic stainless steel having excellent corrosion resistance and impact toughness while also having excellent hot workability.
  • the highly corrosion-resistant austenitic stainless steel having excellent impact toughness and hot workability is weight %, C: 0.03% or less (excluding 0), Si: 1.0% or less , Mn: 1.0% or less, Cr: 18 to 24%, Ni: 16 to 24%, Mo: 5.0 to 7.0%, Cu: 0.1 to 2.0%, W: 1.0% or less, N: 0.18 to 0.3%, Al: 0.02 to 0.1%, O: 0.01% or less, Ca: 0.002 to 0.01%, S: less than 0.001%, containing the remaining Fe and unavoidable impurities, O/Al: 0.01 to 0.12, S/Ca: 0.01 to 0.4 Is satisfied.
  • the impact toughness (CNV TH ) value expressed by the following formula (1) may be 80 or more.
  • C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu, W, and N mean the weight percent of each alloy element, and T ⁇ is the temperature at which the sigma ( ⁇ ) phase is completely decomposed thermodynamically. Means, and T means the actual solution heat treatment temperature.
  • the PREW-Mn value represented by the following formula (2) may be 40 or more and 50 or less.
  • Cr, Mo, W, N, and Mn mean weight percent of each alloy element.
  • the ⁇ phase measured in an area of 26 mm 2 at a magnification of 50 times from the surface to the depth of 1/4 to 3/4 of the thickness The area ratio may be 1.0% or less.
  • the critical pitting temperature may be 80°C or higher.
  • a highly corrosion-resistant austenitic stainless steel that can be applied as a material for industrial facilities such as desulfurization facilities, heat exchangers, desalination facilities, food and beverage facilities, and has excellent corrosion resistance and impact toughness and excellent hot workability.
  • the PREW-Mn value is controlled to be 40 or more and 50 or less, and the formation of intermetallic compounds is suppressed to ensure high corrosion resistance, and the alloy component and the impact toughness (CNV TH ) value are 80 or more.
  • Excellent impact toughness is secured by controlling the heat treatment conditions, and excellent hot workability can be secured by controlling trace elements to satisfy O/Al: 0.01 to 0.12 and S/Ca: 0.01 to 0.4.
  • CPT critical formula temperature
  • 2 is a graph showing S/Ca and O/Al values of each example.
  • the high corrosion resistance austenitic stainless steel having excellent impact toughness and hot workability is by weight %, C: 0.03% or less (excluding 0), Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 18 to 24%, Ni: 16 to 24%, Mo: 5.0 to 7.0%, Cu: 0.1 to 2.0%, W: 1.0% or less, N: 0.18 to 0.3%, Al: 0.02 to 0.1%, O: 0.01%
  • Ca 0.002 to 0.01%
  • S less than 0.001%
  • the remaining Fe and unavoidable impurities are included, and O/Al: 0.01 to 0.12, S/Ca: 0.01 to 0.4 is satisfied.
  • the high corrosion resistance austenitic stainless steel having excellent impact toughness and hot workability is weight %, C: 0.03% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, Cr: 18 to 24% , Ni: 16 to 24%, Mo: 5 to 7%, Cu: 0.1 to 2.0%, W: 1.0% or less, N: 0.18 to 0.3%, Al: 0.02 to 0.1%, O: 0.01% or less, Ca: 0.002 to 0.01%, S: less than 0.001%, may contain the remaining Fe and unavoidable impurities.
  • C is a strong austenite phase stabilizing element, and its strength is increased by solid solution strengthening.
  • the C content is excessive, it is easily combined with a carbide-forming element such as Cr, which is effective in corrosion resistance at the austenite phase boundary, to form a carbide, and the formed carbide lowers the Cr content around the grain boundary to lower the corrosion resistance. Accordingly, it is preferable to limit the upper limit of the C content to 0.03% by weight or less.
  • Si is a ferrite phase stabilizing element, and is an element that improves corrosion resistance and serves as a deoxidizing agent.
  • excessive Si content promotes precipitation of intermetallic compounds such as ⁇ phase, thereby lowering mechanical properties and corrosion resistance related to impact toughness, and may cause cracks during hot rolling. Accordingly, it is preferable to limit the upper limit of the Si content to 1.0% by weight or less.
  • Mn is an austenite-phase safety element and improves the solubility of N.
  • inclusions such as MnS may be formed, thereby reducing corrosion resistance. Accordingly, it is preferable to limit the upper limit of the Mn content to 1.0% by weight or less.
  • Cr is a typical element for improving corrosion resistance of stainless steel, and in the present invention, Cr may be added in an amount of 18% by weight or more in order to secure high corrosion resistance in which the PREW-Mn value is 40 or more.
  • Cr is a ferrite phase stabilizing element, and when the Cr content is excessive, the ferrite fraction increases to lower the hot workability, and the formation of the sigma phase is promoted, thereby reducing mechanical properties and corrosion resistance. In consideration of this, it is preferable to limit the upper limit of the Cr content to 24% by weight or less.
  • Ni is the most powerful austenite phase stabilizing element, and in order to maintain the austenite phase, Ni may be added in an amount of 16% by weight or more. However, as the Ni content increases, the raw material price increases, so it is preferable to limit the upper limit of the Ni content to 24% by weight or less.
  • Mo is a ferrite phase stabilizing element and improves corrosion resistance.
  • Mo may be added in an amount of 5.0% by weight or more.
  • Mo is an element useful in terms of mechanical properties and corrosion resistance in an annealed state, but is a representative element that generates a ⁇ phase during processes such as aging heat treatment, hot rolling, or welding. Accordingly, when the Mo content is excessive, sigma-phase formation is promoted and mechanical properties and corrosion resistance may be deteriorated. Therefore, it is preferable to limit the upper limit of the Mo content to 7.0% by weight or less.
  • Cu is an austenite phase stabilizing element, suppresses phase transformation to martensite phase during cold deformation, and improves corrosion resistance in a sulfuric acid atmosphere.
  • Cu may be added in an amount of 0.1% by weight or more.
  • the Cu content is excessive, pitting resistance in a chlorine atmosphere decreases and hot workability decreases. Accordingly, it is preferable to limit the upper limit of the Cu content to 2.0% by weight or less.
  • W is a ferrite phase stabilizing element and improves corrosion resistance.
  • W since W has a large atomic radius, it is known to be an effective element in inhibiting the formation of a ⁇ phase by interfering with the diffusion of Cr and Mo at high temperatures.
  • the high alloy austenitic stainless steel has a component within the standard range, and when a large amount of W is added, it promotes the precipitation of intermetallic compounds such as chi ( ⁇ ) phase, thereby reducing corrosion resistance and impact toughness, and hot workability. There is a risk of hindering. Accordingly, it is preferable to limit the upper limit of the W content to 1.0% by weight or less.
  • N is an austenite phase stabilizing element, and improves corrosion resistance in a chlorine atmosphere. Therefore, for the purpose of improving corrosion resistance, N may be added in an amount of 0.18% by weight or more. However, if the N content is excessive, the hot workability is deteriorated, so it is preferable to limit the upper limit of the N content to 0.3% by weight or less.
  • Aluminum (Al) 0.02 to 0.1% by weight
  • Al is an element that acts as a strong deoxidizing agent, and by combining with oxygen to form slag, it can remove oxygen from molten steel and improve the hot workability of steel.
  • Al may be added in an amount of 0.02% by weight or more.
  • the Al content is excessive, non-metallic inclusions may be formed, thereby lowering the cleanliness of the steel and causing deterioration of the material such as lower impact toughness due to the formation of AlN. Accordingly, it is preferable to limit the upper limit of the Al content to 0.1% by weight or less.
  • O is an element that segregates at grain boundaries and lowers the hot workability of steel. Accordingly, it is preferable that the O content be as low as possible, and the upper limit of the O content can be controlled to 0.01% by weight or less. In order to secure more excellent hot workability, the O content may be more preferably controlled to 0.0035% by weight or less.
  • Ca is an element that acts as a deoxidizing agent, and it combines with S in molten steel to form a stable CaS compound, thereby suppressing the tendency of S to segregate at grain boundaries, thereby improving the hot workability of steel.
  • Ca may be added in an amount of 0.002% by weight or more.
  • S is an element that segregates at grain boundaries and lowers the hot workability of steel. Accordingly, it is preferable to control the upper limit of the S content to less than 0.001% by weight.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the austenitic stainless steel according to the present invention has excellent corrosion resistance and can be applied as a material for industrial facilities such as desulfurization facilities, heat exchangers, desalination facilities, and food and beverage facilities.
  • industrial facilities such as desulfurization facilities, heat exchangers, desalination facilities, and food and beverage facilities.
  • technical means for securing corrosion resistance of steel in the present invention will be described in detail.
  • the corrosion resistance of austenitic stainless steel is indirectly expressed by the Pitting Resistance Equivalent Number (PREN).
  • the pitting resistance equivalent index (PREN) is expressed by the following formula using the contents of Cr, Mo, and N components, which are elements that affect corrosion resistance.
  • each alloy element means a weight percent of the corresponding element.
  • each alloy element means a weight percent of the corresponding element.
  • the value of the PREW-Mn may be 40 or more and 50 or less. If the PREW-Mn value is less than 40, sufficient corrosion resistance cannot be secured, so it cannot withstand a long time in a corrosive environment. If it exceeds 50, ⁇ phase, an intermetallic compound due to a large amount of Cr, Mo, W content, is precipitated in the matrix structure. As a result, there is a concern that the corrosion resistance may be lowered. As a result of controlling the PREW-Mn value to 40 or more and 50 or less, the critical formula temperature of the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may be 80°C or more.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention has excellent impact toughness.
  • the technical means for securing the impact toughness of the steel in the present invention will be described in detail.
  • the impact toughness of steel can be determined by intermetallic compounds.
  • the intermetallic compound is mainly a ⁇ phase containing Cr, Mo, etc., and the ⁇ phase precipitates in the matrix structure, reducing corrosion resistance, impact toughness, and hot workability.
  • the ⁇ phase is decomposed as elements such as Cr and Mo in the ⁇ phase diffuse into the matrix structure.
  • the solution heat treatment temperature of the high corrosion resistance austenitic stainless steel containing 316-based Mo is 1,100°C or higher, and thus the solution heat treatment temperature in the present invention may be 1,100°C or higher in order to decompose the ⁇ phase in consideration of this.
  • the solution heat treatment temperature is limited to 1,200°C or less.
  • the impact toughness can be secured by setting the value of the impact toughness (CNV TH ) expressed by the following equation as a function of the alloy component and the solution heat treatment temperature to be 80 or more.
  • the CNV TH value corresponds to the theoretical value of impact toughness according to the present invention.
  • T ⁇ is the temperature at which the sigma ( ⁇ ) phase is completely decomposed thermodynamically
  • T is the actual solution heat treatment temperature.
  • each alloying element means the weight% of the corresponding element
  • T has a value between 1,100 and 1,200°C.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention may have a ⁇ phase area ratio of 1.0% or less, measured in an area of 26 mm 2 at a magnification of 50 times in an area from the surface of the specimen to a depth of 1/4 to 3/4 of the thickness. have.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention is excellent in hot workability.
  • the technical means for securing the hot workability of the steel in the present invention will be described in detail.
  • alloying elements such as Cr, Mo, and N
  • the grain boundaries become brittle during hot working due to impurities segregating at the grain boundaries, and hot workability deteriorates. Therefore, in order to secure corrosion resistance and at the same time secure hot workability, it is important to add alloying elements such as Cr, Mo, and N while minimizing impurities segregating at grain boundaries so that grain boundaries are not embrittled during hot working.
  • the impurities segregating at the grain boundaries of austenitic stainless steel are typically oxygen (O) and sulfur (S).
  • O oxygen
  • S sulfur
  • excellent hot workability is secured by controlling trace elements to minimize impurities such as oxygen and sulfur segregated at grain boundaries.
  • the deoxidation process is important, and Al can be used as the main deoxidizer.
  • Al combines with oxygen to form slag, thereby removing oxygen from molten steel and improving the hot workability of steel.
  • the Al content is excessive, non-metallic inclusions are formed to reduce the cleanliness of the steel, and there is a concern that the impact toughness of the steel may decrease due to the formation of AlN.
  • the change in oxygen content due to the addition of Al is indexed to O/Al, and the value of O/Al can be controlled to be 0.01 or more and 0.12 or less.
  • Ca which combines with sulfur in molten steel to form a stable CaS compound, is added to lower the sulfur content in steel.
  • Ca can improve the hot workability of steel by forming a CaS compound to suppress the tendency of sulfur to segregate at grain boundaries.
  • the Ca content is excessive, there is a concern that non-metallic inclusions are formed and the cleanliness of the steel is reduced.
  • the change in sulfur content due to the addition of Ca is indexed into S/Ca, and the value of S/Ca can be controlled to be 0.01 or more and 0.4 or less.
  • the present invention is controlled to satisfy O/Al: 0.01 to 0.12 and S/Ca: 0.01 to 0.4 so that cracks do not occur on the surface or edge of the steel during hot working.
  • high corrosion resistance is secured by controlling the PREW-Mn value to be 40 or more and 50 or less, and the alloy components and heat treatment conditions are controlled so that the impact toughness (CNV TH) value is 80 or more to secure excellent impact toughness.
  • CNV TH impact toughness
  • O/Al 0.01 to 0.12
  • S/Ca By controlling the trace elements to satisfy 0.01 to 0.4, excellent hot workability can be secured.
  • Table 2 shows PREW-Mn values and critical formula temperature (CPT), T ⁇ , T, O/Al, S/Ca, surface cracks, ⁇ phase area ratio, impact toughness (CNV TH , CNV EX ) according to the components of each example. Each value is shown.
  • the PREW-Mn value in Table 2 is derived by substituting the content (% by weight) of each alloy element in Table 1 in the following equation.
  • the critical formula temperature (CPT) in Table 2 was measured for the surface part CPT according to the ASTM G150 method, and the higher the temperature, the better the corrosion resistance. Based on the fact that when the critical pitting temperature is measured by the above method for the super austenitic stainless steel having the best corrosion resistance among austenitic stainless steels, a value of 80°C or higher is obtained.In the present invention, if the critical pitting temperature is 80°C or higher, sufficient corrosion resistance was determined to have secured.
  • T ⁇ in Table 2 is the temperature at which the sigma ( ⁇ ) phase is completely decomposed thermodynamically, and T is the actual solution heat treatment temperature in each example.
  • the surface cracks in Table 2 are indicated as'Good' when cracks of 5 mm or more in length are observed with a frequency of less than 5 on a surface of 150 mm x 250 mm, and'Bad' when observed with a frequency of 5 or more.
  • the cross section of the steel was mirror-polished with a diamond paste of 1 ⁇ m size, and then a specimen was prepared so that the ⁇ phase and the matrix structure were separated by etching with NaOH solution, and then the specimen prepared as above.
  • the CNV TH value in Table 2 is the theoretical value of the impact toughness according to the present invention, and the CNV TH value was derived by substituting the weight% values and T ⁇ and T values of each alloy component in the following equation. The derived CNV TH value was expressed up to 2 significant figures.
  • the CNV EX values in Table 2 are experimental values of the Charpy-notch impact toughness results, and after processing so that the thickness of the specimen is 4mm, the notch impact toughness was measured at room temperature (25°C).
  • Invention Example 1 43.08 92 1079 1145 0.034 0.150 Good 0.7 84.12 84
  • Invention Example 2 44.02 > 100 1084 1129 0.040 0.031 Good 0.7 85.90 86
  • Inventive Example 3 49.13 > 100 1089 1101 0.011 0.095 Good 0.7 85.90 86
  • Example 4 47.66 > 100 1090 1154 0.015 0.048 Good 0.8 80.12 80
  • Invention Example 5 43.31 95 1054 1100 0.037 0.240 Good 0.6 88.90 88
  • Inventive Example 6 42.19 94 1000 1103 0.100 0.241 Good 0.3 98.05 98
  • Inventive Example 7 43.02 95 1036 1115 0.011 0.100 Good 0.3 94.91 95
  • Inventive Example 8
  • Inventive Examples 1 to 8 satisfied the range of alloy components defined by the present invention.
  • Inventive Examples 1 to 8 had a PREW-Mn value of 40 or more and 50 or less, and a critical formula temperature exceeding 80° C. to ensure high corrosion resistance.
  • Inventive Examples 1 to 8 were able to secure excellent impact toughness with an impact toughness (CNV EX ) of 80J or more by controlling the alloy components and heat treatment conditions so that the ⁇ area ratio is 1.0% or less and the CNV TH value is 80 or more.
  • Inventive Examples 1 to 8 were able to secure excellent hot workability without surface cracking during hot working by controlling trace elements to satisfy O/Al: 0.01 to 0.12 and S/Ca: 0.01 to 0.4.
  • Comparative Example 7 the content of Al and Ca is within the range of the content of Al and Ca defined in the present invention. However, Comparative Example 7 exceeded the upper limit of the O/Al and S/Ca values defined in the present invention, and as a result, surface cracks occurred during hot working, and the hot workability was inferior to the invention example.
  • FIGS. 1 and 2 of the present invention are graph showing the critical formula temperature (CPT) according to the change of PREW-Mn in each example.
  • CPT critical formula temperature
  • 2 is a graph showing S/Ca and O/Al values of each example.
  • a shaded area in each drawing corresponds to a range area targeted by the present invention.
  • the critical formula temperature (CPT) does not reach 80°C, or the critical formula temperature (CPT) exceeds 100°C.
  • the ⁇ phase which is an intermetallic compound due to excessive Cr and Mo content, precipitated in the matrix structure, and the corrosion resistance was rather lowered.
  • Comparative Example 7 is within the range of Al and Ca content defined by the present invention, but as shown in FIG. 2, the O/Al and S/Ca values of Comparative Example 7 are outside the present invention, and the surface during hot working Cracks occurred.
  • the PREW-Mn value is controlled to be 40 or more and 50 or less in the alloy component defined by the present invention to ensure high corrosion resistance, and the alloy component and the impact toughness (CNV TH ) value are 80 or more. It can be seen that excellent impact toughness was secured by controlling the heat treatment conditions, and excellent hot workability was secured by controlling trace elements to satisfy O/Al: 0.01 to 0.12 and S/Ca: 0.01 to 0.4.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention can be applied as a material for various industrial facilities such as desulfurization facilities, heat exchangers, desalination facilities, food and beverage facilities.

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Abstract

본 명세서에서는 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강을 개시한다. 개시되는 고내식 오스테나이트계 스테인리스강의 일 실시예에 따르면, 고내식 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.03% 이하(0 제외), Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0% 이하, Cr: 18 내지 24%, Ni: 16 내지 24%, Mo: 5.0 내 7.0%, Cu: 0.1 내지 2.0%, W: 1.0% 이하, N: 0.18 내지 0.3%, Al: 0.02 내지 0.1%, O: 0.01% 이하, Ca: 0.002 내지 0.01%, S: 0.001% 미만, 나머지 Fe 및 불기피한 불순물을 포함하고, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족한다.

Description

충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강
본 발명은 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것이다. 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 탈황설비, 열교환기, 담수설비, 식·음료 설비 등 산업설비용 소재로 적용될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 내식성이 우수하고, 가공성 및 용접성이 우수하기 때문에 넓은 범위에서 사용되고 있다. 18Cr-8Ni의 성분으로 대표되는 STS 304계 스테인리스강에 Mo를 2% 첨가하여 내식성이 향상된 STS 316계 스테인리스강이 주방, 가전, 산업설비 등의 다양한 분야에 적용되고 있다.
오스테나이트계 스테인리스강의 내식성은 Cr, Mo, N 등의 원소를 첨가함으로써 확보할 수 있다. 그러나, 첨가되는 Cr, Mo, N 등의 원소의 함량이 높아지게 되면 σ상 등 금속 간 화합물이 기지조직 내에 석출하게 되어 내식성 및 충격인성을 저하시키며, 열간가공성도 현저히 저하시키는 문제점이 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여, 특허문헌 1 및 2는 텅스텐(W)을 Mo 대신 첨가하여 σ상 형성을 억제하는 기술에 대하여 개시하고 있다. 그러나, 고합금 오스테나이트계 스테인리스강은 일반적으로 규격범위 내 성분을 가져야 하므로 Mo 대신 W을 첨가하는 것은 바람직하지 않다. 또한, 다량의 W을 함유하는 경우 카이(χ)상과 같은 또 다른 금속 간 화합물을 석출시킬 우려가 있다.
특허문헌 3은 하기 식으로 표현되는 시그마(σ) 당량(SGR)의 값이 18 이하가 되도록 성분을 조절하여 σ상을 제어하고 있다. 그러나, 특허문헌 3은 σ상의 제어에 영향을 주는 합금원소로서 Cr, Mo, N, Mn Cu만을 제한적으로 고려하여, σ상 등 금속 간 화합물이 여전히 기지조직 내에 석출하는 문제가 있다.
SGR = Cr + 2Mo - 40N + 0.5Mn - 2Cu
(특허문헌 0001) 0001)한국 공개특허공보 제10-2001-0038199호(공개일자: 2001년 04월0일)
(특허문헌 0002) 0002)한국 공개특허공보 제10-1999-0005962호(공개일자: 2000년 09월15일)
(특허문헌 0003) 미국 공개특허공보 제2015-0050180호(공개일자: 2015년 02월19일)
상술한 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명은 내식성과 충격인성이 우수하면서 동시에 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.03% 이하(0 제외), Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0% 이하, Cr: 18 내지 24%, Ni: 16 내지 24%, Mo: 5.0 내지 7.0%, Cu: 0.1 내지 2.0%, W: 1.0% 이하, N: 0.18 내지 0.3%, Al: 0.02 내지 0.1%, O: 0.01% 이하, Ca: 0.002 내지 0.01%, S: 0.001% 미만, 나머지 Fe 및 불기피한 불순물을 포함하고, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족한다.
본 발명의 각 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강에 있어서, 하기 식 (1)로 표현되는 충격인성(CNV TH) 값이 80 이상일 수 있다.
(1) CNV TH = 336 - 1432*C - 22.1*Si + 64.1*Mn + 8.5*Cr + 0.11*Ni -10.1*Mo - 3.3*Cu + 22.1*W - 392*N - 293*(T σ/T)
상기 식 (1)에서, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu, W, N은 각 합금원소의 중량%를 의미하며, T σ는 열역학적으로 시그마(σ)상이 완전히 분해되는 온도를 의미하며, T는 실제 용체화 열처리 온도를 의미한다.
본 발명의 각 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강에 있어서, 하기 식 (2)로 표현되는 PREW-Mn 값이 40 이상 50 이하일 수 있다.
(2) PREW-Mn = Cr + 3.3*(Mo + 0.5*W) + 16*N - 0.5*Mn
상기 식 (2)에서, Cr, Mo, W, N, Mn은 각 합금원소의 중량%를 의미한다.
본 발명의 각 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강에 있어서, 표면으로부터 두께 1/4~3/4 깊이까지의 영역에서 50배의 배율로 26mm 2의 면적에서 측정되는 σ상의 면적율이 1.0% 이하일 수 있다.
본 발명의 각 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강에 있어서, 임계공식온도가 80℃이상일 수 있다.
본 발명에 의하면, 탈황설비, 열교환기, 담수설비, 식음료 설비 등의 산업설비용 소재로 적용이 가능한 내식성과 충격인성이 우수하면서 동시에 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
본 발명이 한정하는 합금성분 내에서 PREW-Mn 값이 40 이상 50 이하가 되도록 제어하고 금속 간 화합물 형성을 억제하여 고내식성을 확보하며, 충격인성(CNV TH) 값이 80 이상이 되도록 합금성분 및 열처리 조건을 제어하여 우수한 충격인성을 확보하며, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족하도록 미량 원소를 제어하여 우수한 열간가공성을 확보할 수 있다.
도 1은 각 실시예의 PREW-Mn의 변화에 따른 임계공식온도(CPT)를 도시한 그래프이다.
도 2는 각 실시예의 S/Ca, O/Al 값을 도시한 그래프이다.
본 발명의 일 예에 따른 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.03% 이하(0 제외), Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0% 이하, Cr: 18 내지 24%, Ni: 16 내지 24%, Mo: 5.0 내지 7.0%, Cu: 0.1 내지 2.0%, W: 1.0% 이하, N: 0.18 내지 0.3%, Al: 0.02 내지 0.1%, O: 0.01% 이하, Ca: 0.002 내지 0.01%, S: 0.001% 미만, 나머지 Fe 및 불기피한 불순물을 포함하고, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족한다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 발명의 일 예에 따른 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.03% 이하, Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0% 이하, Cr: 18 내지 24%, Ni: 16 내지 24%, Mo: 5 내지 7%, Cu: 0.1 내지 2.0%, W: 1.0% 이하, N: 0.18 내지 0.3%, Al: 0.02 내지 0.1%, O: 0.01% 이하, Ca: 0.002 내지 0.01%, S: 0.001% 미만, 나머지 Fe 및 불기피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하에서는 상기 합금조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 하기 성분조성은 특별한 기재가 없는 한 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.03중량% 이하(0 제외)
C는 강력한 오스테나이트상 안정화 원소이며, 고용 강화로 강도를 증가시킨다. 그러나, C함량이 과다하면 오스테나이트상 경계에서 내식성에 유효한 Cr과 같은 탄화물 형성 원소와 쉽게 결합하여 탄화물을 형성하며, 형성된 탄화물은 결정립계 주위의 Cr 함량을 낮추어 내식성을 저하시킨다. 이에 따라, C함량의 상한을 0.03중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0중량% 이하
Si은 페라이트상 안정화 원소이며, 내식성을 향상시키고, 탈산제로서의 역할을 하는 원소이다. 그러나, Si함량이 과다하면 σ상 등의 금속 간 화합물 석출을 조장하여 충격인성과 관련된 기계적 특성 및 내식성을 저하시키며, 열간압연 시 크랙을 유발시킬 수 있다. 이에 따라, Si함량의 상한을 1.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.0중량% 이하
Mn은 오스테나이트상 안전화 원소이며, N 고용도를 향상시킨다. 그러나, Mn 함량이 과다하면 MnS 등의 개재물을 형성하여 내식성을 저하시킬 수 있다. 이에 따라, Mn함량의 상한을 1.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 18 내지 24중량%
Cr은 대표적인 스테인리스강의 내식성 향상 원소이며, 본 발명에서는 PREW-Mn 값이 40 이상이 되는 고내식성을 확보하기 위해서는 Cr은 18중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Cr은 페라이트상 안정화 원소로서, Cr함량이 과다하면 페라이트 분율이 증가하여 열간가공성을 저하시키며, σ상 형성이 조장되어 기계적 물성 및 내식성 저하시킬 수 있다. 이를 고려하여, Cr함량의 상한을 24중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni): 16 내지 24중량%
Ni는 가장 강력한 오스테나이트상 안정화 원소이며, 오스테나이트상을 유지하기 위해서 Ni은 16중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ni 함량이 증가하면 원료 가격이 상승하게 되므로, Ni함량의 상한을 24중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 5.0 내지 7.0중량%
Mo은 페라이트상 안정화 원소이며, 내식성을 향상시킨다. 본 발명에서 PREW-Mn의 값이 40 이상이 되는 고내식성을 확보하기 위해서 Mo은 5.0중량% 이상 첨가될 수 있다. Mo은 소둔 상태에서는 기계적 성질 및 내식성 측면에서 유용한 원소이나, 시효 열처리, 열간 압연 또는 용접 등의 공정 중 σ상을 생성시키는 대표적인 원소이다. 이에 따라, Mo함량이 과다하면 σ상 형성이 조장되어 기계적 물성 및 내식성 저하시킬 수 있으므로, Mo함량의 상한을 7.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
구리(Cu): 0.1 내지 2.0중량%
Cu는 오스테나이트상 안정화 원소이며, 냉간변형 시 마르텐사이트상으로의 상변태를 억제시키며, 황산 분위기에서의 내식성을 향상시킨다. 이를 위해, Cu는 0.1중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Cu함량이 과다하면 염소 분위기에서 공식저항성을 감소시키고, 열간가공성을 저하시킨다. 이에 따라, Cu함량의 상한을 2.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
텅스텐(W): 1.0중량% 이하
W은 페라이트상 안정화 원소이며, 내식성을 향상시킨다. 또한, W은 원자반경이 크기 때문에 고온에서 Cr 및 Mo의 확산을 방해하여 σ상의 형성을 억제하는데 효과적인 원소로 알려져 있다. 그러나, 고합금 오스테나이트계 스테인리스강은 규격범위 내 성분을 가지는 것이 바람직하며, W은 다량 첨가 시 카이(χ)상과 같은 금속 간 화합물의 석출을 조장하여 내식성 및 충격인성을 저하시키며 열간가공성을 저해할 우려가 있다. 이에 따라, W함량의 상한을 1.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.18 내지 0.3중량%
N은 오스테나이트상 안정화 원소이며, 염소 분위기에서의 내식성을 향상시킨다. 따라서, 내식성 향상의 목적에서 N은 0.18중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, N함량이 과다하면 열간가공성을 저하시키므로, N함량의 상한을 0.3중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.02 내지 0.1중량%
Al은 강력한 탈산제로 작용하는 원소이며, 산소와 결합하여 슬래그를 형성함으로써 용강 중 산소를 제거하여 강의 열간가공성을 향상시킬 수 있다. 이를 고려하여, Al은 0.02중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Al함량이 과다하면 비금속 개재물을 형성하여 강의 청정도(cleanliness)를 저하시키고, AlN 형성에 의한 충격인성 저하와 같은 재질의 열화를 유발할 수 있다. 이에 따라, Al함량의 상한을 0.1중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
산소(O): 0.01중량% 이하
O는 결정립계에 편석되어 강의 열간가공성을 저하시키는 원소이다. 이에 따라, O함량은 가능한 낮추는 것이 바람직하며, O함량의 상한을 0.01중량% 이하로 제어할 수 있다. 보다 우수한 열간가공성을 확보하기 위하여, O함량은 더욱 바람직하게는 0.0035중량% 이하로 제어될 수 있다.
칼슘(Ca): 0.002 내지 0.01중량%
Ca은 탈산제 작용하는 원소이며, 용강 중 S와 결합하여 안정한 CaS 화합물을 형성함으로써 결정립계에 S가 편석되는 경향을 억제하여 강의 열간가공성을 향상시킬 수 있다. 이를 고려하여, Ca은 0.002중량% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ca함량이 과다하면 비금속 개재물을 형성하여 강의 청정도를 저하시킬 우려가 있다. 이에 따라, Ca함량의 상한을 0.01중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 강의 청정도를 높이기 위하여, 보다 바람직하게는 Ca함량의 상한을 0.0045중량% 이하로 제한할 수 있다.
황(S): 0.001중량% 미만
S는 결정립계에 편석되어 강의 열간 가공성을 저하시키는 원소이다. 이에 따라, S함량의 상한을 0.001중량% 미만으로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 내식성이 우수하여 탈황설비, 열교환기, 담수설비, 식·음료 설비 등의 산업설비용 소재로 적용이 가능하다. 이하에서, 본 발명에서 강의 내식성을 확보하기 위한 기술적 수단을 상세히 설명한다.
일반적으로 오스테나이트계 스테인리스강의 내식성은 내공식당량지수 (Pitting Resistance Equivalent Number, PREN)에 의해 간접적으로 표현된다. 내공식당량지수(PREN)은 내식성에 영향을 주는 원소인 Cr, Mo, N 성분의 함량을 이용하여 하기 식과 같이 표현된다. 하기 식에서 각 합금원소는 해당 원소의 중량%를 의미한다.
PREN = Cr + 3.3*Mo + 16*N
그러나, W도 오스테나이트계 스테인리스강의 내식성을 향상시키는 원소이며, Mn은 수용성 개재물을 형성하여 내식성에 악영향을 미치는 원소이므로, 위 PREN 식으로 내식성을 표현하기에는 한계가 존재한다. 이에 따라, 본 발명에서는 상기 W 및 Mn의 영향을 모두 고려하여 위 PREN 식을 하기 식으로 표현되는 PREW-Mn과 같이 수정한다. 하기 식에서 각 합금원소는 해당 원소의 중량%를 의미한다.
PREW-Mn = Cr + 3.3*(Mo + 0.5*W) + 16*N - 0.5*Mn
해수와 같은 다량의 염분이 포함된 환경 또는 산성 물질이 포함된 극심한 부식 환경에서 강의 충분한 내식성을 확보하기 위해서는 상기 PREW-Mn의 값은 40 이상 50 이하일 수 있다. PREW-Mn 값이 40 미만인 경우 충분한 내식성을 확보할 수 없어 부식 환경에서 장시간 견딜 수 없으며, 50을 초과하는 경우 다량의 Cr, Mo, W 함량에 의한 금속 간 화합물인 σ상 등이 기지조직 내 석출되어 오히려 내식성이 저하될 우려가 있다. PREW-Mn 값을 40 이상 50 이하로 제어한 결과, 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 임계공식온도는 80℃ 이상일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 충격인성이 우수하다. 이하에서, 본 발명에서 강의 충격인성을 확보하기 위한 기술적 수단을 상세히 설명한다.
강의 충격인성은 금속 간 화합물에 의해 결정될 수 있다. 금속 간 화합물은 주로 Cr, Mo 등이 포함된 σ상이며, σ상은 기지조직 내에 석출하게 되어 내식성, 충격인성 및 열간가공성을 저하시킨다. Cr, Mo 등의 합금성분 함량이 높을수록 σ상의 형성이 조장되게 되므로, σ상의 형성을 억제할 수 있도록 적절한 합금성분의 제어가 필요하다.
또한, 강은 고온에서 용체화 열처리할 경우 σ상의 Cr, Mo 등의 원소가 기지조직으로 확산되면서 σ상이 분해된다. 통상적으로 316계 Mo 첨가 고내식 오스테나이트계 스테인리스강의 용체화 열처리 온도는 1,100℃ 이상이므로, 이를 고려하여 σ상을 분해하기 위하여 본 발명에서의 용체화 열처리 온도는 1,100℃ 이상일 수 있다. 그러나, 과도한 고온, 장시간의 용체화 열처리는 열처리 설비에 영향을 주므로, 용체화 열처리 온도는 1,200℃ 이하로 제한된다.
σ상의 형성 및 분해는 합금성분 및 용체화 열처리 온도에 영향을 받으므로, 충격인성을 저하시키는 σ상을 억제하기 위해서는 용체화 열처리 조건 및 합금성분의 제어가 적절히 동반되어야 한다. 본 발명에서는 합금성분 및 용체화 열처리 온도의 함수인 하기 식으로 표현되는 충격인성(CNV TH)의 값을 80 이상이 되도록 하여 충격인성을 확보할 수 있다. CNV TH 값은 본 발명에 따른 충격인성의 이론값에 해당한다. 하기 CNV TH에서 T σ은 열역학적으로 시그마(σ)상이 완전히 분해되는 온도이며, T는 실제 용체화 열처리 온도이다. 하기 식 CNV TH에서 각 합금원소는 해당 원소의 중량%를 의미하며, T는 1,100~1,200℃사이의 값을 가진다.
CNV TH = 336 - 1432*C - 22.1*Si + 64.1*Mn + 8.5*Cr + 0.11*Ni -10.1*Mo - 3.3*Cu + 22.1*W - 392*N - 293*(T σ/T)
본 발명에 따르면 식 CNV TH의 값을 80 이상이 되도록 제어한 결과, σ상을 억제할 수 있다. 예를 들면, 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 시편 표면으로부터 두께 1/4~3/4 깊이까지의 영역에서 50배의 배율로 26mm 2의 면적에서 측정되는 σ상 면적율이 1.0% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 열간가공성이 우수하다. 이하에서, 본 발명에서 강의 열간가공성을 확보하기 위한 기술적 수단을 상세히 설명한다.
오스테나이트계 스테인리스강의 내식성 확보를 위해서는 필연적으로 다량의 Cr, Mo, N 등과 같은 합금원소가 첨가되어야 한다. Cr, Mo, N 등의 원소의 함량이 높아지게 되면 결정립계에 편석되는 불순물로 인하여 열간 가공 시 입계가 취화되어 열간가공성이 저하된다. 따라서, 내식성을 확보하면서 동시에 열간가공성 확보를 위해서는 Cr, Mo, N 등의 합금원소를 첨가하면서, 동시에 결정립계에 편석되는 불순물을 최소화하여 열간 가공 시 입계가 취화되지 않도록 하는 것이 중요하다.
오스테나이트계 스테인리스강의 결정립계에 편석되는 불순물은 대표적으로 산소(O)와 황(S)이 있다. 본 발명에서는 미량원소를 제어하여 결정립계에 편석되는 산소, 황 등의 불순물을 최소화하여 우수한 열간가공성을 확보한다.
강 중의 산소의 함량을 낮추기 위해서는 탈산공정이 중요하며, 주요한 탈산제로서 Al을 사용할 수 있다. Al은 산소와 결합하여 슬래그를 형성함으로써 용강 중 산소를 제거하여 강의 열간가공성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Al함량이 과다하면 비금속 개재물을 형성하여 강의 청정도를 저하시키고, AlN 형성에 의해 강의 충격인성이 저하될 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서는 Al 첨가에 의한 산소 함량의 변화를 O/Al로 지수화하며, O/Al의 값을 0.01 이상 0.12 이하로 제어할 수 있다.
또한, 본 발명에서는 강 중의 황 함량을 낮추기 위해서 용강 중 황과 결합하여 안정한 CaS 화합물을 형성하는 Ca을 첨가한다. Ca은 CaS 화합물을 형성하여 결정립계에 황이 편석되는 경향을 억제하여 강의 열간가공성을 향상시킬 수 있다. 그러나, Ca함량이 과다하면 비금속 개재물을 형성하여 강의 청정도를 저하시킬 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서는 Ca 첨가에 의한 황 함량의 변화를 S/Ca로 지수화하며, S/Ca의 값을 0.01 이상 0.4 이하로 제어할 수 있다.
본 발명은 O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족하도록 제어하여 열간 가공 시 강의 표면이나 엣지(edge)부에 크랙이 발생하지 않도록 한다.
본 발명에 따르면, PREW-Mn 값이 40 이상 50 이하가 되도록 제어하여 고내식성을 확보하며, 충격인성(CNV TH) 값이 80 이상이 되도록 합금성분 및 열처리 조건을 제어하여 우수한 충격인성을 확보하며, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족하도록 미량 원소를 제어하여 우수한 열간가공성을 확보할 수 있다.
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}
아래 표 1에 기재된 화학 조성을 가지는 강을 진공유도용해로에서 용해한 후, 열간압연을 실시한 후, 용체화 열처리를 1,100 ~ 1,200℃구간에서 실시하여 두께 5㎜의 열간 압연 판재를 제조하였다.
합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Ni Mo Cu W N Al O Ca S
발명예 1 0.020 0.4 0.5 20.0 18.0 6.1 0.7 0.0 0.20 0.07 0.0024 0.0020 0.0003
발명예 2 0.015 0.5 0.6 20.5 17.4 6.2 1.8 0.0 0.21 0.05 0.0020 0.0032 0.0001
발명예 3 0.018 0.3 0.8 23.6 20.3 6.5 2.0 0.0 0.28 0.09 0.0010 0.0021 0.0002
발명예 4 0.015 0.7 0.5 22.8 22.1 6.3 0.3 0.0 0.27 0.08 0.0012 0.0042 0.0002
발명예 5 0.009 0.6 0.5 19.9 20.5 6.2 0.8 0.0 0.20 0.06 0.0022 0.0025 0.0006
발명예 6 0.017 0.3 0.6 19.5 23.6 5.9 0.7 0.0 0.22 0.03 0.0030 0.0029 0.0007
발명예 7 0.026 0.6 0.6 21.5 23.8 5.1 1.8 0.6 0.25 0.09 0.0010 0.0030 0.0003
발명예 8 0.013 0.2 0.7 18.8 21.0 5.9 1.3 0.5 0.21 0.05 0.0031 0.0033 0.0004
비교예 1 0.021 1.2* 0.4 23.0 21.2 6.5 0.9 0.0 0.26 0.05 0.0021 0.0035 0.0002
비교예 2 0.023 1.5* 0.5 22.5 23.0 6.1 0.2 0.1 0.26 0.08 0.0020 0.0025 0.0004
비교예 3 0.014 0.2 0.6 17.5* 16.2 4.9* 1.2 0.0 0.18 0.05 0.0026 0.0028 0.0006
비교예 4 0.018 0.4 0.6 24.5* 23.3 7.2* 0.5 0.0 0.28 0.04 0.0048 0.0020 0.0005
비교예 5 0.016 0.8 0.7 20.8 20.3 6.2 0.8 0.1 0.21 0.00* 0.0090 0.0005* 0.0016*
비교예 6 0.018 0.9 0.8 22.7 21.9 6.6 1.0 0.0 0.25 0.01* 0.0084 0.0010* 0.0013*
비교예 7 0.025 0.5 0.3 18.2 16.4 5.5 0.9 0.8 0.18 0.04 0.0052 0.0024 0.0010*
(*는 본 발명이 규정한 범위 외이다.)
표 2에는 각 실시예의 성분에 따른 PREW-Mn 값과 임계공식온도(CPT), T σ, T, O/Al, S/Ca, 표면 크랙, σ상 면적율, 충격인성(CNV TH, CNV EX) 값을 각각 나타내었다.
표 2의 PREW-Mn 값은 이하의 식에 표 1의 각 합금원소의 함량(중량%)를 대입하여 도출한 것이다.
PREW-Mn = Cr + 3.3*(Mo + 0.5*W) + 16*N - 0.5*Mn
표 2의 임계공식온도(CPT)는 ASTM G150법에 따른 표면부 CPT를 측정하였으며, 온도가 높을수록 내식성이 우수함을 의미한다. 오스테나이트계 스테인리스강 중 내식성이 가장 우수한 슈퍼오스테나이트계 스테인리스강에 대하여 상기 방법으로 임계공식온도를 측정해보면 80℃이상의 값이 얻어지는 것을 근거로, 본 발명에서는 임계공식온도가 80℃이상이면 충분한 내식성을 확보한 것으로 판단하였다.
표 2의 T σ는 열역학적으로 시그마(σ)상이 완전히 분해되는 온도이며, T는 각 실시예의 실제 용체화 열처리 온도이다.
표 2의 O/Al, S/Ca은 표 1의 각 합금원소의 함량(중량%)를 대입하여 도출한 것이다.
표 2의 표면 크랙은 길이 5mm 이상의 크랙이 150mm x 250mm 면적의 표면에 5개 미만의 빈도로 관찰되는 경우는 'Good', 5개 이상의 빈도로 관찰되는 경우에는 'Bad'로 표시하였다.
표 2의 σ상 면적율은 최종 소둔 열처리 후 강의 단면을 1㎛ 크기의 다이아몬드 페이스트로 경면 연마를 실시한 후, NaOH 용액으로 에칭하여 σ상과 기지조직이 구분되도록 시편을 준비한 다음, 상기와 같이 준비된 시편을 표면으로부터 두께 1/4~3/4 깊이까지의 영역에서 50배의 배율로 26mm 2의 면적에서 10개의 시야를 연속적으로 측정하여 계산되었다.
표 2의 CNV TH 값은 본 발명에 따른 충격인성의 이론값이며, 아래의 식에 각 합금성분의 중량% 수치 및 T σ, T 값을 대입하여 CNV TH 값을 도출하였다. 도출된 CNV TH 값은 유효숫자 2자리까지 나타내었다.
CNV TH = 336 - 1432*C - 22.1*Si + 64.1*Mn + 8.5*Cr + 0.11*Ni -10.1*Mo - 3.3*Cu + 22.1*W - 392*N - 293*(T σ/T)
표 2의 CNV EX 값은 샤르피 노치 충격인성 결과의 실험값으로서, 시편의 두께가 4mm가 되도록 가공한 후, 상온(25℃에서 노치 충격인성을 측정하였다.
표 2의 CNV TH 값과 CNV EX 값을 비교하면, 충격인성의 실험값과 이론값이 편차가 없이 거의 유사하여, 본 발명에서 제안한 CNV TH의 식으로 실제 충격인성의 값을 큰 오차없이 정확하게 도출할 수 있음을 알 수 있다.
실시예 PREW-Mn CPT(℃) Tσ (℃) T (℃) O/Al S/Ca Surface Crack σ면적율(%) CNVTH CNVEX (J)
발명예 1 43.08 92 1079 1145 0.034 0.150 Good 0.7 84.12 84
발명예 2 44.02 > 100 1084 1129 0.040 0.031 Good 0.7 85.90 86
발명예 3 49.13 > 100 1089 1101 0.011 0.095 Good 0.7 85.90 86
발명예 4 47.66 > 100 1090 1154 0.015 0.048 Good 0.8 80.12 80
발명예 5 43.31 95 1054 1100 0.037 0.240 Good 0.6 88.90 88
발명예 6 42.19 94 1000 1103 0.100 0.241 Good 0.3 98.05 98
발명예 7 43.02 95 1036 1115 0.011 0.100 Good 0.3 94.91 95
발명예 8 42.105 91 1031 1101 0.062 0.121 Good 0.1 110.42 110
비교예 1 48.41 > 100 1100 1066 0.042 0.057 Good 3.5* 29.99* 30*
비교예 2 46.705 > 100 1133 1107 0.025 0.160 Good 2.9* 33.88* 34*
비교예 3 36.25* 73* 956 1059 0.052 0.214 Good 0.1 112.01 112
비교예 4 52.44* > 100 1211 1070 0.120 0.250 Good 2.9* 34.92* 35*
비교예 5 44.435 > 100 1079 1094 90.000* 3.200* Bad 0.6 84.96 85
비교예 6 48.08 > 100 1093 1116 0.840* 1.300* Bad 0.8 82.05 82
비교예 7 40.4 88 1028 1170 0.130* 0.417* Bad 0.4 96.04 96
(*는 본 발명이 규정한 범위 외이다.)
이하에서는 표 1 및 표 2를 참조하여, 각 발명예 및 비교예를 비교 평가하도록 한다.
발명예 1 내지 8은 본 발명이 한정하는 합금성분 범위를 만족하였다. 또한, 발명예 1 내지 8은 PREW-Mn 값이 40 이상 50 이하가 되고, 임계공식온도가 80℃를 초과하여 고내식성을 확보할 수 있었다. 발명예 1 내지 8은 σ 면적율이 1.0% 이하, CNV TH 값이 80 이상이 되도록 합금성분 및 열처리 조건을 제어하여 충격인성(CNV EX) 값이 80J 이상인 우수한 충격인성을 확보할 수 있었다. 발명예 1 내지 8은 O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족하도록 미량 원소를 제어하여 열간 가공 시 표면 크랙이 발생하지 않는 우수한 열간가공성을 확보할 수 있었다.
반면, 비교예 1, 2는 Si 함량이 본 발명에서 한정하는 Si함량의 상한인 1.0중량%를 초과하였다. 그 결과, σ상 등의 금속 간 화합물 석출이 조장되어 σ 면적율이 1.0%를 초과하였으며, 충격인성 값이 약 32J로서 발명예 대비 열위하였다.
비교예 3은 Cr, Mo 함량이 본 발명에서 한정하는 Cr, Mo함량의 하한보다 미달되어 PREW-Mn 값이 40 미만이였으며, 임계공식온도가 80℃에 미치지 못하여 충분한 내식성을 확보하지 못하였다.
비교예 4는 Cr, Mo 함량이 본 발명에서 한정하는 Cr, Mo함량의 상한을 초과하여 PREW-Mn 값이 50을 초과하여 과도한 Cr, Mo함량에 의한 금속 간 화합물인 σ상 등이 기지조직 내 석출되어 오히려 내식성이 저하되었다. 표 2를 참조하면, σ 면적율이 1.0%를 초과하였으며, 그 결과 내식성이 저하되고 충격인성 값이 35J로서 발명예 대비 열위하였다.
비교예 5, 6은 Al, Ca 함량이 본 발명에서 한정하는 Al, Ca함량의 하한에 미달되어 산소와 황의 함량 상대적으로 높아 본 발명에서 한정하는 O/Al, S/Ca 값의 상한을 초과하였으며, 그 결과 열간 가공 시 표면 크랙이 발생하여 열간가공성이 발명예 대비 열위하였다.
비교예 7에서 Al, Ca 함량은 본 발명에서 한정하는 Al, Ca 함량 범위 내이다. 그러나, 비교예 7은 본 발명에서 한정하는 O/Al, S/Ca 값의 상한을 초과하여, 그 결과 열간 가공 시 표면 크랙이 발생하여 열간가공성이 발명예 대비 열위하였다.
또한, 위 결과는 본 발명의 도 1 및 도 2로부터 가시적으로 확인할 수 있다. 도 1은 각 실시예의 PREW-Mn의 변화에 따른 임계공식온도(CPT)를 도시한 그래프이다. 도 2는 각 실시예의 S/Ca, O/Al 값을 도시한 그래프이다. 각 도면에서 음영된 영역이 본 발명이 목적하는 범위 영역에 해당한다.
도 1을 참조하면 PREW-Mn 값이 본 발명이 목적하는 40 이상 50 이하에 해당되지 않는 경우 임계공식온도(CPT)가 80℃에 미치지 않거나, 임계공식온도(CPT)가 100℃를 초과하는 경우(비교예 4)라도 과도한 Cr, Mo함량에 의한 금속 간 화합물인 σ상 등이 기지조직 내 석출되어 오히려 내식성이 저하되었다.
도 2를 참조하면 S/Ca, O/Al 값이 본 발명이 목적하는 범위에서 벗어난 경우(비교예 5,6,7)는 열간 가공 시 표면 크랙이 발생하였음을 확인할 수 있다. 특히, 비교예 7의 경우 본 발명이 한정하는 Al, Ca 함량 범위 내이나, 도 2에서 도시되고 있는 바와 같이 비교예 7의 O/Al, S/Ca 값이 본 발명 외의 범위로서 열간 가공 시 표면 크랙이 발생하였다.
상술한 실시예 결과로부터, 본 발명이 한정하는 합금성분 내에서 PREW-Mn 값이 40 이상 50 이하가 되도록 제어하여 고내식성을 확보하며, 충격인성(CNV TH) 값이 80 이상이 되도록 합금성분 및 열처리 조건을 제어하여 우수한 충격인성을 확보하며, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족하도록 미량 원소를 제어하여 우수한 열간가공성을 확보하였음을 알 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 탈황설비, 열교환기, 담수설비, 식음료 설비 등의 다양한 산업설비용 소재로 적용될 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, C: 0.03% 이하(0 제외), Si: 1.0% 이하, Mn: 1.0% 이하, Cr: 18 내지 24%, Ni: 16 내지 24%, Mo: 5.0 내지 7.0%, Cu: 0.1 내지 2.0%, W: 1.0% 이하, N: 0.18 내지 0.3%, Al: 0.02 내지 0.1%, O: 0.01% 이하, Ca: 0.002 내지 0.01%, S: 0.001% 미만, 나머지 Fe 및 불기피한 불순물을 포함하고, O/Al: 0.01 내지 0.12, S/Ca: 0.01 내지 0.4를 만족하는 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 식 (1)로 표현되는 충격인성(CNV TH) 값이 80 이상인 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강:
    (1) CNV TH = 336 - 1432*C - 22.1*Si + 64.1*Mn + 8.5*Cr + 0.11*Ni -10.1*Mo - 3.3*Cu + 22.1*W - 392*N - 293*(T σ/T)
    (상기 식 (1)에서, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu, W, N은 각 합금원소의 중량%를 의미하며, T σ는 열역학적으로 시그마(σ)상이 완전히 분해되는 온도를 의미하며, T는 실제 용체화 열처리 온도를 의미한다).
  3. 제1항에 있어서,
    하기 식 (2)로 표현되는 PREW-Mn 값이 40 이상 50 이하인 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강:
    (2) PREW-Mn = Cr + 3.3*(Mo + 0.5*W) + 16*N - 0.5*Mn
    (상기 식 (2)에서, Cr, Mo, W, N, Mn은 각 합금원소의 중량%를 의미한다).
  4. 제1항에 있어서,
    표면으로부터 두께 1/4~3/4 깊이까지의 영역에서 50배의 배율로 26mm 2의 면적에서 측정되는 σ상의 면적율이 1.0% 이하인 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 제1항에 있어서,
    임계공식온도가 80℃ 이상인 충격인성 및 열간가공성이 우수한 고내식 오스테나이트계 스테인리스강.
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