WO2022108170A1 - 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 - Google Patents

열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 Download PDF

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WO2022108170A1
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김학
하만진
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to high-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability, and more particularly, to high-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability, excellent surface quality during manufacturing, and high hardness.
  • Austenitic stainless steel among the materials of parts materials has excellent elongation, so there is no problem in making complex shapes, and it has excellent work hardenability, so it is a steel type applied in various fields. These austenitic stainless steels can improve their strength by utilizing interstitial elements that prevent the movement of dislocations when stress is applied.
  • carbon and nitrogen are inexpensive component elements and are very useful elements for improving strength without increasing cost.
  • carbon and nitrogen greatly increase the degree of stabilization of the austenite phase, they act to reduce the generation of delta ferrite during solidification, and lead to deterioration of hot workability during hot rolling.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength austenitic stainless steel having high hardness while preventing deterioration of the hot workability of the austenitic stainless steel.
  • High-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability is, by weight, C: 0.01 to 0.035%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.5 to 1.5%, Cr: 17 to 22%, Ni: 6 to 11%, Mo: 1% or less, Cu: 1% or less, N: 0.1 to 0.22%, the remaining Fe and unavoidable impurities, and the value of the following formula (1) is 1.9 or more, or chromium nitride
  • the precipitation temperature may satisfy the value below the value expressed by the following formula (2).
  • the number of surface cracks may be 0.3 or less per unit meter (m).
  • the high-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability may have a hardness of 190 Hv or more.
  • P 0.05% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.1% or less
  • Ti 0.01% or less
  • B 0.005% or less
  • High-strength austenitic stainless steel with excellent hot workability can secure high strength by utilizing interstitial elements, and at the same time form ferrite during solidification to improve strength without deterioration of surface quality.
  • the high-strength austenitic stainless steel with excellent hot workability can suppress cracks occurring during hot working by controlling the precipitation temperature of the CrN phase, and the subsequent surface machining process for securing surface quality can be omitted. This can reduce the process cost.
  • High-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability is, by weight, C: 0.01 to 0.035%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.5 to 1.5%, Cr: 17 to 22%, Ni: 6 to 11%, Mo: 1% or less, Cu: 1% or less, N: 0.1 to 0.22%, the remaining Fe and unavoidable impurities, and the value of the following formula (1) is 1.9 or more, or chromium nitride
  • the precipitation temperature may satisfy the value below the value expressed by the following formula (2).
  • High-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability by weight, C: 0.01 to 0.035%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.5 to 1.5%, Cr: 17 to 22% , Ni: 6 to 11%, Mo: 1% or less, Cu: 1% or less, N: 0.1 to 0.22%, remaining Fe and unavoidable impurities.
  • the content of carbon (C) is 0.01 to 0.035%.
  • C is a representative interstitial element and is an element effective in improving strength. Addition of 0.01% or more is required to improve strength. However, when the content is excessive, there is a problem of lowering the hot workability because the formation of delta ferrite during solidification is suppressed due to the austenite stabilization effect. Therefore, it is preferable to limit it to 0.035% or less in order to secure hot workability.
  • the content of silicon (Si) is 0.5% or less.
  • Si is a ferrite stabilizing element and has the effect of reducing the decrease in the ferrite phase due to the addition of C and N. However, if it is excessively added, it is preferable to limit it to 0.5% or less because it promotes precipitation of intermetallic compounds such as sigma ( ⁇ ) phase and deteriorates mechanical properties and corrosion resistance.
  • the content of manganese (Mn) is 0.5 to 1.5%.
  • the content of chromium (Cr) is 17 to 22%.
  • Cr is the most important element for improving the corrosion resistance of stainless steel. In addition, it is preferable to contain 17% or more as an important element for strength improvement.
  • Cr is a ferrite phase stabilizing element, and when the content is excessive, the degree of stabilization of the austenite phase is decreased, which accompanies an increase in the content of Ni, so there is a problem in that the manufacturing cost increases.
  • there is a problem in that mechanical properties and corrosion resistance are lowered by precipitation of an intermetallic compound such as ⁇ phase and in the present invention, it is preferable to limit the upper limit to 22%.
  • the content of nickel (Ni) is 6 to 11%.
  • Ni is the most powerful element among the austenitic phase stabilizing elements, and should be contained in an amount of 6% or more in order to secure sufficient austenitic phase stabilization in austenitic stainless steels. However, since an increase in the Ni content is directly related to an increase in the raw material price, it is preferable to limit it to 11% or less.
  • the content of molybdenum (Mo) is 1% or less.
  • Mo is an element useful for improving corrosion resistance, but it is an expensive component element, and when added in a large amount, it causes an increase in cost. In addition, there is a problem in that mechanical properties and corrosion resistance are deteriorated by precipitation of intermetallic compounds such as ⁇ phase, and it is preferable to limit the content to 1% or less in the present invention.
  • the content of copper (Cu) is 1% or less.
  • Cu is a useful element for stabilizing the austenite phase, and may be used by substituting expensive nickel. However, when a large amount is added, it forms a low-melting-point phase and deteriorates the hot workability, thereby reducing the surface quality. Therefore, it is preferable to limit it to 1% or less.
  • the content of nitrogen (N) is 0.1 to 0.22%.
  • N is a low-cost element and a useful element for strength improvement, and is an essential element in high-strength austenitic stainless steel. Therefore, it is necessary to add 0.1% or more. However, when a large amount is added, it is preferable to limit it to 0.22% or less, because it promotes the generation of chromium nitride (CrN) and reduces the hot workability to reduce the surface quality of the steel.
  • CrN chromium nitride
  • Austenitic stainless steel contains P: 0.05% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, Ti: 0.01% or less, B: 0.005% or less, in addition to the alloy components described above. and more preferably P: 0.035% or less, S: 0.0035% or less, Al: 0.04% or less, Ti: 0.003% or less, B: 0.0025% or less.
  • the content of phosphorus (P) is 0.05% or less, and the content of sulfur (S) is 0.01% or less.
  • P and S are impurities that are unavoidably contained in steel, and when their content exceeds 0.05% and 0.01%, respectively, there is a fear that they may segregate in steel and cause surface cracks. Therefore, P and S can be controlled to be 0.05% or less and 0.01% or less, respectively, and more preferably, 0.035% or less and 0.0035% or less.
  • the content of aluminum (Al) is 0.1% or less.
  • Al improves the high temperature oxidation resistance. However, when a large amount is added, the surface quality deteriorates due to the formation of Al inclusions. Therefore, Al can be controlled to 0.1% or less, and more preferably to 0.04% or less.
  • the content of titanium (Ti) is 0.01% or less.
  • Ti prevents high-temperature corrosion during heating of the slab, thereby preventing the occurrence of surface cracks during hot rolling. However, when a large amount is added, coarse precipitates are formed, which may cause a problem of lowering impact toughness. Therefore, Ti can be controlled to 0.01% or less, and more preferably, to 0.003% or less.
  • the content of boron (B) is 0.005% or less.
  • the B content can be controlled to 0.005% or less, and more preferably to 0.0025% or less.
  • the remainder of the stainless steel except for the above-mentioned alloying elements consists of Fe and other unavoidable impurities.
  • Austenitic stainless steel forms a small amount of delta ferrite upon solidification to prevent hot cracking.
  • C and N serve to reduce the amount of delta ferrite, when C and N are added, the occurrence of hot cracks due to the reduction of delta ferrite tends to increase.
  • the strength of austenitic stainless steel is increased by adding C and N, and at this time, deterioration of hot workability due to reduction in delta ferrite during solidification is prevented through securing ferrite content or controlling chromium nitride (CrN) phase did
  • Equation (1) has a value less than 1.9, cracks occur on the surface due to deterioration of hot workability. On the other hand, when Equation (1) has a value of 1.9 or more, the number of surface cracks after hot rolling annealing is 0.3 or less per unit meter (m).
  • Equation (1) it is possible to secure the surface quality through the improvement of hot workability by utilizing Equation (1), but the range of its components tends to be limited. Therefore, other factors other than delta ferrite were examined, and the correlation of surface quality according to the precipitation temperature of the CrN phase was derived.
  • N increases the precipitation temperature of the CrN phase, and the increase in the precipitation temperature causes the CrN phase to remain during hot rolling, thereby lowering the hot workability.
  • the precipitation temperature of CrN phase can be experimentally evaluated using calorimetric evaluation equipment such as TGA and DSC, or it can be derived through numerical calculation using a phase transformation analysis program.
  • the decomposition limit temperature of the CrN phase was derived as shown in Equation (2), and it was confirmed that the hot workability was improved when the precipitation temperature of the CrN phase was below the decomposition limit temperature.
  • Equation (2) When the value of Equation (2) is less than the precipitation temperature (°C) of chromium nitride (CrN), cracks occur on the surface due to deterioration of hot workability. On the other hand, when the value of Equation (2) is equal to or higher than the precipitation temperature (°C) of chromium nitride (CrN), it is possible to provide a hot-rolled annealed material having a surface crack number of 0.3 or less per unit meter (m).
  • the austenitic stainless steel may have a hardness of 190 Hv or more and a number of surface cracks of 0.3 or less per unit meter (m) after hot rolling annealing.
  • the method for manufacturing high-strength austenitic stainless steel having excellent hot workability may be manufactured through a general process of austenitic stainless steel, in wt%, C: 0.01 to 0.035%, Si: 0.5% or less, Mn: 0.5 to 1.5%, Cr: 17 to 22%, Ni: 6 to 11%, Mo: 1% or less, Cu: 1% or less, N: 0.1 to 0.22%, remaining Fe and unavoidable impurities containing It includes the step of hot-rolling the slab and annealing the hot-rolled steel sheet that has been subjected to the hot-rolling step.
  • the slab satisfies at least one of Equations (1) and (2) to improve hot workability, and more specifically, the number of surface cracks after annealing may be 0.3 or less per unit meter (m).
  • the hardness of the hot-rolled annealed material may be made of 190 Hv or more.
  • Equations (1) and (2) are the same as described above, and thus will be omitted.
  • Table 3 shows the values of formulas (1) and (2) of the steel types shown in Tables 1 and 2, and the precipitation temperature of the CrN phase.
  • the precipitation temperature of the CrN phase can be experimentally evaluated using calorific evaluation equipment such as TGA and DSC, and it can be derived through numerical calculation using a phase transformation analysis program.
  • the values in Table 3 are the values calculated using the phase transformation analysis program.
  • Table 3 shows the results of evaluating the number of surface defects and hardness after manufacturing 4-8 mmt hot-rolled coils for each component.
  • the number of defects is obtained by dividing the total number of surface defects by the coil length after annealing and pickling in a hot-rolled coil to obtain the number of defects per unit meter. Usually, when the number is 0.3 or less, it is judged as a material with excellent surface quality. Hv hardness was evaluated for hardness, and the load was 10 kgf, the measurement interval was 1 mm, and the reduction time was 10 sec.
  • the hot-rolled annealed steel sheets of grades 1 to 10 showed good surface quality as the value of Equation (1) was 1.9 or more and the number of surface cracks was 0.24/m or less.
  • the value of formula (1) was less than 1.9, but the CrN precipitation temperature was less than the value of formula (2), and the number of surface cracks was 0.25 pieces/m or less, showing good surface quality.
  • Equation (1) was less than 1.9, and the CrN precipitation temperature exceeded the value of Equation (2), so that the number of cracks increased.
  • Equation (1) when the value of Equation (1) is 1.9 or more or the CrN precipitation temperature is less than or equal to the value of Equation (2), it can be seen that the hot workability of the austenitic stainless steel is improved and the number of surface defects is reduced.
  • the hardness of the hot-rolled annealed steel sheet of 1 to 29 steels satisfying the alloy composition of the present invention was 190 Hv or more.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention can secure high strength and, at the same time, form ferrite during solidification to improve strength without deterioration of surface quality, suppress cracks generated during hot working, and secure surface quality It is possible to omit the subsequent surface processing for

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Abstract

열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강이 개시된다. 본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.01 내지 0.035%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 17 내지 22%, Ni: 6 내지 11%, Mo: 1% 이하, Cu: 1% 이하, N: 0.1 내지 0.22%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)의 값이 1.9 이상이거나, 크롬 질화물의 석출온도가 하기 식 (2)로 표현되는 값 이하를 만족한다. (1) 3×(Cr＋Mo) ＋ 5×Si － 2×Ni － Mn － 70×(C＋N) － 27 (2) 1180 ＋ 36×C ＋ 12×Mo ＋ 17×Cu ＋ 411×N － 35×Mn

Description

열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강
본 발명은 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강에 대한 것으로, 보다 상세하게는 열간가공성이 우수하여 제조 시 표면품질이 뛰어나며, 높은 경도를 갖는 고강도 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것이다.
최근 제품 가격 경쟁의 심화로 부품 소재의 원가 절감 노력이 증가하고 있다. 부품 소재의 원가 절감을 위해서는 사용하는 소재의 양을 줄이는 방법이 유효하다. 이를 위해 소재의 고강도화를 추진하고 있으며, 고강도화를 통하여 사용 부품의 두께를 저감할 수 있다.
부품 소재의 재료 중 오스테나이트계 스테인리스강은 연신율이 뛰어나 복잡한 형상을 만드는데 문제가 없고, 가공경화능이 우수하여 다양한 분야에 적용되고 있는 강종이다. 이러한 오스테나이트계 스테인리스강은 응력이 작용할 때 전위의 이동을 방해하는 침입형 원소를 활용하여 강도를 향상시킬 수 있다
침입형 원소 중 탄소 및 질소는 저가의 성분 원소로 비용 증가 없이 강도를 향상시키기에 매우 유용한 원소이다. 하지만 탄소 및 질소는 오스테나이트상의 안정화도를 크게 증가시키기 때문에 응고 시 델타 페라이트의 생성을 감소시키는 작용을 하고, 열간 압연 시 열간가공성의 저하를 초래한다.
본 발명은 오스테나이트계 스테인리스강의 열간가공성의 저하를 방지하는 동시에 높은 경도를 갖는 고강도 오스테나이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.01 내지 0.035%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 17 내지 22%, Ni: 6 내지 11%, Mo: 1% 이하, Cu: 1% 이하, N: 0.1 내지 0.22%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)의 값이 1.9 이상이거나, 크롬 질화물의 석출온도가 하기 식 (2)로 표현되는 값 이하를 만족할 수 있다.
(1) 3×(Cr＋Mo) ＋ 5×Si － 2×Ni － Mn － 70×(C＋N) － 27
(2) 1180 ＋ 36×C ＋ 12×Mo ＋ 17×Cu ＋ 411×N － 35×Mn
(여기서, Cr, Mo, Si, Ni, Mn, C, N, Cu은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
또한, 표면 크랙 개수가 단위 미터(m)당 0.3개 이하일 수 있다.
또한, 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은 경도가 190 Hv 이상일 수 있다.
또한, 중량%로, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.1% 이하, Ti: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하를 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은 침입형 원소를 활용하여 고강도를 확보하는 동시에, 응고 시 페라이트를 형성하여 표면 품질의 저하 없이 강도를 향상시킬 수 있다.
본 발명의 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은 CrN상의 석출 온도를 제어하여 열간가공 시 발생되는 크랙을 억제할 수 있으며, 표면 품질 확보를 위한 후속 표면 가공 공정을 생략할 수 있어 공정 비용을 절감할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.01 내지 0.035%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 17 내지 22%, Ni: 6 내지 11%, Mo: 1% 이하, Cu: 1% 이하, N: 0.1 내지 0.22%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 (1)의 값이 1.9 이상이거나, 크롬 질화물의 석출온도가 하기 식 (2)로 표현되는 값 이하를 만족할 수 있다.
(1) 3×(Cr＋Mo) ＋ 5×Si － 2×Ni － Mn － 70×(C＋N) － 27
(2) 1180 ＋ 36×C ＋ 12×Mo ＋ 17×Cu ＋ 411×N － 35×Mn
(여기서, Cr, Mo, Si, Ni, Mn, C, N, Cu은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.01 내지 0.035%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 17 내지 22%, Ni: 6 내지 11%, Mo: 1% 이하, Cu: 1% 이하, N: 0.1 내지 0.22%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금원소 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
탄소(C)의 함량은 0.01 내지 0.035%이다.
C는 대표적인 침입형 원소로 강도 향상에 효과적인 원소이다. 강도 향상을 위하여 0.01% 이상 첨가가 필요하다. 그러나, 함량 과다 시 오스테나이트 안정화 효과에 의해 응고 시 델타 페라이트 생성을 억제시키기 때문에 열간가공성을 저하시키는 문제가 있다. 따라서 열간 가공성 확보를 위하여 0.035% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si)의 함량은 0.5% 이하이다.
Si는 페라이트 안정화 원소로 C 및 N 첨가에 따른 페라이트상의 감소를 저감시키는 효과가 있다. 그러나 과도하게 첨가될 경우 시그마(σ)상 등의 금속간화합물의 석출을 조장하여 기계적 특성 및 내식성을 저하시키므로 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)의 함량은 0.5 내지 1.5%이다.
Mn은 N 고용을 증가시켜 N 가스에 의한 결함 발생을 억제시키므로 Mn 함량을 0.5% 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 Mn은 Ni과 유사한 작용을 하는 원소로, C, N과 같은 오스테나이트상 안정화 원소이기 때문에 열간 가공성 확보를 위해 1.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)의 함량은 17 내지 22%이다.
Cr은 스테인리스강의 내식성 향상을 위해 가장 중요한 원소이다. 또한 강도 향상에도 중요한 원소로 17% 이상 포함이 바람직하다. 다만, Cr은 페라이트상 안정화 원소로 함량이 과다할 경우, 오스테나이트상 안정화도가 감소하여 Ni 함량의 증가를 수반하므로 제조비용이 상승하는 문제가 있다. 또한 σ상과 같은 금속간 화합물(Intermetallic Compound)을 석출하여 기계적 특성 및 내식성을 저하시키는 문제가 있어, 본 발명에서는 그 상한을 22%로 제한하는 것이 바람직하다.
니켈(Ni)의 함량은 6 내지 11%이다.
Ni는 오스테나이트상 안정화 원소 중 가장 강력한 원소로서, 오스테나이트계 스테인리스강에서 충분한 오스테나이트상 안정화도를 확보하기 위하여 6% 이상 함유되어야 한다. 그러나 Ni 함량의 증가는 원료 가격의 상승과 직결되므로 11% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 1% 이하이다.
Mo는 내식성 향상에 유용한 원소이나 고가의 성분 원소로 다량 첨가 시 비용 상승을 초래한다. 뿐만 아니라 σ상과 같은 금속간 화합물을 석출하여 기계적 특성 및 내식성을 저하시키는 문제가 있어, 본 발명에서는 1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
구리(Cu)의 함량은 1% 이하이다.
Cu는 오스테나이트상의 안정화에 유용한 원소로 고가의 니켈과 치환하여 사용될 수 있다. 그러나 다량 첨가 시 저융점의 상을 형성하여 열간 가공성을 저하시켜 표면 품질을 저하시킨다. 따라서 1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)의 함량은 0.1 내지 0.22%이다.
N은 저원가 원소이면서 강도 향상에 유용한 원소로 고강도 오스테나이트계 스테인리스강에서 필수적인 원소이다. 때문에 0.1% 이상 첨가가 필요하다. 그러나 다량 첨가 시 크롬 질화물(CrN)의 생성을 촉진하여 열간가공성을 감소시켜 강의 표면 품질을 저하시키므로, 0.22% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예에 의한 오스테나이트계 스테인리스강은 상술한 합금성분에 더하여 P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.1% 이하, Ti: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하를 포함할 수 있으며, 보다 바람직하게 P: 0.035% 이하, S: 0.0035% 이하, Al: 0.04% 이하, Ti: 0.003% 이하, B: 0.0025% 이하를 포함할 수 있다.
인(P)의 함량은 0.05% 이하, 황(S)의 함량은 0.01% 이하이다.
P와 S는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로써, 그 함량이 각각 0.05%, 0.01%를 초과하게 되면 강 중에 편석되어 표면 크랙의 원인이 될 우려가 있다. 그러므로, P와 S는 각각 0.05% 이하, 0.01% 이하로 제어할 수 있으며, 보다 바람직하게 0.035% 이하, 0.0035% 이하로 제어할 수 있다.
알루미늄(Al)의 함량은 0.1% 이하이다.
Al은 고온 산화 저항성을 향상시킨다. 그러나 다량 첨가 시 Al 개재물 형성에 의해 표면품질이 악화된다. 따라서 Al은 0.1% 이하로 제어할 수 있으며, 보다 바람직하게 0.04% 이하로 제어할 수 있다.
티타늄(Ti)의 함량은 0.01% 이하이다.
Ti는 슬라브 가열 중 고온 부식을 방지함으로써, 열간압연 중 표면 크랙의 발생을 방지한다. 하지만 다량 첨가 시 조대한 석출물이 형성되어 충격인성을 저하시키는 문제가 발생할 수 있다. 따라서 Ti는 0.01% 이하로 제어할 수 있으며, 보다 바람직하게 0.003% 이하로 제어할 수 있다.
붕소(B)의 함량은 0.005% 이하이다.
B는 오스테나이트 입계에 편석함으로써 입계 파괴를 억제하여, 연성을 향상시킨다. 그러나, 다량 첨가 시 강판의 인성이 열화되는 경우가 있다. 그러므로 B 함량은 0.005％ 이하로 제어할 수 있으며, 보다 바람직하게 0.0025% 이하로 제어할 수 있다.
상술한 합금원소들을 제외한 스테인리스강의 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
오스테나이트계 스테인리스강은 응고 시 소량의 델타 페라이트를 형성시켜서 열간 크랙 발생을 방지시킨다. 하지만 C 및 N은 델타 페라이트의 생성량을 감소시키는 역할을 하기 때문에 C와 N이 첨가될 경우 델타 페라이트 감소에 의한 열간 크랙 발생이 증가하는 경향이 있다.
본 발명에서는 C 및 N 첨가를 통해 오스테나이트계 스테인리스강의 강도를 증가시켰으며, 이 때 응고 시 델타페라이트의 감소에 따라 열간가공성이 저하되는 것을 페라이트 함량 확보 또는 크롬 질화물(CrN)상의 제어를 통하여 방지하였다.
본 발명에서는 식 (1)과 같은 성분 범위를 도출하여 C 및 N의 함량이 증가하더라도 응고 시 페라이트 함량이 확보되어 열간가공성의 저하가 없는 범위를 도출하였다.
(1) 3×(Cr＋Mo) ＋ 5×Si － 2×Ni － Mn － 70×(C＋N) － 27
(여기서, Cr, Mo, Si, Ni, Mn, C, N은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
식 (1)이 1.9 미만의 값을 가지는 경우 열간가공성 저하로 표면에 크랙이 발생하게 된다. 반면, 식 (1)이 1.9 이상의 값을 가지는 경우 열연소둔 후 표면 크랙 개수가 단위 미터(m)당 0.3개 이하로 나타난다.
상술한 바와 같이 식 (1)을 활용하여 열간 가공성 향상을 통한 표면 품질을 확보할 수 있으나, 그 성분 범위가 제한적인 경향이 있다. 따라서, 델타 페라이트 이외의 또 다른 요소를 검토하였으며, CrN상의 석출온도에 따른 표면 품질의 관련성을 도출하였다.
고강도화를 위한 N의 첨가는 CrN상의 석출온도를 증가시키고, 석출온도의 증가는 열간 압연 시 CrN상의 잔류를 유발하여 열간 가공성을 저하시킨다.
CrN상의 석출온도는 TGA, DSC와 같은 열량 평가 장비를 사용하여 실험적으로 평가하거나, 상변태 해석프로그램을 사용하여 수치적 계산을 통하여 도출할 수 있다.
본 발명에서는 식 (2)와 같이 CrN상의 분해 한계 온도를 도출하였으며, CrN상의 석출온도가 분해 한계 온도 이하인 경우 열간가공성이 개선됨을 확인하였다.
(2) 1180 ＋ 36×C ＋ 12×Mo ＋ 17×Cu ＋ 411×N － 35×Mn
(여기서, C, Mo, Cu, N, Mn은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
식 (2)의 값이 크롬 질화물(CrN)의 석출 온도(℃) 미만인 경우 열간가공성 저하로 표면에 크랙이 발생하게 된다. 반면, 식 (2)의 값이 크롬 질화물(CrN)의 석출 온도(℃) 이상인 경우 표면 크랙 개수가 단위 미터(m)당 0.3개 이하인 열연소둔재를 제공할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 오스테나이트계 스테인리스강은 열연소둔 후 경도가 190 Hv 이상, 표면 크랙 개수가 단위 미터(m)당 0.3개 이하로 이루어질 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은 오스테나이트계 스테인리스강의 일반적인 공정을 통해 제조될 수 있으며, 중량%로, C: 0.01 내지 0.035%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 17 내지 22%, Ni: 6 내지 11%, Mo: 1% 이하, Cu: 1% 이하, N: 0.1 내지 0.22%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 열간압연하는 단계 및 열간압연하는 단계를 거친 열연강판을 소둔하는 단계를 포함한다.
슬라브는 식 (1) 및 식 (2) 중 적어도 하나를 만족하여 열간가공성이 개선되며, 보다 구체적으로 소둔 후 표면 크랙 개수가 단위 미터(m)당 0.3개 이하로 이루어질 수 있다. 또한, 열연소둔재의 경도는 190 Hv 이상으로 이루어질 수 있다.
(1) 3×(Cr＋Mo) ＋ 5×Si － 2×Ni － Mn － 70×(C＋N) － 27 ≥ 1.9
(여기서, Cr, Mo, Si, Ni, Mn, C, N은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
(2) 1180 ＋ 36×C ＋ 12×Mo ＋ 17×Cu ＋ 411×N － 35×Mn ≥ 크롬 질화물(CrN)의 석출 온도(℃)
(여기서, C, Mo, Cu, N, Mn은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
식 (1) 및 식 (2)의 한정이유에 대해서는 전술한 바와 같으므로 생략한다.
이하 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 보다 상세히 설명하기로 한다.
실시예
표 1 및 2에 기재된 화학 조성을 갖는 강을 연속주조공정을 통하여 200mmt 슬라브로 주조한 후 열연 및 소둔 열처리 공정을 통하여 열간압연 판재를 제조하였다. 열간압연은 1250℃ 2시간 가열 후 4~8mmt 두께까지 압연을 실시하였으며, 열간압연 후 1150℃ 소둔 열처리를 실시하였다.
구분 강종
No.		 C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu N Al Ti B
발명예 1 0.020 0.48 0.70 0.030 0.0011 21.4 10.6 0.64 0.95 0.198 0.003 0.002 0.0023
2 0.016 0.48 0.99 0.032 0.0010 21.6 10.9 0.52 0.83 0.195 0.003 0.002 0.0023
3 0.013 0.48 1.36 0.028 0.0010 17.0 6.8 0.50 0.49 0.131 0.003 0.002 0.0023
4 0.010 0.32 1.24 0.008 0.0035 17.4 6.7 0.32 0.29 0.137 0.004 0.002 0.0025
5 0.030 0.50 0.94 0.010 0.0005 21.5 10.8 0.59 0.85 0.190 0.003 0.002 0.0023
6 0.016 0.30 0.86 0.034 0.0011 21.2 10.6 0.57 0.95 0.198 0.003 0.002 0.0023
7 0.021 0.41 1.49 0.030 0.0007 17.4 6.5 0.00 0.23 0.132 0.003 0.002 0.0023
8 0.023 0.48 1.42 0.030 0.0008 17.4 6.7 0.07 0.05 0.136 0.003 0.002 0.0023
9 0.019 0.32 0.90 0.029 0.0012 21.4 10.7 0.53 0.70 0.202 0.003 0.002 0.0023
10 0.024 0.48 0.88 0.025 0.0009 21.2 10.7 0.59 0.99 0.206 0.003 0.002 0.0023
11 0.011 0.32 0.75 0.022 0.0012 21.2 10.7 0.61 0.71 0.219 0.003 0.002 0.0023
12 0.034 0.32 0.84 0.032 0.0011 21.2 10.4 0.75 0.71 0.211 0.003 0.002 0.0023
13 0.035 0.33 0.72 0.030 0.0010 21.6 10.9 0.61 0.88 0.207 0.003 0.002 0.0023
14 0.032 0.35 0.75 0.032 0.0007 21.5 10.8 0.72 0.73 0.213 0.004 0.003 0.0019
구분 강종No. C Si Mn P S Cr Ni Mo Cu N Al Ti B
발명예 15 0.023 0.37 0.70 0.029 0.0011 21.3 10.9 0.71 0.79 0.211 0.004 0.003 0.0019
16 0.024 0.31 1.49 0.032 0.0009 17.2 6.4 0.02 0.07 0.131 0.004 0.003 0.0020
17 0.022 0.38 1.21 0.032 0.0011 17.3 7.0 0.36 0.34 0.146 0.002 0.003 0.0020
18 0.018 0.41 1.24 0.034 0.0011 17.2 6.6 0.01 0.17 0.141 0.003 0.002 0.0021
19 0.010 0.30 1.24 0.034 0.0011 17.0 6.6 0.40 0.25 0.155 0.004 0.002 0.0019
20 0.018 0.34 1.31 0.030 0.0008 17.2 7.0 0.20 0.49 0.132 0.004 0.002 0.0019
21 0.033 0.33 0.71 0.025 0.0006 21.2 10.8 0.53 0.95 0.194 0.003 0.002 0.0019
22 0.019 0.32 0.72 0.030 0.0012 21.3 10.7 0.50 0.81 0.213 0.003 0.003 0.0019
23 0.030 0.38 0.71 0.029 0.0011 21.2 10.8 0.57 0.71 0.206 0.003 0.003 0.0020
24 0.017 0.32 0.83 0.034 0.0021 21.2 10.8 0.74 0.71 0.220 0.004 0.003 0.0020
25 0.025 0.50 1.27 0.032 0.0007 17.2 6.8 0.46 0.02 0.159 0.004 0.003 0.0021
26 0.030 0.31 0.71 0.033 0.0012 21.3 11.0 0.66 0.90 0.207 0.002 0.002 0.0023
27 0.030 0.39 1.30 0.031 0.0011 17.5 6.8 0.08 0.01 0.145 0.003 0.002 0.0023
28 0.029 0.32 1.26 0.020 0.0018 17.1 6.8 0.49 0.39 0.147 0.003 0.002 0.0019
29 0.024 0.33 1.28 0.018 0.0011 17.1 7.0 0.02 0.16 0.159 0.003 0.003 0.0019
비교예 30 0.021 0.42 1.40 0.034 0.0028 17.0 6.6 0.09 0.26 0.130 0.004 0.003 0.0019
31 0.035 0.35 0.96 0.024 0.0016 21.2 10.6 0.55 0.93 0.196 0.003 0.002 0.0023
32 0.023 0.45 0.89 0.029 0.0024 21.3 11.0 0.79 0.75 0.220 0.004 0.002 0.0022
33 0.033 0.33 0.97 0.030 0.0015 21.6 10.5 0.55 0.82 0.217 0.004 0.002 0.0022
34 0.020 0.50 1.36 0.032 0.0017 17.1 6.7 0.37 0.09 0.152 0.003 0.003 0.0022
35 0.011 0.31 1.50 0.029 0.0008 17.3 6.5 0.06 0.23 0.150 0.003 0.003 0.0022
36 0.025 0.41 1.40 0.020 0.0024 17.4 6.8 0.00 0.13 0.147 0.003 0.003 0.0022
37 0.026 0.40 1.43 0.010 0.0011 17.2 7.0 0.06 0.01 0.153 0.004 0.002 0.0025
표 1 및 2에 기재된 강종의 식 (1) 및 식 (2)의 값, 그리고 CrN상의 석출 온도는 표 3에 기재하였다. CrN상의 석출온도는 TGA, DSC와 같은 열량 평가 장비를 사용하여 실험적으로 평가할 수 있고, 또 상변태 해석프로그램을 사용하여 수치적 계산을 통하여 도출할 수 있다. 표 3의 값은 상변태 해석 프로그램을 이용하여 계산한 값이다.
또한, 성분별 4~8mmt 열연 코일 제작 후 표면 결함 수 및 경도를 평가한 결과를 표 3에 기재하였다. 결함 수는 열연 코일에서 소둔 및 산세 후 전체 표면 결함 개수를 코일 길이로 나누어 단위 미터당 결함 개수를 구한 것으로 통상 0.3개 이하의 개수를 가질 때 표면 품질 우수재로 판단한다. 경도는 Hv 경도를 평가하였으며 하중은 10kgf, 측정 간격은 1mm, 압하시간은 10sec로 실시하였다.
구분 강종 No. 식(1) CrN 석출온도 식(2) 결함 수 경도 (Hv)
발명예 1 4.5 1266 1261 0.17 198
2 4.2 1261 1246 0.18 199
3 3.0 1202 1201 0.14 208
4 2.8 1188 1202 0.12 192
5 3.6 1261 1248 0.22 202
6 2.8 1257 1255 0.24 199
7 2.0 1193 1187 0.02 208
8 2.0 1191 1189 0 201
9 2.7 1251 1250 0.13 195
10 2.5 1277 1259 0.17 202
11 1.8 1260 1263 0.03 199
12 1.7 1258 1260 0.12 199
13 1.8 1263 1263 0.17 213
14 1.8 1261 1263 0.08 198
15 1.8 1261 1265 0.07 199
16 1.0 1180 1184 0.02 212
17 1.0 1201 1208 0.15 211
18 1.0 1193 1198 0.03 213
19 0.9 1198 1210 0.03 211
20 1.0 1197 1200 0.23 198
21 1.6 1256 1258 0.05 199
22 1.5 1262 1263 0.16 211
23 1.5 1256 1260 0.2 202
24 1.4 1262 1263 0.25 209
25 0.7 1204 1207 0.12 197
26 1.2 1262 1265 0 203
27 0.6 1190 1196 0 211
28 0.2 1203 1210 0.12 212
29 -2.1 1203 1204 0.18 211
비교예 30 1.2 1193 1191 0.45 198
31 1.8 1262 1251 0.47 195
32 1.7 1273 1262 0.83 198
33 1.5 1271 1257 0.78 201
34 0.9 1203 1202 0.43 194
35 0.8 1200 1194 0.78 201
36 0.1 1199 1195 0.83 199
37 -1.1 1198 1195 0.65 211
표 1 내지 표 3을 함께 살펴보면, 1 내지 10 강종의 열연소둔강판은 식 (1)의 값이 1.9 이상이며, 표면 크랙 개수가 0.24개/m 이하로 나타나 양호한 표면 품질을 보였다.
11 내지 29 강종은 식 (1)의 값이 1.9 미만이지만, CrN 석출온도가 식 (2)의 값 이하이며, 표면 크랙 개수가 0.25개/m 이하로 나타나 양호한 표면 품질을 보였다.
반면, 30 내지 37 강종은 식 (1)의 값이 1.9 미만이고, CrN 석출온도가 식 (2)의 값을 초과하여 크랙 개수가 증가함을 알 수 있었다.
이와 같이, 식 (1)의 값이 1.9 이상이거나, CrN 석출온도가 식 (2)의 값 이하인 경우, 오스테나이트계 스테인리스강의 열간가공성이 개선되어 표면 결함 수가 감소됨을 알 수 있었다.
또한, 본 발명의 합금조성을 만족하는 1 내지 29 강종의 열연소둔강판 경도는 190 Hv 이상임을 확인하였다.
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, 고강도를 확보하는 동시에, 응고 시 페라이트를 형성하여 표면 품질의 저하 없이 강도를 향상시킬 수 있고, 열간가공 시 발생되는 크랙을 억제할 수 있으며, 표면 품질 확보를 위한 후속 표면 가공 공정을 생략할 수 있어 공정 비용을 절감할 수 있어, 산업상 이용이 가능하다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.01 내지 0.035%, Si: 0.5% 이하, Mn: 0.5 내지 1.5%, Cr: 17 내지 22%, Ni: 6 내지 11%, Mo: 1% 이하, Cu: 1% 이하, N: 0.1 내지 0.22%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식 (1)의 값이 1.9 이상이거나, 크롬 질화물의 석출온도가 하기 식 (2)로 표현되는 값 이하를 만족하는 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강.
    (1) 3×(Cr＋Mo) ＋ 5×Si － 2×Ni － Mn － 70×(C＋N) － 27
    (2) 1180 ＋ 36×C ＋ 12×Mo ＋ 17×Cu ＋ 411×N － 35×Mn
    (여기서, Cr, Mo, Si, Ni, Mn, C, N, Cu은 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
  2. 제1항에 있어서,
    표면 크랙 개수가 단위 미터(m)당 0.3개 이하인 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    경도가 190 Hv 이상인 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    중량%로, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.1% 이하, Ti: 0.01% 이하, B: 0.005% 이하를 포함하는 열간가공성이 우수한 고강도 오스테나이트계 스테인리스강.
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