WO2024128574A1 - 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
WO2024128574A1
WO2024128574A1 PCT/KR2023/018163 KR2023018163W WO2024128574A1 WO 2024128574 A1 WO2024128574 A1 WO 2024128574A1 KR 2023018163 W KR2023018163 W KR 2023018163W WO 2024128574 A1 WO2024128574 A1 WO 2024128574A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
equation
less
stainless steel
austenitic stainless
hydrogen embrittlement
Prior art date
Application number
PCT/KR2023/018163
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
송석원
김광민
박미남
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 KR1020220176724A external-priority patent/KR20240094448A/ko
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Publication of WO2024128574A1 publication Critical patent/WO2024128574A1/ko

Links

Definitions

  • the disclosed invention relates to an austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance and a manufacturing method thereof.
  • Austenitic stainless steel has excellent hydrogen embrittlement resistance and has been applied to various parts, equipment, and structural materials that are directly exposed to hydrogen.
  • austenitic stainless steel is a material suitable for use in cryogenic environments due to its low incidence of low-temperature embrittlement, and is used as storage components for LNG, liquefied hydrogen, liquefied ammonium, liquefied nitrogen, and liquefied carbon dioxide.
  • austenitic stainless steel has a yield strength of 250 MPa or less, it has limitations that make it difficult to apply in environments that can withstand stress.
  • martensite phase transformation phenomenon that occurs in some metastable austenitic stainless steels has the problem of rapidly deteriorating hydrogen embrittlement resistance.
  • the purpose of the disclosed invention to solve the above-described problems is to provide an austenitic stainless steel and a manufacturing method thereof that improve yield strength and hydrogen embrittlement resistance and are cost-competitive by optimizing steel components and controlling the manufacturing process. .
  • Austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance is, in weight percentage, C: more than 0% and less than 0.03%, N: more than 0.15% and less than 0.25%, Si: more than 0% and less than 1.0%, Mn: More than 0% and less than 10.0%, Cr: More than 16.0% and less than 22.0%, Ni: More than 0% and less than 6.0%, Cu: More than 0% and less than 1.6%, Mo: More than 0% and less than 0.8%, including the remaining Fe and inevitable impurities. And the value of equation (1) below may be 250 or more.
  • Equation (1) Ni eq ⁇ D c
  • Ni eq Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N
  • D c Normalized diffusion coefficient
  • the value of equation (2) below may be 16 or more.
  • Equation (2) 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
  • C, N, Si, Mn, Cr and Ni are the contents (% by weight) of each component.
  • the value of equation (3) below may be 2.0 or less.
  • Ni and Mn are the contents (% by weight) of each component.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance may have a relative notch tensile strength (RNTS) value of 0.90 or more.
  • RNTS relative notch tensile strength
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance may have a yield strength of 300 MPa or more.
  • a method of manufacturing austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance includes, in weight percent: C: more than 0% and less than 0.03%, N: more than 0.15% and less than 0.25%, Si: more than 0% and less than 1.0%, Mn: more than 0% and less than 10.0%, Cr: more than 16.0% and less than 22.0%, Ni: more than 0% and less than 6.0%, Cu: more than 0% and less than 1.6%, Mo: more than 0% and less than 0.8%, remaining Fe and inevitable impurities manufacturing a slab comprising; and manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the slab and then hot-rolling and annealing the slab at 1050 to 1150° C., wherein the slab may have a value of equation (1) below of 250 or more.
  • Equation (1) Ni eq ⁇ D c
  • Ni eq Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N
  • D c Normalized diffusion coefficient
  • the value of equation (2) below may be 16 or more, and the value of equation (3) below may be 2.0 or less.
  • Equation (2) 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
  • C, N, Si, Mn, Cr and Ni are the contents (% by weight) of each component.
  • Ni and Mn are the contents (% by weight) of each component.
  • an austenitic stainless steel and a manufacturing method thereof that improve yield strength and hydrogen embrittlement resistance by controlling the alloy components and manufacturing method, and are also cost-competitive.
  • Austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance is, in weight percentage, C: more than 0% and less than 0.03%, N: more than 0.15% and less than 0.25%, Si: more than 0% and less than 1.0%, Mn: More than 0% and less than 10.0%, Cr: More than 16.0% and less than 22.0%, Ni: More than 0% and less than 6.0%, Cu: More than 0% and less than 1.6%, Mo: More than 0% and less than 0.8%, including the remaining Fe and inevitable impurities. can do.
  • the C (carbon) content may be more than 0% and less than or equal to 0.03%.
  • C is an effective element in stabilizing the austenite phase and can be added to secure the yield strength of austenitic stainless steel.
  • the C content is excessive, grain boundary precipitation of Cr carbide may be induced, which may adversely affect ductility, toughness, corrosion resistance, etc.
  • the upper limit of C content may be 0.03% or less.
  • the C content may be 0.02% or more and 0.03% or less.
  • the content of N may be 0.15% or more and 0.25% or less.
  • N is a strong austenite stabilizing element and is an effective element in improving the yield strength of austenitic stainless steel. Considering this, N can be added in an amount of 0.15% or more. However, if the N content is excessive, cryogenic impact toughness may decrease and pin holes may occur. Considering this, the upper limit of N content may be limited to 0.25%. Preferably, N may be 0.19% or more and 0.23% or less.
  • the content of Si may be more than 0% and less than or equal to 1.0%.
  • Si is an element that acts as a deoxidizer during the steelmaking process and is effective in improving the strength of the material.
  • Si is an effective element in stabilizing the ferrite phase, and when added in excess, it can promote the formation of delta ferrite in the cast slab. Additionally, when Si is added excessively, it may have a negative effect on the ductility and impact properties of the material. Considering this, the upper limit of Si content may be limited to 1.0%.
  • the content of Mn may be more than 0% and less than or equal to 10.0%.
  • the content of Mn may be greater than 0 to 10.0%, specifically 0.1% to 10.0%, more specifically 0.3% to 10.0%, and even more specifically 5.5% to 10.0%.
  • Mn is an austenite phase stabilizing element added instead of Ni, and is an effective element in improving austenite stability.
  • Mn may be added in an amount exceeding 0% or 0.1% or more.
  • the lower limit of Mn is 0.1% or more, 0.3% or more, 0.8% or more, 0.9% or more, 1.1% or more, 1.3% or more, 1.5% or more, 2.0% or more, 3.0% or more, 3.5% or more, 4.0% or more. It may be % or more, 4.5% or more, 5% or more, or 5.5% or more.
  • the austenitic stainless steel according to an embodiment of the present invention can further improve ductility, toughness, and corrosion resistance while austenite stability is further improved.
  • MnS S-based inclusions
  • Mn fumes may be generated during the steelmaking process, which may pose a manufacturing risk, and may cause intergranular embrittlement, which may lead to chain deterioration of hydrogen embrittlement resistance.
  • the upper limit of Mn content may be limited to 10.0%.
  • the Mn content may be 5.9% or more and 10.0% or less.
  • the content of Cr (chromium) may be 16.0% or more and 22.0% or less.
  • Cr is a ferrite stabilizing element, it is an effective element in suppressing the formation of martensite phase. Additionally, Cr is a key element in securing the corrosion resistance required for stainless steel. Considering this, Cr may be added in an amount of 16.0% or more. However, if the Cr content is excessive, manufacturing costs increase, and a large amount of delta ferrite is formed in the slab, which may reduce hot workability and adversely affect material properties. Considering this, the upper limit of Cr content may be limited to 22.0%. Preferably, the Cr content may be 16.5% or more and 21.8% or less.
  • Ni nickel
  • the content of Ni (nickel) may be more than 0% and less than or equal to 6.0%.
  • Ni is a strong austenite phase stabilizing element and is an essential element to ensure good machinability. However, since Ni is an expensive element, adding a large amount may increase the raw material cost. Considering this, the upper limit of Ni content may be limited to 6.0%. Preferably, the Ni content may be 0.1 to 6.0%, and more preferably, it may be 3.5% or more and 6.0% or less.
  • the content of Cu may be more than 0% and less than or equal to 1.6%.
  • Cu is an element that can be added to stabilize the austenite phase instead of Ni. Additionally, Cu is an element that can improve corrosion resistance in a reducing environment. However, if the Cu content is excessive, corrosion resistance, strength and material properties may be inferior and productivity may decrease. Considering this, the upper limit of Cu content may be limited to 1.6%. Preferably, the Cu content may be 0.4% or more and 1.6% or less.
  • the content of Mo may be 0% or more and 0.8% or less.
  • Mo is an element that can be selectively added together with Cr to ensure corrosion resistance of steel, and is an element that contributes to the solid solution strengthening effect. However, if the Mo content is excessive, hot workability may be poor and price competitiveness may decline. Considering this, the upper limit of Mo content can be limited to 0.8%. For example, the Mo content may be greater than 0% and less than or equal to 0.8%.
  • the remaining component of the disclosed invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the value of equation (1) below may be 250 or more.
  • Equation (1) Ni eq ⁇ D c
  • Ni eq Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N
  • D c Normalized diffusion coefficient
  • the above equation (1) consists of Ni eq (Ni equivalent) and D c (Normalized diffusion coefficient).
  • Ni eq (Ni equivalent) value is low, the theoretical austenite phase stability is low, and martensite phase transformation may occur depending on the environment such as external stress or external temperature, resulting in poor hydrogen embrittlement resistance.
  • D c (Normalized diffusion coefficient) value If the D c (Normalized diffusion coefficient) value is low, segregation may occur during the slab manufacturing process and the stability of the austenite phase may rapidly decrease. Therefore, even when the D c (Normalized diffusion coefficient) value is low, martensite phase transformation may occur depending on the external environment and the hydrogen embrittlement resistance may be deteriorated.
  • Equation (1) which consists of Ni eq (Ni equivalent) and D c (Normalized diffusion coefficient), is less than 250, it may be difficult to implement austenitic stainless steel with excellent cost competitiveness while improving hydrogen embrittlement resistance.
  • the value of equation (1) below may be 250 to 311.84, more preferably 250 to 300, and even more preferably 260 to 295.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance according to an embodiment of the present invention has an excellent balance between yield strength and tensile strength, and the RNTS value can be further increased.
  • the value of equation (2) below may be 16 or more.
  • Equation (2) 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
  • C, N, Si, Mn, Cr and Ni are the contents (% by weight) of each component.
  • the value of equation (2) increases, the stress field between lattices may increase due to the atomic size difference between alloy elements. Therefore, as the value of equation (2) increases, the limit to withstand plastic deformation against external stress may increase. If the value of equation (2) is less than 16, it may be difficult to secure the desired yield strength in the disclosed invention.
  • the value of formula (2) may be 16 to 19.24, more preferably 16 to 18.5, and even more preferably 17 to 18.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance according to an embodiment of the present invention has an excellent balance between yield strength and tensile strength, and the RNTS value can be further increased.
  • the value of equation (3) below may be 2.0 or less.
  • Ni and Mn are the contents (% by weight) of each component.
  • Ni and Mn are representative elements that can increase the stability of the austenite phase. However, if the austenite phase stability is the same, the lower the Ni/Mn value, the better the cost competitiveness.
  • the value of formula (3) may be 0.025 to 2.0, more preferably 0.4 to 2.0, and even more preferably 0.4 to 0.9.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance according to an embodiment of the present invention can further improve the yield strength and tensile strength, and at the same time, the RNTS value can be further increased.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance may have a relative notch tensile strength (RNTS) value of 0.90 or more, which is an indicator of hydrogen embrittlement resistance, by controlling the alloy composition and manufacturing method.
  • the RNTS may be preferably 0.9 to 1.0, more preferably 0.91 to 1.0, and even more preferably 0.96 to 1.0.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance according to an embodiment of the present invention has hydrogen embrittlement resistance; And while the yield strength or tensile strength is superior, it can be advantageous in improving cost competitiveness.
  • the austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance may have a yield strength of 300 MPa or more by realizing high strength.
  • a method of manufacturing austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance includes, in weight percent: C: more than 0% and less than 0.03%, N: more than 0.15% and less than 0.25%, Si: more than 0% and less than 1.0%, Mn: more than 0% and less than 10.0%, Cr: more than 16.0% and less than 22.0%, Ni: more than 0% and less than 6.0%, Cu: more than 0% and less than 1.6%, Mo: more than 0% and less than 0.8%, remaining Fe and inevitable impurities manufacturing a slab comprising; and manufacturing a hot-rolled steel sheet by hot-rolling the slab and then hot-rolling and annealing the slab at 1050 to 1150° C., wherein the slab may have a value of equation (1) below of 250 or more.
  • the value of equation (1) below may be 250 to 311.84, more preferably 250 to 300, and even more preferably 260 to 295.
  • Equation (1) Ni eq ⁇ D c
  • Ni eq Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N
  • D c Normalized diffusion coefficient
  • the value of equation (2) below may be 16 or more.
  • the value of formula (2) may be 16 to 19.24, more preferably 16 to 18.5, and even more preferably 17 to 18.
  • Equation (2) 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
  • C, N, Si, Mn, Cr and Ni are the contents (% by weight) of each component.
  • the value of equation (3) below may be 2.0 or less.
  • the value of formula (3) may be 0.025 to 2.0, more preferably 0.4 to 2.0, and even more preferably 0.4 to 0.9.
  • Ni and Mn are the contents (% by weight) of each component.
  • a method of manufacturing austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance according to an example includes manufacturing a slab that satisfies the alloy composition, Equation (1), Equation (2), and Equation (3), followed by a series of hot rolling and It can undergo a hot rolling annealing process.
  • the method for manufacturing austenitic stainless steel with improved hydrogen embrittlement resistance according to an example may further include cold rolling and cold rolling annealing processes, if necessary.
  • the slab can be hot rolled and hot rolled and annealed at 1050 to 1150°C to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling annealing temperature is low, the residual martensite fraction may be high and the elongation may be inferior. 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 and cold rolling annealing at 1050 to 1150° 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 and hot rolled and annealed at 1100°C to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet was cold-rolled and cold-rolled and annealed at 1100°C to prepare a specimen.
  • Example 1 0.03 0.4 10.0 3.5 16.5 1.0 0.0 0.23
  • Example 2 0.02 0.4 7.6 6.0 17.4 0.4 0.0 0.19
  • Example 3 0.02 0.4 7.6 5.5 17.5 0.4 0.0 0.21
  • Example 4 0.02 0.4 9.8 5.4 17.6 0.4 0.0 0.19
  • Example 5 0.02 0.4 5.9 5.6 18.0 0.4 0.0 0.19
  • Example 6 0.02 0.4 7.8 5.9 18.2 0.4 0.0 0.21
  • Example 7 0.02 0.4 7.0 6.0 21.8 0.4 0.0 0.19
  • Example 8 0.02 0.4 6.5 5.6 18.1 1.6 0.0 0.21 Comparative Example 1 0.02 0.5 0.9 8.0 18.8 0.3 0.0 0.02 Comparative example 2 0.06 0.5 0.9 7.8 17.8 0.2 0.0 0.04 Comparative Example 3 0.02 0.6 1.1 10.2 16.1 0.3 2.1 0.02 Comparative Example 4 0.02 0.5 1.3 10.1 16.7 0.3 2.1 0.07 Comparative Example 5 0.03 0.4 10.0 2.5 16.2 1.0
  • Table 2 shows Ni eq , D c , Equation (1) value, Equation (2) value, Equation (3) value, yield strength, tensile strength, and RNTS (relative notch tensile strength).
  • Ni eq (Ni equivalent) was expressed by calculating the formula below.
  • equation (1) The value of equation (1) was calculated by calculating equation (1) below.
  • Equation (1) Ni eq ⁇ D c
  • Ni eq Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N
  • D c Normalized diffusion coefficient
  • equation (2) The value of equation (2) was calculated by calculating equation (2) below.
  • Equation (2) 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
  • C, N, Si, Mn, Cr and Ni are the contents (% by weight) of each component.
  • Equation (3) The value of equation (3) was calculated by calculating equation (3) below.
  • Ni and Mn are the contents (% by weight) of each component.
  • Yield strength and tensile strength were measured by testing JIS13B tensile test specimens at room temperature at a tensile speed of 15 mm per minute using a tensile tester from Zwick Roell.
  • RNTS relative notch tensile strength
  • Equation (4) (Notch tensile strength (MPa) in a high-pressure hydrogen atmosphere below 1000 bar x Notch tensile strength (MPa) in a normal atmosphere)
  • Examples 1 to 8 satisfied the alloy composition, equation (1) value, equation (2), equation (3) value, and manufacturing method presented in the disclosed invention. Therefore, Examples 1 to 8 satisfied the RNTS (relative notch tensile strength) value of 0.90 or more and the yield strength of 300 MPa or more. In other words, Examples 1 to 8 can be evaluated as having excellent cost competitiveness while improving yield strength and hydrogen embrittlement resistance.
  • RNTS relative notch tensile strength
  • Comparative Examples 1 to 14 the value of equation (1) did not satisfy 250 or more. Therefore, Comparative Examples 1 to 14 did not satisfy the RNTS (relative notch tensile strength) value of 0.90 or more. That is, Comparative Examples 1 to 14 can be evaluated as having relatively poor hydrogen embrittlement resistance.
  • RNTS relative notch tensile strength
  • Comparative Examples 1 to 4, 7, and 12 the value of equation (1) did not satisfy 250 or more, and the value of equation (2) did not satisfy 16 or more. Therefore, Comparative Examples 1 to 4, 7, and 12 had relatively poor hydrogen embrittlement resistance and did not satisfy the yield strength of 300 Mpa or more. That is, Comparative Examples 1 to 4, 7, and 12 can be evaluated as having poor hydrogen embrittlement resistance and strength, making it difficult to apply them in an environment where stress acts.
  • an austenitic stainless steel and a manufacturing method thereof that improve yield strength and hydrogen embrittlement resistance while controlling the alloy composition and manufacturing method and are highly cost competitive can be provided. .

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

개시된 발명은 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다. 일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.

Description

내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
개시된 발명은 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 스테인리스강은 기본적으로 내수소취성이 우수하여 수소에 직접 노출되는 각종 부품, 기자재 및 구조재에 적용되어 왔다. 또한, 오스테나이트계 스테인리스강은 저온 취화현상 발생이 적어 극저온 환경에서 사용하기 적합한 소재로써, LNG, 액화수소, 액화암모늄, 액화질소, 액화 이산화탄소 등의 저장용 부품으로 활용되고 있다.
다만, 오스테나이트계 스테인리스강은 항복강도가 250MPa 이하이므로, 응력을 견디는 환경에서 적용이 어려운 한계가 있다. 또한, 일부 준안정 상태의 오스테나이트계 스테인리스강에서 나타나는 마르텐사이트 상변태 현상은 내수소취성을 급격히 열화시키는 문제가 있다.
종래에는, 이를 해결하기 위해 고가의 Ni 원소 등을 이용하여 오스테나이트 안정화도를 향상시키고자 했지만, 원가경쟁력이 떨어진다는 문제가 존재한다. 또한, 금속의 오스테나이트계 상(phase) 안정도만 고려한 경우, 이론적으로는 마르텐사이트 상변태가 발생하지 않기만, 실제 환경에서는 편석에 의한 마르텐사이트 상변태가 발생할 수 있다.
상술한 문제를 해결하기 위한 개시된 발명의 목적은, 강 성분 최적화 및 제조공정을 제어함으로써, 항복강도와 내수소취성을 향상시키면서도 원가경쟁력이 뛰어난, 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 아래 식 (1)의 값이 250 이상일 수 있다.
식 (1): Nieq Х Dc
식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고, Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 아래 식 (2)의 값이 16 이상일 수 있다.
식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 아래 식 (3)의 값이 2.0 이하일 수 있다.
식 (3): Ni / Mn
식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, RNTS(relative notch tensile strength) 값이 0.90 이상일 수 있다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 항복강도가 300 MPa 이상일 수 있다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 및 상기 슬라브를 열간압연한 다음, 1050 내지 1150℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 슬라브는, 아래 식 (1)의 값이 250 이상일 수 있다.
식 (1): Nieq Х Dc
식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고, Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 슬라브는, 아래 식 (2)의 값이 16 이상일 수 있고, 아래 식 (3)의 값이 2.0 이하일 수 있다.
식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
식 (3): Ni / Mn
식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다.
식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 열연강판을 냉간압연하고, 1050 내지 1150℃에서 냉연소둔하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함할 수 있다.
개시된 발명의 일 실시예에 따르면, 합금성분 및 제조방법을 제어하여 항복강도와 내수소취성을 향상시키면서도 원가경쟁력이 뛰어난, 오스테나이트계 스테인리스강 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 관계없는 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 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
C(탄소)의 함량은 0% 초과 0.03% 이하일 수 있다.
C는 오스테나이트상 안정화에 효과적인 원소로써, 오스테나이트계 스테인리스강의 항복강도를 확보하기 위해 첨가할 수 있다. 그러나, C의 함량이 과다한 경우에는, Cr 탄화물의 입계 석출이 유도되어 연성, 인성, 내식성 등에 악영향을 미칠 수 있다. 이를 고려하여, C 함량의 상한은 0.03% 이하일 수 있다. 바람직하게는, C의 함량은 0.02% 이상 0.03% 이하일 수 있다.
N(질소)의 함량은 0.15% 이상 0.25% 이하일 수 있다.
N는 강력한 오스테나이트 안정화 원소로써, 오스테나이트계 스테인리스강의 항복강도 향상에 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, N는 0.15% 이상 첨가할 수 있다. 그러나, N의 함량이 과다한 경우에는, 극저온 충격인성이 저하될 수 있고, Pin hole이 발생할 수 있다. 이를 고려하여, N 함량의 상한은 0.25%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, N는 0.19% 이상 0.23% 이하일 수 있다.
Si(실리콘)의 함량은 0% 초과 1.0% 이하일 수 있다.
Si은 제강공정 중 탈산제 역할을 함과 동시에 소재의 강도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 그러나, Si은 페라이트상 안정화에 효과적인 원소로써, 과잉 첨가 시 주조 슬라브 내 델타 페라이트 형성을 조장할 수 있다. 또한, Si을 과잉 첨가 시, 재료의 연성 및 충격특성에 악영향을 미칠 수 있다. 이를 고려하여, Si 함량의 상한은 1.0%로 제한될 수 있다.
Mn(망간)의 함량은 0% 초과 10.0% 이하일 수 있다.
Mn(망간)의 함량은 0 초과 내지 10.0%, 구체적으로 0.1% 내지 10.0%, 보다 구체적으로 0.3% 내지 10.0%, 보다 더 구체적으로5.5% 이상 10.0% 이하일 수 있다.
Mn은 Ni 대신 첨가되는 오스테나이트상 안정화 원소로써, 오스테나이트 안정도를 향상시키는데 효과적인 원소이다. 이를 고려하여, Mn은 0% 초과 또는 0.1% 이상 첨가될 수 있다. 예를 들면, Mn의 하한 값은 0.1% 이상, 0.3% 이상, 0.8% 이상, 0.9% 이상, 1.1% 이상, 1.3% 이상, 1.5% 이상, 2.0% 이상, 3.0% 이상, 3.5% 이상, 4.0% 이상, 4.5% 이상, 5% 이상, 5.5% 이상일 수 있다. 이러한 경우, 본 발명 일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 오스테나이트 안정도가 더욱 향상되면서 연성, 인성 및 내식성도 더욱 우수할 수 있다. 그러나, Mn의 함량이 과다한 경우에는, S계 개재물(MnS)이 과량 형성되어 강의 연성, 인성 및 내식성이 저하될 수 있다. 또한, Mn의 함량이 과다한 경우에는, 제강 공정에서 Mn흄이 발생하여 제조상 위험성을 동반할 수 있고, 입계취화를 유발하여 연쇄적인 내수소취성 열화가 발생할 수 있다. 이를 고려하여, Mn 함량의 상한은 10.0%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Mn의 함량은 5.9% 이상 10.0% 이하일 수 있다.
Cr(크롬)의 함량은 16.0% 이상 22.0% 이하일 수 있다.
Cr은 페라이트 안정화 원소이지만, 마르텐사이트상 생성을 억제하는데 효과적인 원소이다. 또한, Cr은 스테인리스강에 요구되는 내식성을 확보하는데 핵심적인 원소이다. 이를 고려하여, Cr은 16.0% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Cr의 함량이 과다한 경우에는, 제조비용이 상승하고, 슬라브 내 델타 페라이트가 다량 형성되어 열간가공성이 저하되고 재질 특성에 악영향을 초래할 수 있다. 이를 고려하여, Cr 함량의 상한은 22.0%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Cr의 함량은 16.5% 이상 21.8% 이하일 수 있다.
Ni(니켈)의 함량은 0% 초과 6.0% 이하일 수 있다.
Ni은 강력한 오스테나이트상 안정화 원소로써, 양호한 가공성을 확보하기 위해 필수적인 원소이다. 그러나, Ni은 고가의 원소이므로, 다량 첨가 시 원료비용이 상승할 수 있다. 이를 고려하여, Ni 함량의 상한은 6.0%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Ni의 함량은0.1 내지 6.0%일 수 있고, 더욱 바람직하게는, 3.5% 이상 6.0% 이하일 수 있다.
Cu(구리)의 함량은 0% 초과 1.6% 이하일 수 있다.
Cu는 Ni을 대신하여 오스테나이트상 안정화를 위해 첨가할 수 있는 원소이다. 또한, Cu는 환원 환경에서 내식성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 그러나, Cu의 함량이 과다한 경우에는, 내식성, 강도 및 재질 특성이 열위해지고 생산성이 떨어질 수 있다. 이를 고려하여, Cu 함량의 상한은 1.6%로 제한될 수 있다. 바람직하게는, Cu의 함량은 0.4% 이상 1.6% 이하일 수 있다.
Mo(몰리브덴)의 함량은 0% 이상 0.8% 이하일 수 있다.
Mo은 Cr과 함께 강의 내식성을 확보하기 위해 선택적으로 첨가할 수 있는 원소이고, 고용강화 효과에 기여하는 원소이다. 그러나, Mo의 함량이 과다한 경우에는, 열간 가공성이 열위해질 수 있고, 가격경쟁력이 떨어질 수 있다. 이를 고려하여, Mo 함량의 상한은 0.8%로 제한될 수 있다. 예를 들면, Mo의 함량은 0% 초과 0.8% 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 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 아래 식 (1)의 값이 250 이상일 수 있다.
식 (1): Nieq Х Dc
식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고, Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 식 (1)은 Nieq(Ni equivalent)와 Dc(Normalized diffusion coefficient)로 구성된다.
Nieq(Ni equivalent) 값이 낮을 경우에는, 이론적인 오스테나이트상 안정화도가 낮아 외부응력이나 외부온도 등의 환경에 따라 마르텐사이트 상변태가 발생하여 내수소취성이 열위할 수 있다.
Dc(Normalized diffusion coefficient) 값이 낮을 경우에는, 슬라브 제작 과정에서 편석이 발생하여 오스테나이트상 안정화도가 급격히 떨어질 수 있다. 따라서, Dc(Normalized diffusion coefficient) 값이 낮을 경우에도, 외부 환경에 따라 마르텐사이트 상변태가 발생하여 내수소취성이 열화될 수 있다.
따라서, Nieq(Ni equivalent)와 Dc(Normalized diffusion coefficient)로 이루어지는 식 (1)이 250 미만일 경우에는, 내수소취성을 향상시키면서도 원가 경쟁력이 뛰어난 오스테나이트계 스테인리스강을 구현하기 어려울 수 있다. 바람직하게는, 아래 식 (1)의 값이 250 내지 311.84, 보다 바람직하게는 250 내지 300, 보다 더 바람직하게는 260 내지 295 일 수 있다. 상기 범위 내에서, 본 발명 일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 항복강도와 인장강도의 균형이 우수하면서, RNTS값이 더욱 높아질 수 있다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 아래 식 (2)의 값이 16 이상일 수 있다.
식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 식 (2)는, 오스테나이트계 스테인리스강의 높은 항복강도를 확보하기 위해 강재의 응력장(stress field)에 의한 항복강도 향상을 고려하여 도출했다.
식 (2)의 값이 클수록 합금원소 간의 원자 크기 차이에 의해 격자 사이의 응력장이 증가할 수 있다. 따라서, 식 (2)의 값이 클수록 외부 응력에 대항하여 소성변형을 인내하는 한계가 증가할 수 있다. 식 (2)의 값이 16 미만인 경우에는, 개시된 발명에서 목적하는 항복강도를 확보하기 어려울 수 있다. 바람직하게는 상기 식 (2)의 값이 16 내지 19.24일 수 있고, 보다 바람직하게는 16 내지 18.5, 보다 더 바람직하게는 17 내지 18 일 수 있다. 본 발명 일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 항복강도와 인장강도의 균형이 우수하면서, RNTS값이 더욱 높아질 수 있다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 아래 식 (3)의 값이 2.0 이하일 수 있다.
식 (3): Ni / Mn
식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 식 (3)은, 원가 대비 우수한 오스테나이트상 안정화도를 확보하기 위해 도출했다.
Ni 및 Mn은 오스테나이트상 안정화도를 올릴 수 있는 대표적인 원소이다. 다만, 동일한 오스테나이트상 안정화도를 가질 경우, Ni/Mn 값이 낮을수록 원가 경쟁력이 우수해질 수 있다. 바람직하게는 상기 식 (3)의 값이 0.025 내지 2.0일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.4 내지 2.0, 보다 더 바람직하게는 0.4 내지 0.9 일 수 있다. 상기 범위 내에서, 본 발명 일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 항복강도와 인장강도가 더욱 향상되면서, 동시에 RNTS값이 더욱 높아질 수 있다.
개시된 발명의 일 예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 합금조성 및 제조방법을 제어함으로써, 내수소취성 지표인 RNTS(relative notch tensile strength) 값이 0.90 이상일 수 있다. 상기 RNTS은 바람직하게는 0.9 내지 1.0, 보다 바람직하게는 0.91 내지 1.0, 보다 바람직하게는 0.96 내지 1.0일 수 있다. 상기 범위 내에서, 본 발명 일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 내수소취성; 및 항복강도 또는 인장강도가 더욱 우수하면서도, 원가 경쟁력 향상에 유리할 수 있다.
또한, 일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 고강도를 구현함으로써, 항복강도가 300MPa 이상일 수 있다.
다음으로, 개시된 발명의 다른 일 측면에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에 대해 설명한다.
일 실시예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 및 상기 슬라브를 열간압연한 다음, 1050 내지 1150℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조하는 단계를 포함하고, 상기 슬라브는, 아래 식 (1)의 값이 250 이상일 수 있다. 바람직하게는, 아래 식 (1)의 값이 250 내지 311.84, 보다 바람직하게는 250 내지 300, 보다 더 바람직하게는 260 내지 295 일 수 있다.
식 (1): Nieq Х Dc
식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고, Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 슬라브는, 아래 식 (2)의 값이 16 이상일 수 있다. 바람직하게는 상기 식 (2)의 값이 16 내지 19.24일 수 있고, 보다 바람직하게는 16 내지 18.5, 보다 더 바람직하게는 17 내지 18 일 수 있다.
식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 슬라브는, 아래 식 (3)의 값이 2.0 이하일 수 있다. 바람직하게는 상기 식 (3)의 값이 0.025 내지 2.0일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.4 내지 2.0, 보다 더 바람직하게는 0.4 내지 0.9 일 수 있다.
식 (3): Ni / Mn
식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다.
상기 각 합금조성의 성분범위, 식 (1), 식 (2) 및 식 (3)의 수치 한정 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
일 예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 상기 합금조성, 식 (1), 식 (2) 및 식 (3)을 만족하는 슬라브를 제조한 후, 일련의 열간압연 및 열연소둔 공정을 거칠 수 있다. 또한, 일 예에 따른 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 필요에 따라 냉간압연 및 냉연소둔 공정을 더 포함할 수 있다.
먼저, 상기 슬라브를 열간압연하고, 1050 내지 1150℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 열연소둔 온도가 낮을 경우에는, 잔류 마르텐사이트 분율이 높아 연신율이 열위해질 수 있다. 그러나, 열연소둔 온도가 지나치게 높을 경우에는, 결정립 조대화로 인해 강도가 저하될 수 있다.
다음으로, 필요한 경우, 상기 열연강판을 냉간압연하고, 1050 내지 1150℃에서 냉연소둔하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함할 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 열간압연하고, 1100℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조했다. 상기 열연강판을 냉간압연하고, 1100℃에서 냉연소둔하여 시편을 제조했다.
구분 합금성분
(중량%)
C Si Mn Ni Cr Cu Mo N
실시예1 0.03 0.4 10.0 3.5 16.5 1.0 0.0 0.23
실시예2 0.02 0.4 7.6 6.0 17.4 0.4 0.0 0.19
실시예3 0.02 0.4 7.6 5.5 17.5 0.4 0.0 0.21
실시예4 0.02 0.4 9.8 5.4 17.6 0.4 0.0 0.19
실시예5 0.02 0.4 5.9 5.6 18.0 0.4 0.0 0.19
실시예6 0.02 0.4 7.8 5.9 18.2 0.4 0.0 0.21
실시예7 0.02 0.4 7.0 6.0 21.8 0.4 0.0 0.19
실시예8 0.02 0.4 6.5 5.6 18.1 1.6 0.0 0.21
비교예1 0.02 0.5 0.9 8.0 18.8 0.3 0.0 0.02
비교예2 0.06 0.5 0.9 7.8 17.8 0.2 0.0 0.04
비교예3 0.02 0.6 1.1 10.2 16.1 0.3 2.1 0.02
비교예4 0.02 0.5 1.3 10.1 16.7 0.3 2.1 0.07
비교예5 0.03 0.4 10.0 2.5 16.2 1.0 0.0 0.22
비교예6 0.02 0.4 7.9 5.0 16.8 0.4 0.0 0.18
비교예7 0.02 0.4 5.6 5.5 16.5 0.4 0.0 0.15
비교예8 0.02 0.4 5.7 5.6 17.3 0.4 0.0 0.18
비교예9 0.02 0.4 3.0 6.2 17.9 1.2 0.0 0.19
비교예10 0.02 0.4 4.5 6.0 18.0 1.2 0.0 0.20
비교예11 0.02 0.4 4.5 8.0 18.3 0.4 0.0 0.17
비교예12 0.02 0.4 1.2 10.3 19.4 0.4 0.0 0.11
비교예13 0.02 0.5 8.9 2.8 16.8 1.9 0.0 0.22
비교예14 0.02 0.4 6.6 5.6 17.9 1.6 0.0 0.16
아래 표 2에는, Nieq, Dc, 식 (1) 값, 식 (2) 값, 식 (3) 값, 항복강도, 인장강도 및 RNTS(relative notch tensile strength)을 나타냈다.
Nieq(Ni equivalent)는, 아래 식을 계산하여 나타냈다.
Nieq: Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N
Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 아래 식을 계산하여 나타냈다.
Dc: 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))
식 (1) 값은, 아래 식 (1)을 계산하여 나타냈다.
식 (1): Nieq Х Dc
식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고, Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다.
식 (2) 값은, 아래 식 (2)를 계산하여 나타냈다.
식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다.
식 (3) 값은, 아래 식 (3)을 계산하여 나타냈다.
식 (3): Ni / Mn
식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다.
항복강도 및 인장강도는, Zwick Roell사의 인장시험기를 통해, JIS13B 인장시험편을, 분당 15mm의 인장속도로, 상온에서 시험을 수행하여 측정했다.
RNTS(relative notch tensile strength)는, 아래 식 (4)를 통해 계산하여 나타냈다. 한편, RNTS는 1000 bar 이하의 고압수소 환경에서 노치인장 시험편에 대하여 상온에서 crosshead 속도 0.05mm/min 이하의 조건으로 수행하여 측정하였다.
식 (4): (1000bar 이하 고압수소 분위기에서의 노치인장강도(MPa) χ 일반대기 분위기에서의 노치인장강도(MPa))
한편, RNTS가 높을수록 내수소취성이 향상된 것으로 판단할 수 있다.
구분 Nieq Dc 식 (1) 식 (2) 식 (3) 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa		 RNTS
실시예1 32.97 7.76 255.8 18.1 0.4 348 677 0.913
실시예2 32.07 7.84 251.4 17.2 0.8 314 651 0.914
실시예3 32.30 7.97 257.4 17.6 0.7 325 662 0.912
실시예4 33.91 7.68 260.4 17.6 0.6 346 659 0.983
실시예5 30.27 8.29 250.9 16.8 0.9 353 683 0.920
실시예6 33.37 7.95 265.3 17.9 0.8 359 673 0.968
실시예7 34.30 8.50 291.6 18.1 0.9 348 667 0.999
실시예8 31.64 7.92 250.6 17.5 0.9 359 659 0.908
비교예1 22.26 8.73 194.3 12.6 8.9 265 661 0.753
비교예2 22.59 8.68 196.1 13.7 8.7 247 623 0.756
비교예3 25.01 7.15 178.8 12.7 9.3 238 556 0.794
비교예4 27.16 7.25 196.9 13.9 7.8 277 615 0.827
비교예5 31.44 7.95 249.9 17.6 0.3 355 692 0.870
비교예6 30.66 7.93 243.1 16.6 0.6 338 675 0.894
비교예7 27.54 8.15 224.5 15.5 1.0 284 682 0.794
비교예8 29.27 8.23 240.9 16.4 1.0 335 684 0.855
비교예9 27.76 8.44 234.3 16.3 2.1 330 657 0.810
비교예10 29.54 8.23 243.1 16.8 1.3 347 656 0.821
비교예11 30.72 7.99 245.5 16.7 1.8 315 631 0.888
비교예12 28.26 8.14 230.0 15.3 8.6 282 586 0.785
비교예13 30.88 7.93 244.9 17.4 0.3 374 677 0.861
비교예14 29.93 7.88 235.8 16.3 0.8 323 627 0.799
표 2를 참고하면, 실시예 1 내지 8은, 개시된 발명에서 제시하는 합금성분, 식 (1) 값, 식 (2), 식 (3) 값 및 제조방법을 만족했다. 따라서, 실시예 1 내지 8은, RNTS(relative notch tensile strength) 값이 0.90 이상 항복강도가 300 MPa 이상을 만족했다. 즉, 실시예 1 내지 8은, 항복강도와 내수소취성을 향상시키면서도 원가경쟁력이 뛰어났다고 평가할 수 있다.
그러나, 비교예 1 내지 14는, 식 (1) 값이 250 이상을 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 1 내지 14는, RNTS(relative notch tensile strength) 값이 0.90 이상을 만족하지 못했다. 즉, 비교예 1 내지 14는, 내수소취성이 비교적 열위하다고 평가할 수 있다.
또한, 비교예 1 내지 4, 7 및 12는, 식 (1)의 값이 250 이상을 만족하지 못하는 동시에 식 (2) 값이 16 이상을 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 1 내지 4, 7 및 12는, 내수소취성이 비교적 열위하고, 항복강도 300 Mpa 이상을 만족하지 못했다. 즉, 비교예 1 내지 4, 7 및 12는, 내수소취성 및 강도가 열위하여 응력이 작용하는 환경에서 적용하기 어렵다고 평가할 수 있다.
상술한 바와 같이, 개시된 발명의 일 실시예에 따르면, 합금성분 및 제조방법을 제어하여 항복강도와 내수소취성을 향상시키면서도 원가경쟁력이 뛰어난, 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    아래 식 (1)의 값이 250 이상인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
    식 (1): Nieq Х Dc
    (식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고,
    Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고,
    C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다)
  2. 청구항 1에 있어서,
    아래 식 (2)의 값이 16 이상인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
    식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
    (식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다)
  3. 청구항 1에 있어서,
    아래 식 (3)의 값이 2.0 이하인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
    식 (3): Ni / Mn
    (식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다)
  4. 청구항 1에 있어서,
    RNTS(relative notch tensile strength) 값이 0.90 이상인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 청구항 1에 있어서,
    항복강도가 300 MPa 이상인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  6. 중량%로, C: 0% 초과 0.03% 이하, N: 0.15% 이상 0.25% 이하, Si: 0% 초과 1.0% 이하, Mn: 0% 초과 10.0% 이하, Cr: 16.0% 이상 22.0% 이하, Ni: 0% 초과 6.0% 이하, Cu: 0% 초과 1.6% 이하, Mo: 0% 이상 0.8% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; 및
    상기 슬라브를 열간압연한 다음, 1050 내지 1150℃에서 열연소둔하여 열연강판을 제조하는 단계를 포함하고,
    상기 슬라브는, 아래 식 (1)의 값이 250 이상인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
    식 (1): Nieq Х Dc
    (식 (1)에서, Nieq(Ni equivalent)는, Ni + 0.65 Cr + 0.98 Mo + 1.05 Mn + 0.35 Si + 12.6 C + 33.6 N이고,
    Dc(Normalized diffusion coefficient)는, 3.1 (Mn/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.8 (Ni/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 12.5 (Cr/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.6 (Cu/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo)) + 0.1 (Mo/(Mn + Ni + Cr + Cu + Mo))이고,
    C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 및 Mo는 각 성분의 함량(중량%)이다)
  7. 청구항 6에서,
    상기 슬라브는, 아래 식 (2)의 값이 16 이상인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
    식 (2): 4.4 + 23 (C + N) + 1.3 Si + 0.24 (Cr + Ni + Mn)
    (식 (2)에서, C, N, Si, Mn, Cr 및 Ni는 각 성분의 함량(중량%)이다)
  8. 청구항 6에서,
    상기 슬라브는, 아래 식 (3)의 값이 2.0 이하인, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
    식 (3): Ni / Mn
    (식 (3)에서, Ni 및 Mn은 각 성분의 함량(중량%)이다)
  9. 청구항 6에서,
    상기 열연강판을 냉간압연하고, 1050 내지 1150℃에서 냉연소둔하여 냉연강판을 제조하는 단계를 더 포함하는, 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
PCT/KR2023/018163 2022-12-16 2023-11-13 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 WO2024128574A1 (ko)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020220176724A KR20240094448A (ko) 2022-12-16 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
KR10-2022-0176724 2022-12-16

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2024128574A1 true WO2024128574A1 (ko) 2024-06-20

Family

ID=91485154

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/KR2023/018163 WO2024128574A1 (ko) 2022-12-16 2023-11-13 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
WO (1) WO2024128574A1 (ko)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150167134A1 (en) * 2012-05-16 2015-06-18 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Reduced Cost Steel for Hydrogen Technology with High Resistance to Hydrogen-Induced Embrittlement
US20170349983A1 (en) * 2016-06-06 2017-12-07 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same
KR20180054031A (ko) * 2016-11-14 2018-05-24 주식회사 포스코 내수소취성이 개선된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이를 포함하는 고압 수소 가스용 용기
CN113136533A (zh) * 2021-04-15 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种低温用奥氏体不锈钢及其制造方法
JP2021139007A (ja) * 2020-03-06 2021-09-16 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20150167134A1 (en) * 2012-05-16 2015-06-18 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Reduced Cost Steel for Hydrogen Technology with High Resistance to Hydrogen-Induced Embrittlement
US20170349983A1 (en) * 2016-06-06 2017-12-07 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same
KR20180054031A (ko) * 2016-11-14 2018-05-24 주식회사 포스코 내수소취성이 개선된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이를 포함하는 고압 수소 가스용 용기
JP2021139007A (ja) * 2020-03-06 2021-09-16 日本製鉄株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼材
CN113136533A (zh) * 2021-04-15 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种低温用奥氏体不锈钢及其制造方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2019112144A1 (ko) 내식성이 우수한 비자성 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2022050635A1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2018117614A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2016104883A1 (ko) 연성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강재 및 그 제조방법
WO2018117650A1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
WO2020111857A1 (ko) 크리프 강도가 우수한 크롬-몰리브덴 강판 및 그 제조방법
WO2019125025A1 (ko) 고 강도 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법
WO2022131504A1 (ko) 고온 연화저항성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
WO2024128574A1 (ko) 내수소취성이 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2017222122A1 (ko) 철근 및 이의 제조 방법
WO2022139314A1 (ko) 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
WO2017111250A1 (ko) 내식성 및 가공성이 향상된 린 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
WO2020085861A1 (ko) 형상이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085852A1 (ko) 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020036370A1 (ko) 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강
WO2023075287A1 (ko) 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2023113206A1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법
WO2023234525A1 (ko) 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2022119134A1 (ko) 입계침식이 개선된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020130614A2 (ko) 구멍확장성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
WO2024128470A1 (ko) 고강도 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2020111859A1 (ko) 고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법
WO2024136135A1 (ko) 충격인성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
WO2021025248A1 (ko) 고온 내크립 특성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
WO2023234503A1 (ko) 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법