WO2024128469A1 - 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2024128469A1
WO2024128469A1 PCT/KR2023/013122 KR2023013122W WO2024128469A1 WO 2024128469 A1 WO2024128469 A1 WO 2024128469A1 KR 2023013122 W KR2023013122 W KR 2023013122W WO 2024128469 A1 WO2024128469 A1 WO 2024128469A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
low
equation
impact toughness
temperature
Prior art date
Application number
PCT/KR2023/013122
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
김경훈
김학
김지수
전종진
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
Priority claimed from KR1020220174828A external-priority patent/KR20240091663A/ko
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Publication of WO2024128469A1 publication Critical patent/WO2024128469A1/ko

Links

Definitions

  • the present invention relates to low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness and a method of manufacturing the same.
  • cracks that occur in a material may occur due to stress caused by thermal expansion of the material due to temperature changes, or may occur due to a decrease in the impact toughness of the material in a cryogenic environment.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication 10-1995-0032674 A (December 22, 1995)
  • the purpose of the disclosed invention to solve the above-described problems is to provide a low thermal expansion steel with a low thermal expansion coefficient and excellent low-temperature impact toughness and a manufacturing method thereof by optimizing steel components and controlling the manufacturing process.
  • Low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness has, in weight percent, C: more than 0% and less than 0.04%, Si: more than 0.1% and less than 0.5%, Mn: more than 0.1% and less than 0.4%, P: 0.003%. or less, S: 0.003% or less, Cr: more than 0% and less than or equal to 0.5%, Ni: more than 34% and less than or equal to 38%, Co: more than 0% and less than or equal to 2.0%, including the remaining Fe and inevitable impurities, and the formula (1) below The value can be 112 or less.
  • Cr, Ni and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • the value of equation (2) below may be 56 or more.
  • Equation (2) 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
  • Cr, Ni, Mn and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • Low-thermal expansion steel with improved low-temperature impact toughness may have a thermal expansion coefficient of 1.0 x 10-6/°C or less from room temperature to 100°C.
  • Low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness may have impact toughness of 140 J/cm2 or more at -196°C.
  • Low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness may have room temperature impact toughness of 300 J/cm2 or more.
  • the method for manufacturing low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness is, in weight percentage, C: more than 0% and less than 0.04%, Si: more than 0.1% and less than 0.5%, Mn: more than 0.1% and less than 0.4%, P: 0.003% or less, S: 0.003% or less, Cr: more than 0% and less than 0.5%, Ni: more than 34% and less than 38%, Co: more than 0% and less than 2.0%, the remaining Fe and the step of manufacturing a slab containing inevitable impurities. ; and hot rolling the slab at 1200 to 1350°C and hot rolling and annealing the slab at 800 to 1000°C to produce a hot rolled steel sheet, wherein the slab may have a value of equation (1) below of 112 or less.
  • Cr, Ni and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • equation (2) below may be 56 or more.
  • Equation (2) 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
  • Cr, Ni, Mn and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • a low thermal expansion steel having a low thermal expansion coefficient value and excellent low-temperature impact toughness and a manufacturing method thereof can be provided by controlling the alloy components and manufacturing method.
  • Low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness is, in weight percent, C: more than 0% and less than 0.04%, Si: more than 0.1% and less than 0.5%, Mn: more than 0.1% and less than 0.4%, P: 0.003%.
  • S 0.003% or less
  • Cr more than 0% and less than 0.5%
  • Ni more than 34% and less than 38%
  • Co more than 0% and less than 2.0%
  • the remaining Fe and unavoidable impurities may be included.
  • the C (carbon) content may be more than 0% and less than or equal to 0.04%.
  • C is an element effective in increasing strength, it is desirable to add an appropriate amount to use it as a thin plate material.
  • C since C is an element that deteriorates thermal expansion by forming carbides, it is advantageous to keep its content low.
  • the C content can be controlled to exceed 0% and below 0.04% to ensure price competitiveness while maintaining low thermal expansion characteristics.
  • the C content may be 0.003% or more and 0.037% or less.
  • the content of Si may be 0.1% or more and 0.5% or less.
  • Si is an element that facilitates deoxidation during alloy refining and is effective in reducing O content and controlling inclusions.
  • the Si content has conventionally been controlled to 0.1% or less.
  • the Si content can be controlled to 0.1% or more and 0.5% or less so that deoxidation is easy and thermal expansion can be suppressed.
  • the Si content may be 0.11% or more and 0.42% or less.
  • the content of Mn (manganese) may be 0.1% or more and 0.4% or less.
  • Mn is an effective element for solid solution strengthening and improving hot workability.
  • Mn is an element that can be used as a deoxidizer along with Si during alloy refining.
  • the Mn content has been controlled to 0.1% or less to suppress thermal expansion.
  • the Mn content can be controlled to 0.1% or more and 0.4% or less by controlling the Cr, Ni and Co components so that thermal expansion can be suppressed even if the Mn content increases.
  • the Mn content may be 0.12% or more and 0.34% or less.
  • the content of P (phosphorus) may be 0.003% or less or more than 0% and 0.003% or less.
  • the P content may be 0.003% or less.
  • the P content may be 0.001% or more and 0.003% or less.
  • the S (sulfur) content may be 0.003% or less, or more than 0% and 0.003% or less.
  • S is an impurity inevitably contained in steel, and is an element that segregates at grain boundaries and causes impairing hot workability.
  • S can cause shape defects or cracks during welding, it is advantageous to keep the content low.
  • the upper limit of S content can be limited to 0.003% or less. Preferably, it may be 0.0004% or more and 0.0022% or less.
  • the content of Cr may be more than 0% and less than or equal to 0.5%.
  • the Ni content can be adjusted to control the Cr content to more than 0% and 0.5% or less so that thermal expansion can be suppressed even if the Cr content increases.
  • Ni nickel
  • the content of Ni (nickel) may be 34% or more and 38% or less.
  • Ni is an essential element to reduce thermal expansion and ensure low thermal expansion. Generally, in order to ensure low thermal expansion, elements other than Ni and Fe are managed at extremely low contents, which increases process costs.
  • the Ni content is controlled to 34 to 38% and the Cr and Co components are adjusted to lower the thermal expansion coefficient.
  • the Ni content can be controlled to be 34.6% or more and 37.1% or less.
  • the content of Co (cobalt) may be more than 0% and less than or equal to 2.0%.
  • Co is generally known to be a component that reduces the thermal expansion coefficient when added in amounts of 4% or less and increases the coefficient of thermal expansion when added in excess of 4%. Additionally, as the Co content increases, cryogenic impact toughness may decrease.
  • the Co content is controlled to be more than 0% and 2.0% or less, and the Cr and Ni contents are adjusted to lower the thermal expansion coefficient.
  • the Co content may be more than 0% and 0.5% or less, and more preferably, the Co content may be 0.01% or more and 0.5% or less.
  • the remaining component of the disclosed invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the value of equation (1) below may be 112 or less.
  • Cr, Ni and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • the disclosed invention seeks to suppress thermal expansion by optimizing alloy components to lower the thermal expansion coefficient. Accordingly, the disclosed invention derives equation (1) by combining alloy components that can affect the thermal expansion coefficient.
  • the thermal expansion coefficient may exceed 1.0 x 10 -6 /°C from room temperature to 100°C. That is, if the value of equation (1) exceeds 112, the thermal expansion inhibition power may be poor.
  • the value of formula (1) may be specifically 102 to 112, more specifically 105 to 112, and even more specifically 108 to 112.
  • the low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness according to an embodiment of the present invention may be more advantageous in achieving both low thermal expansion coefficient values and excellent low-temperature impact toughness.
  • the value of equation (2) below may be 56 or more.
  • Equation (2) 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
  • Cr, Ni, Mn, and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • the disclosed invention seeks to improve low-temperature impact toughness by controlling the component system. Therefore, the disclosed invention derived equation (2) by combining alloy components that can affect low-temperature impact toughness. If the value of equation (2) is less than 56, the impact toughness may be less than 140J/cm 2 at -196°C. That is, if the value of equation (2) is less than 56, low-temperature impact toughness may be inferior.
  • the value of formula (2) may be specifically 56 to 72.5 or less, 56 to 70, more specifically 56 to 65, and even more specifically 58 to 60.
  • the low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness according to an embodiment of the present invention may be more advantageous in achieving both low thermal expansion coefficient values and excellent low-temperature impact toughness, and has a room temperature impact toughness value of -196°C. By further increasing the balance of impact toughness values, even better impact toughness characteristics can be realized.
  • Low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness may have a thermal expansion coefficient of 1.0 x 10 -6 /°C or less from room temperature to 100°C by adjusting the alloy composition and manufacturing method. That is, the low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness according to one embodiment has little thermal expansion due to temperature changes, so it can be used as a steel for low-temperature liquid storage.
  • the low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness may have impact toughness of 140 J/cm 2 or more at -196°C and room temperature impact toughness of 300 J/cm 2 or more.
  • the low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness according to one embodiment has little cracking even in a cryogenic environment, so it can be used as a steel for supplementing low-temperature liquids.
  • the method for manufacturing low-temperature expansion steel with improved low-temperature impact toughness is, in weight percentage, C: more than 0% and less than 0.04%, Si: more than 0.1% and less than 0.5%, Mn: more than 0.1% and less than 0.4%, P: 0.003% or less, S: 0.003% or less, Cr: more than 0% and less than 0.5%, Ni: more than 34% and less than 38%, Co: more than 0% and less than 2.0%, the remaining Fe and the step of manufacturing a slab containing inevitable impurities. ; and hot rolling the slab at 1200 to 1350°C and hot rolling and annealing the slab at 800 to 1000°C to produce a hot rolled steel sheet, wherein the slab may have a value of equation (1) below of 112 or less.
  • Cr, Ni and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • the slab may have a value of equation (2) below of 56 or more.
  • Equation (2) 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
  • Cr, Ni, Mn and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • Equation (1) and Equation (2) After manufacturing a slab that satisfies the alloy composition, Equation (1) and Equation (2), it can be subjected to a series of hot rolling, hot rolling annealing, cold rolling, and cold rolling annealing processes.
  • the slab can be hot rolled at 1200 to 1350°C and hot rolled and annealed at 800 to 1000°C to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling temperature is low, it may be difficult to re-decompose the coarse precipitates generated during slab manufacturing. However, if the hot rolling temperature is too high, the internal grains may become too coarse.
  • the hot rolling annealing temperature is low, segregation generated during casting may remain, resulting in poor elongation. However, if the hot rolling annealing temperature is too high, the strength may decrease due to grain coarsening.
  • the step of cold rolling the hot rolled steel sheet at a reduction ratio of 50% or more and cold rolling annealing at 800 to 950° C. to produce a cold rolled steel sheet may be further included.
  • the cold rolling annealing temperature is low, recrystallization may not be sufficient and the elongation may be low. However, if the cold rolling annealing temperature is too high, the crystal grains become coarse and the depth of the oxide formed at the grain boundaries increases, so the surface quality after pickling may be poor.
  • Slabs were manufactured in a vacuum induction melting furnace for various alloy composition ranges shown in Table 1 below.
  • the manufactured slab was hot rolled at 1250°C and hot rolled and annealed at 900°C to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet was cold-rolled at a reduction ratio of 60% and cold-rolled and annealed at 900°C to prepare a specimen.
  • Example 1 0.028 0.17 0.15 0.0010 0.0005 0.5 34.7 0.10
  • Example 2 0.035 0.11 0.26 0.0012 0.0005 0.0 37.1 0.12
  • Example 3 0.033 0.20 0.32 0.0010 0.0004 0.2 36.0 0.30
  • Example 4 0.029 0.15 0.34 0.0017 0.0008 0.1 36.7 0.10
  • Example 5 0.021 0.18 0.27 0.0023 0.0004 0.1 36.2 0.50
  • Example 6 0.027 0.20 0.25 0.0014 0.0005 0.3 35.7 0.02
  • Example 7 0.024 0.37 0.19 0.0013 0.0005 0.0 36.0 0.01
  • Example 8 0.003 0.32 0.26 0.0018 0.0012 0.0 36.1 0.01
  • Example 9 0.037 0.19 0.12 0.0014 0.0011 0.5 34.6 0.20
  • Example 10 0.018 0.23 0.26 0.0014 0.0020 0.0 36.5 0.02
  • Example 11 0.026 0.42 0.25 0.0015 0.0022 0.0 36.1 0.01
  • Equation (1) value was calculated by calculating Equation (1) below. Equation ( 1): 15Cr + 3Ni + 3Co
  • Cr, Ni and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • equation (2) The value of equation (2) was expressed by calculating equation (2) below.
  • Equation (2) 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
  • Cr, Ni, Mn and Co mean the content (% by weight) of each element.
  • the thermal expansion coefficient was measured using a dilatometer. First, the change in length of the specimen according to temperature change was measured when the temperature was raised from room temperature to 120°C at a rate of 1°C/s. Next, the linear thermal expansion coefficient under conditions of 25 to 100°C was calculated using equation (3) below.
  • ⁇ m is the thermal expansion coefficient
  • L 0 is the initial length
  • ⁇ L is the length change
  • ⁇ T is the temperature change.
  • the room temperature impact toughness and -196°C impact toughness were measured at low temperatures of 25°C and -196°C using an impact tester from Zwick Roell. Meanwhile, impact toughness at -196°C was evaluated by immersing the specimen in liquid nitrogen for 5 minutes.
  • Examples 1 to 12 satisfied the alloy composition, equation (1) value, equation (2) value, and manufacturing method presented in the disclosed invention. Therefore, Examples 1 to 12 satisfied the thermal expansion coefficient from room temperature to 100 ° C of 1.0 . That is, Examples 1 to 12 had low thermal expansion and excellent low-temperature impact toughness. However, Comparative Examples 1 to 6 did not satisfy the value of Equation (2) of 56 or more. Therefore, Comparative Examples 1 to 6 did not satisfy impact toughness of 140 J/cm 2 or more at -196°C. That is, Comparative Examples 1 to 6 were inferior in low-temperature impact toughness.
  • Comparative Examples 5 to 12 the value of Formula (1) did not satisfy 112 or less. Therefore, Comparative Examples 5 to 12 did not satisfy the thermal expansion coefficient of 1.0 x 10 -6 /°C or less from room temperature to 100°C. That is, in Comparative Examples 5 to 12, relatively large thermal expansion occurred.
  • a low thermal expansion steel having a low thermal expansion coefficient value and excellent low-temperature impact toughness and a manufacturing method thereof can be provided by controlling the alloy components and manufacturing method.

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 아래 식 (1)의 값이 112 이하일 수 있다. 식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co 식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.

Description

저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법
본 발명은 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 액화천연가스 운반 및 저장에 대한 수요가 늘어남에 따라, 극저온에서 액체를 보관할 수 있는 용기용 소재의 수요가 크게 증가하고 있다.
극저온 환경에서는 소재의 취성이 커지기 때문에, 저장용기 소재에 균열이 쉽게 발생하여 누수가 일어날 수 있다.
한편, 소재에 발생하는 균열은, 온도 변화에 따른 소재의 열팽창에 의한 응력으로 일어나거나, 극저온 환경에서 소재의 충격인성 저하에 따라 발생할 수 있다.
따라서, 극저온 환경에서도 균열이 발생하지 않도록, 열팽창이 낮고, 저온 충격인성이 우수한 소재에 대한 개발이 요구된다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 10-1995-0032674 A (1995.12.22)
상술한 문제를 해결하기 위한 개시된 발명의 목적은, 강 성분 최적화 및 제조공정을 제어함으로써, 열팽창 계수값이 낮고, 저온 충격인성이 우수한, 저열팽창강 및 그 제조방법을 제공하는데 있다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 아래 식 (1)의 값이 112 이하일 수 있다.
식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 아래 식 (2)의 값이 56 이상일 수 있다.
식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 상온에서 100℃까지 열팽창 계수가 1.0 x 10-6/℃이하일 수 있다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, -196℃에서 충격인성이 140J/cm2 이상일 수 있다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 상온 충격인성 300J/cm2 이상일 수 있다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 제조방법은, 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 및 상기 슬라브를 1200 내지 1350℃에서 열간압연하고, 800 내지 1000℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 슬라브는, 아래 식 (1)의 값이 112 이하일 수 있다.
식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 슬라브는, 아래 식 (2)의 값이 56 이상 일 수 있다.
식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 열연강판을 50% 이상의 압하율로 냉간압연하고, 800 내지 950℃에서 냉연소둔하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
개시된 발명의 일 실시예에 따르면, 합금성분 및 제조방법을 제어하여 열팽창 계수값이 낮고, 저온 충격인성이 우수한, 저열팽창강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
이하에서는 개시된 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 개시된 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 개시된 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 개시된 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 개시된 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C(탄소)의 함량은 0% 초과 0.04% 이하일 수 있다.
C는 강도 증가에 효과적인 원소이므로, 박판재로 활용하기 위해 적정량을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, C는 탄화물 형성에 의해 열팽창을 열화시키는 원소이므로, 그 함량을 낮게 관리하는 것이 유리하다. 한편, C 함량을 지나치게 낮게 관리하려면 공정 비용이 상승하는 문제가 있다. 따라서, 저열팽창 특성을 유지하면서도, 가격경쟁력을 확보할 수 있도록, C의 함량을 0% 초과 0.04% 이하로 제어할 수 있다. 바람직하게는, C의 함량은 0.003% 이상 0.037% 이하일 수 있다.
Si(실리콘)의 함량은 0.1% 이상 0.5% 이하일 수 있다.
Si은 합금의 정련 시 탈산을 용이하게 하여 O 함량 저감 및 개재물 제어 등에 효과적인 원소이다. 그러나, Si 첨가는 열팽창을 증가시키기 때문에, 종래에는 Si 함량을 0.1% 이하로 제어되어 왔다. 개시된 발명은, 탈산이 용이하면서도, 열팽창을 억제할 수 있도록, Si의 함량을 0.1% 이상 0.5% 이하로 제어할 수 있다. 바람직하게는, Si의 함량은 0.11% 이상 0.42% 이하일 수 있다.
Mn(망간)의 함량은 0.1% 이상 0.4% 이하일 수 있다.
Mn은 고용강화 및 열간 가공성 향상에 효과적인 원소이다. 특히, Mn은 합금 정련 시 Si와 함께 탈산제로 활용될 수 있는 원소이다. 그러나, 종래에는 열팽창을 억제시키기 위해 Mn 함량을 0.1% 이하로 제어되어 왔다. 개시된 발명은, Cr, Ni 및 Co 성분 조절을 통해, Mn 함량이 증가하더라도 열팽창이 억제될 수 있도록, Mn의 함량을 0.1% 이상 0.4% 이하로 제어할 수 있다. 바람직하게는, Mn의 함량은 0.12% 이상 0.34% 이하일 수 있다.
P(인)의 함량은 0.003% 이하 또는 0% 초과 0.003% 이하일 수 있다.
P은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 입계 부식을 일으키거나 열간 가공성을 저해하는 원소이므로, 그 함량을 낮게 관리하는 것이 유리하다. 그러나, P의 함량을 지나치게 낮게 제어하려면 공정 비용 증가를 초래할 수 있다. 이를 고려하여, P의 함량은 0.003% 이하일 수 있다. 바람직하게는, P의 함량은 0.001% 이상 0.003% 이하일 수 있다.
S(황)의 함량은 0.003% 이하 또는 0% 초과 0.003% 이하일 수 있다.
S은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 결정립계에 편석되어 열간 가공성을 저해하는 원인이 되는 원소이다. 특히, S는 용접 시 형상 불량을 야기하거나, 균열을 발생시킬 수 있기 때문에, 함량을 낮게 관리하는 것이 유리하다. 이를 고려하여, S 함량의 상한은 0.003% 이하로 제한할 수 있다. 바람직하게는, 0.0004% 이상 0.0022% 이하일 수 있다.
Cr(크롬)의 함량은 0% 초과 0.5% 이하일 수 있다.
저열팽창강의 보통 스테인리스 제조공정에서 여타 강종을 제조하면서 Cr이 유입될 수 있으므로, 제거하는 것이 용이하지 않다. 그러나, Cr은 열팽창계수를 증가시키는 원소로써, 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 개시된 발명에서는, Ni 함량을 조절하여, Cr 함량이 증가하더라도 열팽창이 억제될 수 있도록, Cr의 함량을 0% 초과 0.5% 이하로 제어할 수 있다.
Ni(니켈)의 함량은 34% 이상 38% 이하일 수 있다.
Ni은 열팽창을 감소시켜 저열팽창성을 확보하기 위해 필수적인 원소이다. 일반적으로 저열팽창성을 확보하기 위해서는, Ni 및 Fe 이외의 원소들을 극저 함량으로 관리하므로, 공정 비용이 상승한다. 개시된 발명에서는, Ni 함량을 34 내지 38%로 제어하고, Cr 및 Co성분을 조절하여 열팽창계수를 낮추고자 한다. 바람직하게는, Ni의 함량을 34.6% 이상 37.1% 이하로 제어할 수 있다.
Co(코발트)의 함량은 0% 초과 2.0% 이하일 수 있다.
Co는 일반적으로 4% 이하 첨가 시 열팽창 계수를 저감시키고, 4% 초과하여 첨가 시 열팽창 계수를 증가시키는 성분으로 알려져 있다. 또한, Co의 함량이 증가하면 극저온 충격인성이 저하될 수 있다. 개시된 발명에서는, Co 함량을 0% 초과 2.0% 이하로 제어하고, Cr 및 Ni 함량을 조절하여, 열팽창 계수를 낮추고자 한다. 바람직하게는, Co의 함량은 0% 초과 0.5% 이하일 수 있고, 더욱 바람직하게는, Co의 함량은 0.01% 이상 0.5% 이하일 수 있다.
개시된 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 아래 식 (1)의 값이 112 이하일 수 있다.
식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
상기 식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
개시된 발명은 합금성분을 최적화하여 열팽창계수를 낮춤으로써 열팽창을 억제하고자 한다. 따라서, 개시된 발명은 열팽창계수에 영향을 줄 수 있는 합금성분을 조합하여 식 (1)을 도출하였다. 식 (1)의 값이 112를 초과하는 경우에는, 상온에서 100℃까지 열팽창 계수가 1.0 x 10-6/℃초과할 수 있다. 즉, 식 (1)의 값이 112를 초과하는 경우에는, 열팽창 억제력이 열위할 수 있다.
상기 식 (1)의 값은 구체적으로 102 내지 112, 보다 구체적으로 105 내지 112, 보다 더욱 구체적으로 108 내지 112일 수 있다. 상기 범위 내에서, 본 발명 일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 열팽창 계수값이 낮으면서도 저온 충격인성이 우수한 특성을 양립하기 더욱 유리할 수 있다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 아래 식 (2)의 값이 56 이상일 수 있다.
식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
상기 식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
개시된 발명은 성분계를 조절함으로써 저온 충격인성을 향상시키고자 한다. 따라서, 개시된 발명은 저온 충격인성에 영향을 줄 수 있는 합금성분을 조합하여 식 (2)를 도출하였다. 식 (2)의 값이 56 미만인 경우에는, -196℃에서 충격인성이 140J/cm2 미만일 수 있다. 즉, 식 (2)의 값이 56 미만인 경우에는, 저온 충격인성이 열위할 수 있다.
상기 식 (2)의 값은 구체적으로 56 내지 72.5 이하, 56 내지 70, 보다 구체적으로 56 내지 65, 보다 더욱 구체적으로 58 내지 60일 수 있다. 상기 범위 내에서, 본 발명 일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 열팽창 계수값이 낮으면서도 저온 충격인성이 우수한 특성을 양립하기 더욱 유리할 수 있고, 상온 충격인성값과 -196℃ 충격인성값의 균형을 더욱 높여 더욱 우수한 충격인성 특성을 구현할 수 있다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 합금조성 및 제조방법을 조절함으로써 상온에서 100℃까지 열팽창 계수가 1.0 x 10-6/℃이하일 수 있다. 즉, 일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 온도 변화에 따른 열팽창이 적으므로, 저온 액체 보관용 강으로 활용이 가능할 수 있다.
또한, 일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, -196℃에서 충격인성이 140J/cm2 이상일 수 있고, 상온 충격인성 300J/cm2 이상일 수 있다. 즉, 일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강은, 극저온 환경에서도 균열 발생이 적으므로, 저온 액체 보완용 강으로 활용이 가능할 수 있다.
다음으로, 개시된 발명의 다른 일 측면에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 제조방법에 대해 설명한다.
일 실시예에 따른 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 제조방법은, 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 및 상기 슬라브를 1200 내지 1350℃에서 열간압연하고, 800 내지 1000℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 슬라브는, 아래 식 (1)의 값이 112 이하일 수 있다.
식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
또한, 상기 슬라브는, 아래 식 (2)의 값이 56 이상일 수 있다.
식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
상기 각 합금조성의 성분범위, 식 (1) 및 식 (2)의 수치 한정 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
상기 합금조성, 식 (1) 및 식 (2)를 만족하는 슬라브를 제조한 후, 일련의 열간압연, 열연소둔, 냉간압연 및 냉연소둔 공정을 거칠 수 있다.
먼저, 상기 슬라브를 1200 내지 1350℃에서 열간압연하고, 800 내지 1000℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 열간압연 온도가 낮을 경우에는, 슬라브 제조 중 생성된 조대한 석출물들을 재분해하기 어려울 수 있다. 그러나, 열간압연 온도가 지나치게 높을 경우에는, 내부 결정립이 너무 조대해질 수 있다.
상기 열연소둔 온도가 낮을 경우에는, 주조 중 생성된 편석이 잔존하여 연신율이 열위해질 수 있다. 그러나, 열연소둔 온도가 지나치게 높을 경우에는, 결정립 조대화로 인해 강도가 저하될 수 있다.
다음으로, 필요한 경우, 상기 열연강판을 50% 이상의 압하율로 냉간압연하고, 800 내지 950℃에서 냉연소둔하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
압하율이 50% 미만일 경우에는, 압연 소둔 단계에서 재결정화가 감소하여 결정립이 조대해질 수 있다.
냉연소둔 온도가 낮을 경우에는, 재결정이 충분하게 되지 못하여 연신율이 낮아질 수 있다. 그러나, 냉연소둔 온도가 지나치게 높을 경우에는, 결정립이 조대화되고, 결정립계에 형성되는 산화물의 깊이가 깊어지므로, 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
아래 표 1에 나타낸 다양한 합금 성분범위에 대하여, 진공유도 용해로에서 슬라브를 제조했다. 제조된 슬라브는 1250℃에서 열간압연하고, 900℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조했다. 상기 열연강판을 60% 압하율로 냉간압연하고, 900℃에서 냉연소둔하여 시편을 제조했다.
구분 합금성분
(중량%)
C Si Mn P S Cr Ni Co
실시예1 0.028 0.17 0.15 0.0010 0.0005 0.5 34.7 0.10
실시예2 0.035 0.11 0.26 0.0012 0.0005 0.0 37.1 0.12
실시예3 0.033 0.20 0.32 0.0010 0.0004 0.2 36.0 0.30
실시예4 0.029 0.15 0.34 0.0017 0.0008 0.1 36.7 0.10
실시예5 0.021 0.18 0.27 0.0023 0.0004 0.1 36.2 0.50
실시예6 0.027 0.20 0.25 0.0014 0.0005 0.3 35.7 0.02
실시예7 0.024 0.37 0.19 0.0013 0.0005 0.0 36.0 0.01
실시예8 0.003 0.32 0.26 0.0018 0.0012 0.0 36.1 0.01
실시예9 0.037 0.19 0.12 0.0014 0.0011 0.5 34.6 0.20
실시예10 0.018 0.23 0.26 0.0014 0.0020 0.0 36.5 0.02
실시예11 0.026 0.42 0.25 0.0015 0.0022 0.0 36.1 0.01
실시예12 0.031 0.20 0.29 0.0030 0.0019 0.1 35.6 0.01
비교예1 0.017 0.18 0.28 0.0031 0.0008 0.2 35.1 0.98
비교예2 0.027 0.17 0.27 0.0014 0.0004 0.1 34.7 1.02
비교예3 0.030 0.20 0.35 0.0026 0.0005 0.2 34.2 1.90
비교예4 0.029 0.19 0.27 0.0015 0.0006 0.1 34.0 1.90
비교예5 0.026 0.19 0.26 0.0016 0.0007 0.1 36.0 2.10
비교예6 0.022 0.16 0.31 0.0014 0.0006 0.2 36.5 1.48
비교예7 0.020 0.36 0.28 0.0027 0.0004 0.1 36.2 0.95
비교예8 0.039 0.20 0.25 0.0030 0.0005 0.3 36.3 0.03
비교예9 0.002 0.23 0.30 0.0014 0.0005 0.3 36.5 0.01
비교예10 0.027 0.41 0.24 0.0015 0.0010 0.5 36.0 0.04
비교예11 0.026 0.37 0.27 0.0014 0.0004 0.9 35.7 0.12
비교예12 0.036 0.20 0.10 0.0031 0.0004 1.0 36.1 0.01
아래 표 2에는, 식 (1) 값, 식 (2) 값, 열팽창 계수, 상온 충격인성 및 -196℃ 충격인성을 나타냈다.식 (1) 값은 아래 식 (1)을 계산하여 나타냈다.식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
식 (2) 값은 아래 식 (2)를 계산하여 나타냈다.
식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
열팽창 계수는, 딜라토미터를 이용하여 측정했다. 먼저, 상온에서 120℃까지 1℃/s의 속도로 승온할 때 온도 변화에 따른 시편의 길이 변화를 측정했다. 다음으로, 아래 식 (3)을 통해 25 내지 100℃ 조건에서의 선열팽창계수를 계산했다.
식 (3):
Figure PCTKR2023013122-appb-img-000001
식 (3)에서, αm은 열팽창계수, L0는 초기 길이, △L은 길이 변화 및 △T는 온도 변화이다.
상온 충격인성 및 -196℃ 충격인성은, Zwick Roell사의 충격시험기를 통해 25℃및 -196℃의 저온에서 측정했다. 한편, -196℃ 충격인성은, 시편을 액체질소에 5분간 침적하여 평가를 수행했다.
구분 식 (1) 식 (2) 열팽창 계수
(x10-6/℃)		 상온 충격인성
(J/cm2, 상온)		 -196℃ 충격인성
(J/cm2, -196℃)
실시예1 111.9 63.2 1.0 306 172
실시예2 111.7 61.0 1.0 314 164
실시예3 111.9 56.0 0.8 310 155
실시예4 111.9 56.5 0.9 309 168
실시예5 111.6 58.2 0.9 319 157
실시예6 111.7 59.8 0.9 312 161
실시예7 108.0 62.5 0.8 308 168
실시예8 108.3 59.2 0.9 302 166
실시예9 111.9 64.3 0.8 303 179
실시예10 109.6 60.0 0.9 310 157
실시예11 108.3 59.7 0.9 309 156
실시예12 108.3 57.0 0.8 304 152
비교예1 111.2 54.8 0.7 298 119
비교예2 108.7 54.2 0.8 304 123
비교예3 111.3 47.7 0.6 297 100
비교예4 109.2 51.0 0.8 311 105
비교예5 115.8 55.1 1.5 307 135
비교예6 116.9 55.1 1.5 306 130
비교예7 113.0 56.8 1.1 308 140
비교예8 113.5 60.9 1.1 307 183
비교예9 114.0 58.9 1.2 307 188
비교예10 115.6 61.4 1.3 309 191
비교예11 121.0 60.4 1.8 303 199
비교예12 123.3 70.2 1.8 306 194
표 2를 참고하면, 실시예 1 내지 12는, 개시된 발명에서 제시하는 합금성분, 식 (1) 값, 식 (2) 값 및 제조방법을 만족했다. 따라서, 실시예 1 내지 12는, 상온에서 100℃까지 열팽창 계수가 1.0 x 10-6/℃이하, -196℃에서 충격인성이 140J/cm2 이상 및 상온 충격인성 300J/cm2 이상을 만족했다. 즉, 실시예 1 내지 12는, 열팽창이 적고, 저온 충격인성이 우수했다.그러나, 비교예 1 내지 6은, 식 (2) 값이 56 이상을 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 1 내지 6은, -196℃에서 충격인성이 140J/cm2 이상을 만족하지 못했다. 즉, 비교예 1 내지 6은, 저온 충격인성이 열위했다.
비교예 5 내지 12는, 식 (1) 값이 112 이하를 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 5 내지 12는, 상온에서 100℃까지 열팽창 계수가 1.0 x 10-6/℃이하를 만족하지 못했다. 즉, 비교예 5 내지 12는 열팽창이 비교적 많이 일어났다.
개시된 발명의 일 실시예에 따르면, 합금성분 및 제조방법을 제어하여 열팽창 계수값이 낮고, 저온 충격인성이 우수한, 저열팽창강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    아래 식 (1)의 값이 112 이하인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강.
    식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
    (식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  2. 청구항 1에 있어서,
    아래 식 (2)의 값이 56 이상인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강.
    식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
    (식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  3. 청구항 1에 있어서,
    상온에서 100℃까지 열팽창 계수가 1.0 x 10-6/℃이하인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강.
  4. 청구항 1에 있어서,
    -196℃에서 충격인성이 140J/cm2 이상인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상온 충격인성 300J/cm2 이상인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강.
  6. 중량%로, C: 0% 초과 0.04% 이하, Si: 0.1% 이상 0.5% 이하, Mn: 0.1% 이상 0.4% 이하, P: 0.003% 이하, S: 0.003% 이하, Cr: 0% 초과 0.5% 이하, Ni: 34% 이상 38% 이하, Co: 0% 초과 2.0% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 및
    상기 슬라브를 1200 내지 1350℃에서 열간압연하고, 800 내지 1000℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조하는 단계를 포함하고,
    상기 슬라브는,
    아래 식 (1)의 값이 112 이하인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 제조방법.
    식 (1): 15Cr + 3Ni + 3Co
    (식 (1)에서, Cr, Ni 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 슬라브는,
    아래 식 (2)의 값이 56 이상인, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 제조방법.
    식 (2): 3Cr + 2Ni - 50Mn - 2Co
    (식 (2)에서, Cr, Ni, Mn 및 Co는 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 열연강판을 50% 이상의 압하율로 냉간압연하고, 800 내지 950℃에서 냉연소둔하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함하는, 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 제조방법.
PCT/KR2023/013122 2022-12-14 2023-09-04 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법 WO2024128469A1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2022-0174828 2022-12-14
KR1020220174828A KR20240091663A (ko) 2022-12-14 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024128469A1 true WO2024128469A1 (ko) 2024-06-20

Family

ID=91485092

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2023/013122 WO2024128469A1 (ko) 2022-12-14 2023-09-04 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2024128469A1 (ko)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004323949A (ja) * 2003-04-28 2004-11-18 Nikko Metal Manufacturing Co Ltd プレス成形型シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄帯
US20100086433A1 (en) * 2006-12-02 2010-04-08 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Iron-nickle alloy with a high level of ductility and a low expansion coefficient
KR20160133440A (ko) * 2014-03-14 2016-11-22 아뻬랑 용접성이 개선된 철-니켈 합금
CN110541119A (zh) * 2018-05-28 2019-12-06 宝钢特钢有限公司 一种低膨胀铁镍合金及其制造方法
JP2022095215A (ja) * 2020-12-16 2022-06-28 新報国マテリアル株式会社 低熱膨張合金

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004323949A (ja) * 2003-04-28 2004-11-18 Nikko Metal Manufacturing Co Ltd プレス成形型シャドウマスク用Ｆｅ−Ｎｉ系合金薄帯
US20100086433A1 (en) * 2006-12-02 2010-04-08 Thyssenkrupp Vdm Gmbh Iron-nickle alloy with a high level of ductility and a low expansion coefficient
KR20160133440A (ko) * 2014-03-14 2016-11-22 아뻬랑 용접성이 개선된 철-니켈 합금
CN110541119A (zh) * 2018-05-28 2019-12-06 宝钢特钢有限公司 一种低膨胀铁镍合金及其制造方法
JP2022095215A (ja) * 2020-12-16 2022-06-28 新報国マテリアル株式会社 低熱膨張合金

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019112144A1 (ko) 내식성이 우수한 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2019117536A1 (ko) 인장강도 및 저온충격인성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조방법
WO2017111489A1 (ko) 내수소취화성이 우수한 오스테나이트계 강재
WO2019117430A1 (ko) 고온 내산화성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2018088652A1 (ko) 내수소취성이 개선된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이를 포함하는 고압 수소 가스용 용기
WO2020085684A1 (ko) 극저온 인성 및 연성이 우수한 압력용기용 강판 및 그 제조 방법
WO2017052005A1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2019124729A1 (ko) 열간가공성이 우수한 유틸리티 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020130279A1 (ko) 고강도 스테인리스강
WO2024128469A1 (ko) 저온 충격인성이 향상된 저열팽창강 및 그 제조방법
WO2021125564A1 (ko) 클램프용 고강도 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020085861A1 (ko) 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020122320A1 (ko) 성형성 및 고온 특성이 우수한 저cr 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020105885A1 (ko) 열간가공성 및 인장 특성이 우수한 보론 함유 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2020085852A1 (ko) 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2022131503A1 (ko) 내열성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2021025248A1 (ko) 고온 내크립 특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2024136135A1 (ko) 충격인성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2023090670A1 (ko) 내식성 및 자기적 성질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2022119134A1 (ko) 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2024128574A1 (ko) 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2017111437A1 (ko) 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2024136216A1 (ko) 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
WO2019117465A1 (ko) 구멍 확장성이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2019039774A1 (ko) 저온 충격인성이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법