WO2026019092A1 - 확산접합용 스테인리스 강재 및 그의 제조방법 및 확산접합 방법 - Google Patents

확산접합용 스테인리스 강재 및 그의 제조방법 및 확산접합 방법

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WO2026019092A1
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Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel material for diffusion bonding, a method for manufacturing the same, and a diffusion bonding method.
  • PCHEs are attracting attention as compact heat exchangers for cryogenic, high-pressure environments such as liquefied natural gas (LNG) vessels and hydrogen charging stations.
  • LNG liquefied natural gas
  • PCHEs offer the advantage of being usable in high-temperature, high-pressure, and cryogenic environments where conventional heat exchangers are inapplicable. Therefore, their applicability is being actively explored in diverse industries, including the oil and gas industry, hydrogen stations, and sCO2 power generation systems.
  • a PCHE is a compact heat exchanger manufactured by diffusion bonding metal plates with microchannels fabricated using a photochemical etching process in a vacuum, high temperature, and high pressure environment. Compared to conventional shell-and-tube heat exchangers, this significantly increases the heat transfer surface area, enabling lighter and more compact heat exchangers.
  • PCHE cores can be manufactured by photochemically etching a path on a stainless steel plate and then diffusion bonding.
  • a stainless steel material having excellent diffusion bondability and a method for manufacturing the same can be provided.
  • a diffusion bonding method of the above steel material can be provided that can secure high strength and excellent low-temperature impact toughness.
  • a stainless steel material for diffusion bonding comprises, in wt%, carbon (C): 0.05% or less, nitrogen (N): 0.10% or less, silicon (Si): 1.00% or less, aluminum (Al): 0.150% or less, phosphorus (P): 0.04% or less, sulfur (S): 0.010% or less, chromium (Cr): 17 to 25%, manganese (Mn): 2.0% or less, and nickel (Ni): 8.0 to 12.0%, with the remainder being iron and unavoidable impurities, and the average grain size at the center of the thickness may be 10.00 ⁇ m or less, and the arithmetic mean roughness Ra of the steel surface may be less than 0.10.
  • the above-described stainless steel for diffusion bonding may further include one or more elements selected from the following a) to c).
  • the stainless steel material for diffusion bonding described above may have a 10-point average roughness Rz of the steel surface of 1.00 or less.
  • the stainless steel material for diffusion bonding described above may have a 20° mirror gloss of 200.0 or higher on the steel surface.
  • the stainless steel material for diffusion bonding described above may have a tensile strength of 400 MPa or more after diffusion bonding, and a low-temperature impact toughness at -196°C of 10 J or more.
  • the stainless steel material for diffusion bonding described above may have an arithmetic mean roughness Ra of a euro-etched surface after euro-etching of 0.35 or less and a 10-point average roughness Rz of 2.50 or less.
  • a method for manufacturing a stainless steel for diffusion bonding may include a step of cold-rolling a hot-rolled material to obtain a cold-rolled material; a cold-rolling annealing step of annealing the cold-rolled material; and a step of pickling the annealed cold-rolled material.
  • the hot-rolled material described above may include, in wt%, carbon (C): 0.05% or less, nitrogen (N): 0.10% or less, silicon (Si): 1.00% or less, aluminum (Al): 0.150% or less, phosphorus (P): 0.04% or less, sulfur (S): 0.010% or less, chromium (Cr): 17 to 25%, manganese (Mn): 2.0% or less, and nickel (Ni): 8.0 to 12.0%, with the remainder being iron and unavoidable impurities.
  • the cold rolling described above may include first cold rolling with a reduction ratio per pass of 25% or more and second cold rolling with a total reduction ratio of 40% or more, and the annealing temperature during the cold rolling annealing described above may be 800 to 1000°C.
  • a method for manufacturing a stainless steel for diffusion bonding may additionally include, before the step of obtaining the cold-rolled material, a step of preparing a stainless steel molten metal in an electric furnace; a step of refining the prepared stainless steel molten metal; a step of continuously casting the refined stainless steel molten metal to obtain an ingot; a step of hot-rolling the ingot to obtain a hot-rolled material; a hot-rolling annealing step of annealing the hot-rolled material; and a step of pickling the annealed hot-rolled material; and the annealing temperature in the hot-rolling annealing step described above may be 1100 to 1200°C.
  • the annealing time in the cold rolling annealing step described above may be 2.5 to 3.5 minutes.
  • a diffusion bonding method of a stainless steel material for diffusion bonding may include the steps of preparing the above-described stainless steel material for diffusion bonding; and the step of diffusion bonding the stainless steel material for diffusion bonding; wherein the step of diffusion bonding may have an A value of 50.0 or less derived by the following relational expression 1.
  • P, t, and T represent the applied pressure (MPa), the bonding time (minutes), and the bonding temperature (°C) in the diffusion bonding step, respectively, and TS and IE represent the tensile strength (MPa) measured in the vertical direction of the interface of the bonded portion of the steel obtained after the diffusion bonding step, and the low-temperature impact toughness (J) at -196°C, respectively.
  • MPa applied pressure
  • TS and IE represent the tensile strength measured in the vertical direction of the interface of the bonded portion of the steel obtained after the diffusion bonding step
  • J low-temperature impact toughness
  • a stainless steel material having excellent diffusion bondability and a method for manufacturing the same can be provided.
  • a diffusion bonding method can be provided that can significantly improve productivity while ensuring excellent strength characteristics and low-temperature toughness of a diffusion bond.
  • Figure 1 shows SEM photographs of the interface structure of the joint according to the diffusion bonding time in Invention Example 4 and Comparative Example 4, along with the defect rate.
  • Figure 2 is a schematic diagram briefly showing the positions of the depth, width and distance of the euro pattern together with the position of the euro etching surface.
  • Figure 3 is a photograph of the cross-section of the diffusion joint of Invention Example 6, Comparative Example 6, and Comparative Example 7 observed through an optical microscope.
  • Figure 4 is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the joint interface of the diffusion joints of Invention Example 6, Comparative Example 6, and Comparative Example 7.
  • the % unit means weight %.
  • a stainless steel material may contain, in wt%, carbon (C): 0.05% or less, nitrogen (N): 0.10% or less, silicon (Si): 1.00% or less, aluminum (Al): 0.150% or less, phosphorus (P): 0.04% or less, sulfur (S): 0.010% or less, chromium (Cr): 17 to 25%, manganese (Mn): 2.0% or less, and nickel (Ni): 8.0 to 12.0%, with the remainder being Fe and unavoidable impurities, and an average grain size at the center of the thickness may be 10 ⁇ m or less, and an arithmetic mean roughness Ra of the steel surface may be less than 0.10.
  • a stainless steel material may contain, in wt%, carbon (C): 0.05% or less, nitrogen (N): 0.10% or less, silicon (Si): 1.00% or less, aluminum (Al): 0.150% or less, phosphorus (P): 0.04% or less, sulfur (S): 0.010% or less, chromium (Cr): 17 to 25%, manganese (Mn): 2.0% or less, and nickel (Ni): 8.0 to 12.0%, with the remainder being iron and unavoidable impurities.
  • C and N are set to C: 0.05% or less and N: 0.10% or less.
  • C and N are elements that lower the workability of the base metal and weld, so it is desirable to keep them to the smallest possible amount.
  • their lower limits can be set to C: 0.01% or more and N: 0.02% or more, respectively.
  • Si 1.00% or less
  • Mn 2.0% or less
  • Al 0.150% or less
  • S 0.010% or less
  • the lower limits of Si, Mn, Al, P, and S are not specifically limited, but in consideration of cases where they are inevitably added, Si: 0.10% or more, Mn: 0.5% or more, Al: 0.001% or more, P: 0.01% or more, and S: 0.002% or more may be added, respectively.
  • the Cr content should be 17% or more.
  • the Cr content should be 25% or less.
  • Ni is an austenite structure stabilizing element and an element that improves the workability of materials.
  • one embodiment of the present invention may add Ni in an amount of 8.0% or more.
  • the Ni content becomes excessive, stress corrosion cracking (SCC) problems may occur, so the steel of the present invention may contain Ni in an amount of 12.0% or less.
  • the Ni may be contained in an amount of 8.0 to 10.0%.
  • the steel material composed of the above-mentioned component system may further include one or more elements selected from among a) to c) below.
  • the total content of at least one of Mo and Cu can be additionally added within the composition range of 0.10 to 2.00%.
  • the total content of at least one of Mo and Cu is 0.10% or more, the effect of improving corrosion resistance can be obtained, and when it exceeds 2.00%, the processability may deteriorate and the manufacturing cost may also increase.
  • Nb it can be included up to 0.500%.
  • the Nb content exceeds 0.500%, there is a problem of deterioration in workability due to the increase in the amount of dissolved Nb.
  • Ti it can be included in amounts of 0.010% to 0.500%.
  • Ti is added as an element that improves processability. The effect can be seen by adding more than 0.010% Ti.
  • more than 0.500% Ti there is a problem that processability deteriorates due to the increase in the amount of dissolved Ti.
  • the core for PCHE can be manufactured by photochemically etching a path on a stainless steel plate and then diffusion bonding.
  • Flow path etching refers to a photochemical etching process for forming flow paths on a heat transfer plate. More specifically, flow path etching can be performed by cleaning the heat transfer plate surface to ensure strong adhesion with the photoresist, applying the photoresist to the surface, forming a flow path pattern through light irradiation, developing the photoresist, and then etching.
  • the etching described above can be performed using an immersion method or a spray method that locally sprays an etchant onto the material after determining the etchant according to the material.
  • the inventors of the present invention have found that when the surface roughness of the stainless steel material of the present invention is controlled, the surface quality of the etched surface after etching can be excellent, friction with the internal fluid can be minimized, and the pressure drop phenomenon can be reduced.
  • the stainless steel material according to one embodiment of the present invention can have an arithmetic mean roughness Ra of the steel surface of less than 0.10. Accordingly, the stainless steel material of the present invention can secure excellent surface quality of the etched surface after etching with a etching rod. In another embodiment, the arithmetic mean roughness Ra can be 0.09 or less.
  • the stainless steel material for diffusion bonding of the present invention may have a 10-point average roughness Rz of the steel surface set to 1.00 or less in order to improve surface quality and diffusion bondability.
  • the 10-point average roughness Rz may be 0.90 or less, and in another embodiment, it may be 0.80 or less.
  • the surface quality of the euro-etched surface can be excellently secured, as described above.
  • the arithmetic mean roughness Ra of the euro-etched surface may be 0.35 or lower, and the 10-point average roughness Rz may be 2.50 or lower.
  • diffusion bonding must be performed after the above-described euro etching.
  • Diffusion bonding refers to a solid-state bonding process that utilizes an appropriate contact pressure between the surfaces of two materials under vacuum and high temperature. This diffusion bonding utilizes the diffusion of atoms between the bonding surfaces by applying pressure that does not cause plastic deformation at a temperature below the melting point of the parent material. A key factor in diffusion bonding is how quickly grains recrystallize at the bonding interface, eliminating the contact interface.
  • the inventors of the present invention have studied the above-described diffusion bonding in depth and have realized that the diffusion rate of atoms at the contact interface can affect the overall component productivity.
  • the inventors of the present invention discovered that the diffusion rate of atoms at the contact interface is inversely proportional to the grain size. Consequently, the inventors realized that by minimizing the grain size of stainless steel, diffusion bonding time and temperature can be dramatically reduced, thereby improving productivity. This led to the invention.
  • the stainless steel material according to one embodiment of the present invention may have an average grain size at the center of the thickness of 10 ⁇ m or less.
  • the average grain size at the center of the thickness above refers to the average grain size at the center of the thickness on the TD (Transverse Direction) plane when the entire thickness of the steel is t, and the average refers to the average value of values measured at five arbitrary points, and the center refers to 1/4t to 3/4t when the entire thickness of the steel is t.
  • the stainless steel material according to one embodiment of the present invention can improve productivity and prevent deterioration of mechanical properties due to grain growth by setting the average grain size to 10.00 ⁇ m or less.
  • the average grain size may be 7.00 ⁇ m or less, and in another embodiment, it may be 5.00 ⁇ m or less.
  • the stainless steel material for diffusion bonding of the present invention may have a 20° specular gloss of 200.0 or higher on the steel surface. Accordingly, the present invention can significantly improve diffusion bondability.
  • the 20° specular gloss may be 300.0 or higher, and as another example, it may be 350.0 or higher.
  • the present invention can provide a stainless steel material for diffusion bonding that has high strength characteristics even after diffusion bonding and excellent low-temperature toughness.
  • the stainless steel material for diffusion bonding of the present invention can have a tensile strength of 400 MPa or more after diffusion bonding and a low-temperature impact toughness of 10 J or more at -196°C. Since such low-temperature impact toughness is an important factor in PCHEs used for LNG and hydrogen charging stations, the stainless steel material for diffusion bonding according to an example of the present invention can be particularly suitable for application to PCHEs.
  • a method for manufacturing a stainless steel material may include a step of cold-rolling a hot-rolled material to obtain a cold-rolled material; a cold-rolling annealing step of annealing the cold-rolled material; and a step of pickling the annealed cold-rolled material.
  • a method for manufacturing a stainless steel according to another embodiment of the present invention may additionally include, before the step of obtaining the cold-rolled material, a step of manufacturing a molten stainless steel in an electric furnace; a step of refining the manufactured molten stainless steel; a step of continuously casting the refined molten stainless steel to obtain a steel ingot; a step of hot-rolling the steel ingot to obtain a hot-rolled material; a hot-rolling annealing step of annealing the hot-rolled material; and a step of pickling the annealed hot-rolled material.
  • molten stainless steel can be manufactured in an electric furnace, and then the manufactured molten stainless steel can be refined.
  • This refining can refer to a series of processes that melt alloy ferromagnesium or scrap such as iron and chromium that are mixed to match the target components, or remove impurities through a furnace or vacuum degassing.
  • the present invention can obtain a steel ingot by continuously casting the refined stainless steel molten metal.
  • This continuous casting process involves pouring the refined molten metal into a mold and cooling it.
  • the resulting ingots can be cut into desired lengths and used in subsequent processes.
  • the above ingot may contain, in wt%, carbon (C): 0.05% or less, nitrogen (N): 0.10% or less, silicon (Si): 1.00% or less, aluminum (Al): 0.150% or less, phosphorus (P): 0.04% or less, sulfur (S): 0.010% or less, chromium (Cr): 17 to 25%, manganese (Mn): 2.0% or less, and nickel (Ni): 8.0 to 12.0%, with the remainder being iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the present invention can obtain a hot-rolled material by hot-rolling the above-mentioned steel ingot.
  • the above hot rolling is a process of manufacturing a hot rolled material having a predetermined thickness by rolling a steel ingot manufactured in a casting process at high temperature.
  • the present invention can anneal the hot-rolled material.
  • the annealing temperature can be 1100 to 1200°C.
  • the present invention can achieve the purpose of softening the hot-rolled material by setting the annealing temperature to 1100°C or higher.
  • the annealing temperature exceeds 1200°C, the problem of coarsening of the austenite phase may occur, so the upper limit of the annealing temperature in the manufacturing method of the present invention can be set to 1200°C.
  • the annealing temperature can be 1125 to 1175°C.
  • the present invention can pickle the annealed hot-rolled material.
  • This acid pickling process is a process of washing away scale attached to the surface of hot-rolled materials during the annealing process using an acid pickling solution such as a mixture of hydrochloric acid or nitric acid and hydrofluoric acid.
  • an acid pickling solution such as a mixture of hydrochloric acid or nitric acid and hydrofluoric acid.
  • Devices and techniques commonly used in the technical field of the present invention can be used as scale removal devices.
  • a cold-rolled material can be obtained by cold-rolling the hot-rolled coil.
  • the cold rolling may include first cold rolling with a reduction ratio per pass of 25% or more and second cold rolling with a total reduction ratio of 40% or more.
  • the present invention can refine grains that have grown in the rolling direction during hot rolling by setting the reduction ratio per pass during the first cold rolling to 25% or more.
  • the conditions for the first cold rolling such as the total reduction ratio, can be applied according to common practice, these are not described separately in the present invention.
  • the present invention can perform secondary cold rolling at a total reduction ratio of 40% or more. More specifically, the present invention can obtain 50% or more of process-induced martensite within the rolled structure by setting the total reduction ratio during the secondary cold rolling to 40% or more. As another example, the total reduction ratio may be 42% or more or 45% or more.
  • the present invention can anneale the cold-rolled material.
  • the annealing temperature during the annealing can be 800 to 1000°C.
  • the present invention can obtain a recrystallized austenite structure having a small average grain size and a homogeneous distribution by annealing the cold-rolled material at a temperature relatively lower than the annealing temperature typically performed, and at the same time, can suppress the formation of oxide scale as much as possible to lower the surface roughness.
  • the present invention can also secure excellent mirror gloss of the manufactured stainless steel material.
  • the annealing temperature can be 800 to 950°C, and in another example, the annealing temperature can be 800 to 880°C.
  • the annealing time in the cold rolling annealing step may be 2.5 to 3.5 minutes.
  • the present invention can obtain a stainless steel material according to an example of the present invention by pickling the annealed cold-rolled material.
  • the diffusion bonding method of the stainless steel for diffusion bonding of the present invention may include the steps of preparing the stainless steel for diffusion bonding of the present invention described above; and the step of diffusion bonding the stainless steel for diffusion bonding; wherein the step of diffusion bonding may have an A value of 50.0 or less derived by the following relational expression 1.
  • P, t, and T represent the applied pressure (MPa), the bonding time (minutes), and the bonding temperature (°C) in the diffusion bonding step, respectively, and TS and IE represent the tensile strength (MPa) measured in the vertical direction of the interface of the bonded portion of the steel obtained after the diffusion bonding step, and the low-temperature impact toughness (J) at -196°C, respectively.
  • MPa applied pressure
  • TS and IE represent the tensile strength measured in the vertical direction of the interface of the bonded portion of the steel obtained after the diffusion bonding step
  • J low-temperature impact toughness
  • the bonding time required for diffusion bonding or the bonding temperature can be reduced to secure excellent mechanical properties of the diffusion bond.
  • diffusion bond may be used to refer to a portion where diffusion bonding is performed
  • bond interface may be used to refer to the interface of such diffusion bonding.
  • the diffusion bonding method can reduce the pressing force, bonding time, and bonding temperature required for diffusion bonding to secure appropriate mechanical properties of the diffusion bonded portion by setting the A value derived by the above [Relational Expression 1] to 50.0 or less. This can reduce the cost required for diffusion bonding and prevent deterioration of mechanical properties caused by excessive grain growth.
  • the bonding time at high temperatures can be reduced, thereby minimizing channel deformation that may occur in some parts during diffusion bonding, and as a result, heat exchange efficiency can be increased.
  • the A value may be 45.0 or less, and in another embodiment, the A value may be 40.0 or less.
  • the lower limit of the value of A is not specifically limited. However, considering practical problems, considering that the value of A cannot be 0, in one example of the present invention, the lower limit of the value of A may be set to 5.1.
  • a steel slab having an alloy composition shown in Table 1 below and a thickness of 200 mm was heated to 1150°C, then final hot-rolled at 1000°C, and then cooled and coiled in the air to obtain a hot-rolled steel sheet having a final thickness of 3 to 3.5 mm. Thereafter, each of the hot-rolled steel sheets was annealed at 1150°C and then pickled. Then, cold-rolled at the cold reduction ratio shown in Table 2 below was performed to manufacture a cold-rolled steel sheet. Thereafter, the cold-rolled steel sheet was annealed/pickled under the annealing conditions shown in Table 2 below in the air, and then cooled to manufacture a stainless steel material for diffusion bonding.
  • the above gloss was evaluated using a gloss meter after cutting and processing a plated steel plate into a test piece measuring 100 mm x 100 mm.
  • the gloss meter used a gloss meter from Rhopoint Instruments, and when measuring at a measurement angle of 20°, it is expressed as a relative value when the reflectivity of the glass is set to 100.
  • the average grain size at the center of the thickness refers to the average grain size at the center of the thickness in the TD (Transverse Direction) plane of the specimen.
  • the average grain size of the present invention was measured by analyzing the direction of the center of the thickness using an electron backscatter diffraction pattern analyzer (EBSD) with the model name e-Flash FS.
  • EBSD electron backscatter diffraction pattern analyzer
  • the defect rate can be obtained by observing a cross-section cut in a direction perpendicular to the joint interface and calculating the ratio of the total length of pore defects occurring within a 10 mm length of the joint interface. Furthermore, the bonding rate can be defined as the average value of five observations at any location.
  • Defect rate (%) (Total length of pore defects within 10 mm of the joint interface (mm) / 10 mm) x 100 (%)
  • Tensile strength was measured using a tensile tester and tested according to the generally accepted ASTM E8M No. 3.
  • Low-temperature impact toughness was measured using an impact tester at -196°C, and tested according to the generally accepted ASTM Sub-Size.
  • Tensile and impact test specimens were laminated in layers of 200 or more and processed in the vertical direction of the diffusion-bonded joint to conduct tests.
  • Example River species diffusion bonding physical properties A value Pressure P (MPa) Time t (minute) Temperature T (°C Tensile strength TS (MPa) Low temperature toughness IE (-196°CJ) Invention Example 1 Invention Lecture 1 8 15 1000 490 48 5.1 Invention Example 2 Invention Lecture 1 8 30 1000 500 37 13.0 Invention Example 3 Invention Lecture 1 8 60 1000 505 69 13.8 Invention Example 4 Invention Lecture 1 8 90 1000 530 91 14.9 Invention Example 5 Invention Lecture 1 8 60 900 495 56 15.6 Comparative Example 1 Comparative Lecture 1 8 15 1000 360 5 66.7 Comparative Example 2 Comparative Lecture 1 8 30 1000 460 5 104.3 Comparative Example 3 Comparative Lecture 1 8 60 1000 485 8 123.7 Comparative Example 4 Comparative Lecture 1 8 90 1000 602 20 59.8 Comparative Example 5 Comparative Lecture 1 8 60 900 465 15 61.9
  • Comparative Examples 1 to 3 had arithmetic mean roughness Ra of the steel surface and an average grain size exceeding the range proposed by the present invention. Therefore, Comparative Examples 1 to 3 failed to secure the high strength characteristics aimed for by the present invention after diffusion bonding, nor did they secure excellent low-temperature impact toughness.
  • the invention steel 1, the comparative steel 1, and the comparative steel 2 were manufactured under the same manufacturing conditions as in the above ' (Example 1) '.
  • a flow path etching process was performed to form a flow path pattern as shown in Table 5 below, thereby manufacturing a flow path etching plate.
  • the positions of the depth, width, and distance of the steel flow path pattern are briefly shown together with the position of the flow path etching surface through the schematic diagram of Fig. 2.
  • the flow path etching was performed by the same process as in Table 5 below: designing a flow path pattern, printing a film of the flow pattern, processing the stainless steel and degreasing the surface, then applying a dry film to the stainless steel, exposure (ultraviolet), development, drying, corrosion, water washing and de-filming, and inspection.
  • the surface roughness of the flow path etching surface was measured using the same method as the method for measuring the surface roughness of the stainless steel for diffusion bonding in '(Example 1)', and the results are shown in Table 6 below.
  • Example River species Euro pattern on the Euro etched surface (mm) depth extent distance Invention Example 6 Invention Lecture 1 0.02 2 1.7 Comparative Example 6 Comparative Lecture 1 0.04 2.3 1.4 Comparative Example 7 Comparative Lecture 2 0.02 3 0.7
  • Example River species diffusion bonding Pressure P MPa
  • Time t minute
  • Temperature T °C
  • Invention Example 6 Invention Lecture 1 7.0 60 900 Comparative Example 6 Comparative Lecture 2 7.5 60 900 Comparative Example 7 Comparative Lecture 3 9.5 60 900
  • FIG. 3 is a photograph of the cross-section of the joints of Invention Example 6, Comparative Example 6, and Comparative Example 7 observed through an optical microscope. Referring to the following Figure 3, it can be seen that the joints of Invention Example 6, Comparative Example 6, and Comparative Example 7 all had good joint shapes, and no ridge portion collapsed due to pressure was observed macroscopically. Through this, it can be confirmed that Invention Example 6 has high strength characteristics suitable for a core for a PCHE.
  • FIG. 4 is an SEM photograph of the joint interface of the joints of Invention Example 6, Comparative Example 6, and Comparative Example 7. It is generally known that the higher the pressure applied during diffusion bonding, the better the diffusion bonding performance. In the case of Invention Example 6, even under the lowest pressure of 7 MPa, almost no pores were observed at the joint interface, and it was confirmed that the initial contact surface also disappeared quickly. However, in the case of Comparative Examples 6 and 7, the initial contact surface and pores were clearly observed despite the diffusion bonding being performed under relatively high pressure conditions. Therefore, Invention Example 6 can be expected to have improved mechanical properties such as strength and low-temperature impact energy due to the absence of pore defects at the diffusion bond interface compared to Comparative Examples 6 and 7.

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Abstract

본 발명의 일측면은 확산접합성이 우수한 스테인리스 강재 및 그 제조방법이 제공하는 것이고, 본 발명의 다른 일측면은 고강도 및 우수한 저온충격인성을 확보할 수 있는 상기 강재의 확산접합 방법을 제공하는 것이다.

Description

확산접합용 스테인리스 강재 및 그의 제조방법 및 확산접합 방법
본 발명은 확산접합용 스테인리스 강재 및 그의 제조방법 및 확산접합 방법에 관한 것이다.
액화천연가스(Liquified Natural Gas, LNG) 선박 및 수소충전소 등 극저온·고압 환경용 컴팩트형 열교환기 타입으로 인쇄기판형 열교환기(Printed Circuit Heat Exchanger, PCHE)가 주목받고 있다. PCHE는 일반적으로 스테인리스강 및 니켈 합금과 같은 물성이 우수한 소재로 제작되어 사용되기 때문에 기존 열 교환기를 사용할 수 없었던 고온, 고압 및 극저온 환경에 사용 가능한 것이 장점이다. 따라서 오일/가스 산업, 수소 스테이션 및 sCO2 발전 시스템 등과 같은 다양한 산업분야에 대한 적용 가능성 검토가 활발히 이루어지고 있다.
PCHE는 광화학적 에칭법으로 가공된 미세유로(Micro Channel)를 가지는 금속 전열판을 적층하여, 진공의 고온, 고압분위기에서 확산접합을 통해 제작되는 컴팩트형 열교환기의 일종이다. 기존 Shell & Tube형 열교환기 대비하여 전열면적을 획기적으로 증가시킬 수 있기 때문에, 열교환기의 경량화 및 소형화가 가능하다.
이러한 PCHE용 Core는 스테인리스 강판 위에 광화학적으로 유로를 에칭한 후, 확산접합을 통해 제작될 수 있다.
본 발명의 한가지 실시형태에 따르면, 확산접합성이 우수한 스테인리스 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 다른 한가지 실시형태에 따르면, 고강도 및 우수한 저온충격인성을 확보할 수 있는 상기 강재의 확산접합 방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용으로 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 한가지 실시형태에 따른 확산접합용 스테인리스 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 두께 중심부의 평균 결정립 크기가 10.00㎛ 이하이고, 강재 표면의 산술평균거칠기 Ra가 0.10 미만일 수 있다.
상술한 확산접합용 스테인리스 강재는 하기 a) 내지 c) 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다.
a) Mo, Cu의 적어도 1종 이상의 합계 함량: 0.10~2.00%,
b) Nb: 0.010~0.500%
c) Ti: 0.010%~0.500%
상술한 확산접합용 스테인리스 강재는 강재 표면의 10점평균거칠기 Rz가 1.00 이하일 수 있다.
상술한 확산접합용 스테인리스 강재는 강재 표면의 20° 경면광택도가 200.0 이상일 수 있다.
상술한 확산접합용 스테인리스 강재는 확산접합 후의 인장강도는 400MPa 이상이고, -196℃에서의 저온충격인성은 10J 이상일 수 있다.
상술한 확산접합용 스테인리스 강재는 유로 에칭 후 유로에칭면의 산술평균거칠기 Ra가 0.35 이하이고, 10점평균거칠기 Rz가 2.50 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 실시형태에 따른 확산접합용 스테인리스 강재의 제조방법은 열간압연재를 냉간압연하여 냉간압연재를 얻는 단계; 상기 냉간압연재를 소둔하는 냉연소둔 단계; 및 소둔된 상기 냉간압연재를 산세하는 단계를 포함할 수 있다. 또한, 상술한 열간압연재는 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다. 그리고, 상술한 냉간압연은 1패스당 압하율을 각각 25% 이상으로 하는 1차 냉간압연 및 총압하율을 40% 이상으로 하는 2차 냉간압연을 포함할 수 있으며, 상술한 냉연소둔 시의 소둔온도는 800~1000℃일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따른 확산접합용 스테인리스 강재의 제조방법은 상기 냉간압연재를 얻는 단계 전, 전기로에서 스테인리스 용탕을 제조하는 단계; 제조된 상기 스테인리스 용탕을 정련하는 단계; 정련된 상기 스테인리스 용탕을 연속주조하여 강괴를 얻는 단계; 상기 강괴를 열간압연하여 열간압연재를 얻는 단계; 상기 열간압연재를 소둔하는 열연소둔 단계; 소둔된 상기 열간압연재를 산세하는 단계;를 추가적으로 포함할 수 있고, 상술한 열연소둔 단계에서의 소둔온도는 1100 내지 1200℃일 수 있다.
상술한 냉연소둔 단계에서의 소둔시간은 2.5 내지 3.5분일 수 있다.
본 발명의 또다른 실시형태에 따른 확산접합용 스테인리스 강재의 확산접합 방법은 상술한 확산접합용 스테인리스 강재를 준비하는 단계; 및 상기 확산접합용 스테인리스 강재를 확산접합하는 단계;를 포함할 수 있고, 상기 확산접합하는 단계는 하기 관계식 1에 의해 도출되는 A 값이 50.0 이하일 수 있다.
[관계식 1] A = (P×t×T)/(TS×IE)
(상기 관계식 1에서 P, t 및 T는 각각 상기 확산접합하는 단계에서의 가압력(MPa), 접합시간(분), 접합온도(℃)를 의미하고, TS 및 IE는 각각 상기 확산접합하는 단계 이후 얻어진 강재의 접합부 계면 수직방향에서 측정된 인장강도(MPa) 및 -196℃에서의 저온충격인성(J)을 의미한다. 단, A의 단위는 생략한다.)
본 발명의 한가지 실시형태에 따르면, 확산접합성이 우수한 스테인리스 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 또다른 실시형태에 의하면, 확산접합부의 강도 특성 및 저온인성을 우수하게 확보하면서도 생산성을 대폭 향상시킬 수 있는 확산접합 방법을 제공할 수 있다.
도 1은 발명예 4 및 비교예 4에서의 확산접합 시간에 따른 접합부 계면 조직을 관측한 SEM 사진을 결함율과 함께 나타낸 것이다.
도 2는 유로 패턴의 깊이, 넓이 및 거리의 위치를 유로에칭면의 위치와 함께 간략히 나타낸 개략도이다.
도 3은 발명예 6, 비교예 6 및 비교예 7의 확산접합부 단면을 광학 현미경을 통해 관측한 사진이다.
도 4는 발명예 6, 비교예 6 및 비교예 7의 확산접합부의 접합부 계면을 관측한 전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM) 사진이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다.
또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
도면에서 요소들의 형상 및 크기 등은 보다 명확한 설명을 위해 과장될 수 있다.
본 발명의 실시형태들을 설명함에 있어서, 본 발명과 관련된 공지기술에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략하기로 한다. 그리고, 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있다. 그러므로 그 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. 상세한 설명에서 사용되는 용어는 단지 본 발명의 실시형태들을 기술하기 위한 것이며, 결코 제한적이어서는 안 된다. 명확하게 달리 사용되지 않는 한, 단수 형태의 표현은 복수 형태의 의미를 포함한다.
본 설명에서, "포함" 또는 "구비"와 같은 표현은 어떤 특성들, 숫자들, 단계들, 동작들, 요소들, 이들의 일부 또는 조합을 가리키기 위한 것이며, 기술된 것 이외에 하나 또는 그 이상의 다른 특성, 숫자, 단계, 동작, 요소, 이들의 일부 또는 조합의 존재 또는 가능성을 배제하도록 해석되어서는 안 된다.
본 발명의 명세서에서 특별히 달리 규정하지 아니하는 한, % 단위는 중량%를 의미한다.
아래에서는 본 발명의 각 실시형태 또는 실시예를 통하여 본 발명이 상세히 설명될 것이다. 본 명세서에 기재되어 있는 각 실시형태 또는 실시예는 단지 하나의 실시형태 또는 실시예에 한정하여 설명하는 것에 그치지 않고 다른 실시형태 또는 실시예와의 조합도 가능하다는 점에 유의할 필요가 있다. 따라서 특허청구범위의 청구항 인용은 실시형태에 대한 하나의 예시에 해당하는 것일 뿐 본 발명의 기술적 사상이 인용된 청구항과의 조합으로만 해석되어서는 안되며, 다양한 청구항과의 조합도 본 발명의 기술적 사상의 범주에 포함된다.
본 발명의 한가지 실시형태에 따른 스테인리스 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어질 수 있으며, 두께 중심부의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있고, 강재 표면의 산술평균거칠기 Ra가 0.10 미만일 수 있다. 이하에선, 각 구성에 대해 구체적으로 설명한다.
본 발명의 한가지 실시형태에 따른 스테인리스 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다.
이하, 본 발명의 스테인리스 강재의 성분 한정 이유를 설명한다.
탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하
C, N은 제강기술상의 제조 가격의 상승을 고려해서 C: 0.05% 이하, N: 0.10% 이하로 한다. 한편, C, N은 모재 및 용접부의 가공성을 저하시키는 원소이므로, 가능한 극소량으로 하는 것이 바람직하나, 모재에 전혀 포함되지 않을 수는 없으므로, 그 하한을 각각 C: 0.01% 이상, N: 0.02% 이상로 할 수 있다.
규소(Si): 1.00% 이하, 망간(Mn): 2.0% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하
이러한 원소는 불가변적으로 강 중에 존재하지만, 다량으로 존재하면 가공성을 저하시키고, 스테인리스 강재의 특징인 내식성을 저하시키기 때문에 Si: 1.00% 이하, Mn: 2.0% 이하, Al: 0.150% 이하, P: 0.04% 이하, S: 0.010% 이하로 하는 것이 타당하다. 또한, 상기 Si, Mn, Al, P, S은 그 하한을 따로 한정하지는 않으나, 불가피하게 첨가되는 경우를 고려하여 각각 Si:0.10% 이상, Mn: 0.5% 이상, Al: 0.001% 이상, P: 0.01% 이상, S: 0.002% 이상 첨가될 수 있다.
크롬(Cr): 17~25%
Cr은 17% 미만에서는 스테인리스 강재의 기본특성인 내식성이 부족하기 때문에 Cr량은 17% 이상으로 한다. 또한 Cr량이 높으면 용접부의 인성이 악화하는 경우가 있기 때문에 Cr은 25% 이하로 한다.
니켈(Ni): 8.0~12%
Ni은 오스테나이트 조직 안정화 원소이며 소재의 가공성을 향상시키는 원소이다. 이를 위해 본 발명의 일 실시형태는 상기 Ni를 8.0% 이상으로 첨가할 수 있다. 반면, 상기 Ni 함량이 과도해지는 경우, 응력부식균열 (SCC) 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명의 강재는 상기 Ni을 12.0% 이하로 포함할 수 있다. 다른 일 예시로, 상기 Ni은 8.0 내지 10.0% 포함될 수 있다.
상기한 성분계로 조성되는 강재에 요구되는 물성에 따라 하기 a) 내지 c) 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 더 포함하는 것일 수 있다.
a) Mo, Cu의 적어도 1종 이상의 합계 함량: 0.10~2.00%
내식성을 향상하고자 하는 경우에는 Mo, Cu의 적어도 1종의 합계 함량을 0.10~2.00%의 조성범위로 추가로 첨가할 수 있다. Mo, Cu의 적어도 1종의 합계 함량이 0.10% 이상 되는 경우 내식성 향상효과를 얻을 수 있으며, 2.00% 초과할 경우에는 가공성이 악화되고 제조가격도 상승될 수 있다.
b) Nb: 0.010~0.500%
Nb의 경우에는 0.500%까지 포함될 수 있다. Nb의 함량이 0.500%을 초과하는 경우에는 고용 Nb량의 증가에 의해서 가공성이 악화되는 문제점이 있다. Nb를 첨가하여 NbN, NbC등을 형성하여 가공성을 개선하고자 하는 경우에는 0.010~0.500%로 포함되는 것이 바람직하다.
c) Ti: 0.010%~0.500%
Ti의 경우, 0.010%~0.500% 포함될 수 있다. Ti는 가공성을 향상시키는 원소로서 첨가한다. Ti가 0.010% 이상 첨가시키는 것에 의해 효과가 나타날 수 있다. 그러나 Ti가 0.500%을 초과하여 첨가하는 경우에는 고용 Ti량의 증가에 의해서 가공성이 악화되는 문제점이 있다.
PCHE용 Core는 스테인리스 강판 위에 광화학적으로 유로를 에칭한 후, 확산접합을 통해 제작될 수 있다.
유로 에칭은 전열판에 유로를 형성하기 위한 광화학적 식각 공정을 말한다. 보다 구체적으로, 상기 유로 에칭은 감광제와의 견고한 접착을 위해 전열판 표면을 세정한 후, 감광제를 전열판 표면에 도포하고, 빛의 조사를 통해 유로 패턴을 형성하고, 감광제를 현상한 후, 식각을 함으로써 행해질 수 있다. 상술한 식각은 재료에 맞춰 식각액을 결정한 후, 침지법 또는 국부적으로 재료에 분사시키는 스프레이법을 사용하여 행해질 수 있다.
본 발명의 발명자들은 본 발명의 스테인리스 강재의 표면 거칠기를 제어하는 경우, 유로 에칭 후 유로에칭면의 표면품질이 우수하고, 내부 유체와의 마찰을 최소할 수 있으며, 압력강하(Pressure Drop) 현상을 줄일 수 있음을 알았다.
이러한 견지에서, 본 발명의 한가지 실시형태에 따른 스테인리스 강재는 강재 표면의 산술평균거칠기 Ra를 0.10 미만으로 할 수 있다. 이로써, 본 발명의 스테인리스 강재는 유로 에칭 후 유로에칭면의 표면품질을 우수하게 확보할 수 있다. 다른 일 실시예로, 상기 산술평균거칠기 Ra는 0.09 이하일 수 있다.
다른 일 예시로, 본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재는 표면 품질 개선 및 확산접합성 향상 위해, 강재 표면의 10점평균거칠기 Rz를 1.00 이하로 할 수 있다. 다른 일 실시예로, 상기 10점평균거칠기 Rz는 0.90 이하일 수 있고, 또다른 일 실시예로, 0.80 이하일 수 있다.
이처럼 강재의 표면 거칠기를 일정 수준 이하로 하는 경우, 상술한 바와 같이, 상기 유로에칭면의 표면품질을 우수하게 확보할 수 있다. 일 예시로, 상기 유로에칭면의 산술평균거칠기 Ra는 0.35 이하일 수 있고, 10점평균거칠기 Rz는 2.50 이하일 수 있다.
한편, PCHE용 Core 제조를 위해선, 상술한 유로에칭 후 확산접합이 행해져야 한다.
상기 확산접합(Diffusion Bonding)은 진공·고온에서 두 재료 표면 사이에 적당한 접촉 압력을 사용하는 고상접합 공정을 일컫는다. 이러한 확산접합은 모재의 융점 이하 온도에서 소성변형이 생기지 않을 정도로 가압하여 접합면 간에 생기는 원자의 확산을 이용하며, 이때 결합 계면에서 결정립의 재결정화가 얼마나 신속히 일어나 접촉 계면이 사라지는지 여부가 확산접합에 중요 요소가 된다.
따라서, 본 발명의 발명자들은 상술한 확산접합에 대해 깊이 고찰한 결과, 접촉 계면에서의 원자의 확산속도가 전체 부품 생산성에 영향을 미칠 수 있음을 깨달았다.
또한, 본 발명의 발명자들은 이렇듯 접촉 계면에서의 원자의 확산속도는 결정립 사이즈와 반비례 관계에 있는 것을 또한 발견하였다. 그 결과, 본 발명자들은 이렇게 스테인리스 강재의 결정립 사이즈를 미세하게 하는 경우, 확산접합 시간 및 확산접합 온도를 획기적으로 줄여 생산성을 향상시킬 수 있음을 깨닫고, 본 발명을 도출하였다.
이러한 견지에서, 본 발명의 한가지 실시형태에 따른 스테인리스 강재는 두께 중심부의 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
상기 두께 중심부의 평균 결정립 크기는 강재의 전체 두께를 t라고 할 때, TD(Transverse Direction)면의 두께 중심부의 평균 결정립 크기를 의미하며, 상기 평균은 임의의 5개소에서 측정한 값의 평균값을 의미하고, 상기 중심부는 강재의 전체 두께를 t라고 할 때, 1/4t 내지 3/4t를 의미한다.
즉, 본 발명의 한가지 실시형태에 따른 스테인리스 강재는 결정립 평균 크기가 10.00㎛ 이하로 함으로써 생산성을 향상시킬 수 있고, 결정립 성장으로 인한 기계적 물성을 저하를 방지할 수 있다. 다른 일 실시예로, 상기 결정립 평균 크기는 7.00㎛ 이하일 수 있고, 또다른 일 실시예로 5.00㎛ 이하일 수 있다.
한편, 본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재는 강재 표면의 20° 경면광택도가 200.0 이상일 수 있다. 이로써 본 발명은 확산접합성을 획기적으로 향상할 수 있다. 다른 일 예시로, 상기 20° 경면광택도가 300.0 이상일 수 있고, 또다른 일 예시로, 350.0 이상일 수 있다.
본 발명은 상술한 바와 같이, 확산접합 후에도 고강도 특성을 가지면서도 저온인성이 우수한 확산접합용 스테인리스 강재를 제공할 수 있다. 구체적으로, 본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재는 확산접합 후의 인장강도는 400MPa 이상이고, -196℃에서의 저온충격인성은 10J 이상일 수 있다. 이와 같은 저온충격인성은 LNG 및 수소충전소용으로 사용되는 PCHE에 중요 인자이므로, 본 발명의 일 예시에 의한 확산접합용 스테인리스 강재는 PCHE에 적용되는 것이 특히 적합할 수 있다.
이하, 본 발명의 스테인리스 강재의 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 의한 스테인리스 강재의 제조방법은 열간압연재를 냉간압연하여 냉간압연재를 얻는 단계; 상기 냉간압연재를 소둔하는 냉연소둔 단계; 및 소둔된 상기 냉간압연재를 산세하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 또다른 일 실시예에 의한 스테인리스 강재의 제조방법은, 상기 냉간압연재를 얻는 단계 전, 전기로에서 스테인리스 용탕을 제조하는 단계; 제조된 상기 스테인리스 용탕을 정련하는 단계; 정련된 상기 스테인리스 용탕을 연속주조하여 강괴를 얻는 단계; 상기 강괴를 열간압연하여 열간압연재를 얻는 단계; 상기 열간압연재를 소둔하는 열연소둔 단계; 및 소둔된 상기 열간압연재를 산세하는 단계;를 추가적으로 포함할 수 있다.
이하, 각 단계에 대해 자세히 설명한다.
우선적으로, 본 발명의 일 실시예에 의한 스테인리스 강재의 제조방법에 의하면, 전기로에서 스테인리스 용탕을 제조한 다음, 제조된 상기 스테인리스 용탕을 정련할 수 있다.
이러한 정련은 목표 성분에 맞추어 배합된 철, 크롬 등의 합금철이나 스크랩을 용해하거나, 전로나 진공탈가스로 불순물을 제거하는 일련의 공정을 말할 수 있다.
그 다음, 본 발명은 정련된 상기 스테인리스 용탕을 연속주조하여 강괴를 얻을 수 있다.
이러한 연속주조는 정련된 상기 용탕을 주형으로 흘려 넣어, 냉각하는 단계이다. 이를 통해 얻어진 강괴는 원하는 길이에 분리할 수 있고, 후의 공정에 이용될 수 있다.
또한, 상기 강괴는 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어질 수 있다. 각 합금성분의 함량과 그 한정이유에 대해서는 상술한 바 있으므로, 생략하기로 한다.
본 발명은 상기 강괴를 열간압연하여 열간압연재를 얻을 수 있다.
상기 열간압연은 주조 공정에서 제조된 강괴를 고온에서 압연함에 따라, 소정의 두께를 가지는 열간압연재를 제조하는 공정이다.
그리고나서, 본 발명은 상기 열간압연재를 소둔할 수 있다. 이때, 소둔온도는 1100 내지 1200℃일 수 있다.
즉, 본 발명은 소둔온도를 1100℃ 이상으로 함으로써 상기 열간압연재를 연질화하고자 하는 목적을 달성할 수 있다. 반면, 소둔온도가 1200℃ 초과인 경우, 오스테나이트상이 조대화되는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명의 제조방법은 상기 소둔온도의 상한을 1200℃로 할 수 있다. 다른 일 예시로, 상기 소둔온도는 1125 내지 1175℃일 수 있다.
본 발명은 소둔된 상기 열간압연재를 산세할 수 있다.
이러한 산세는 소둔 공정에서 열간압연재의 표면에 부착한 스케일을 염산 또는 질산과 불화 수소산과의 혼합액 등의 산세액을 이용하여 씻어내는 공정이다. 스케일을 제거하는 장치로서는 본 발명의 기술분야에서 통상적으로 이용되는 장치 및 기법이 이용될 수 있다.
본 발명의 제조방법에 의하면, 상기 열연코일을 냉간압연하여 냉간압연재를 얻을 수 있다.
이때, 비제한적인 일 실시예에 따른 상기 냉간압연은 1패스당 압하율을 각각 25% 이상으로 하는 1차 냉간압연 및 총압하율을 40% 이상으로 하는 2차 냉간압연을 포함할 수 있다.
즉, 본 발명은 상기 1차 냉간압연 중 1패스당 압하율을 각각 25% 이상으로 함으로써, 열간압연 중 압연 방향으로 신장한 결정립을 미세화할 수 있다. 그 외, 총압하율 등 1차 냉간압연 시의 조건들에 대해서는 통상적으로 적용되는 조건들을 적용할 수 있으므로, 본 발명에서는 이에 대해 별도로 기술하지는 않는다.
본 발명은 총압하율을 40% 이상으로 하여 2차 냉간압연을 행할 수 있다. 보다 구체적으로, 본 발명은 상기 2차 냉간압연 중 총압하율을 40% 이상으로 함으로써 압연조직내에 50% 이상의 가공유기 마르텐사이트를 얻을 수 있다. 다른 일 예시로, 상기 총압하율은 42% 이상 또는 45% 이상일 수 있다.
상술한 바와 같은 2차 냉간압연 후에는, 본 발명은 상기 냉간압연재를 소둔할 수 있다. 또한, 일 예시로, 상기 소둔 시의 소둔온도는 800~1000℃일 수 있다. 본 발명은 통상적으로 실시되는 소둔 온도보다 비교적 낮은 온도에서 상기 냉간압연재를 소둔함으로써, 평균 결정립도가 작고 균질하게 분포한 재결정 오스테나이트 조직을 얻을 수 있음과 동시에, 산화 스케일 생성을 최대한 억제하여 표면조도를 낮출 수 있다. 그리고, 상술한 800~1000℃에서의 소둔을 통해, 본 발명은 제조된 스테인리스 강재의 경면광택도 또한 우수하게 확보할 수 있다. 다른 일 예시로, 상기 소둔온도는 800~950℃일 수 있으며, 또다른 일 예시로, 상기 소둔온도는 800~880℃일 수 있다.
그리고, 비제한적인 일 예시로, 상기 냉연소둔 단계에서의 소둔시간은 2.5 내지 3.5분일 수 있다.
그 후, 본 발명은 소둔된 냉간압연재를 산세함으로써, 본 발명의 일 예시에 의한 스테인리스 강재를 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재의 확산접합 방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재의 확산접합 방법은 상술한 본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재를 준비하는 단계; 및 상기 확산접합용 스테인리스 강재를 확산접합하는 단계;를 포함할 수 있으며, 상기 확산접합하는 단계는 하기 관계식 1에 의해 도출되는 A 값이 50.0 이하일 수 있다.
[관계식 1] A = (P×t×T)/(TS×IE)
(상기 관계식 1에서 P, t 및 T는 각각 상기 확산접합하는 단계에서의 가압력(MPa), 접합시간(분), 접합온도(℃)를 의미하고, TS 및 IE는 각각 상기 확산접합하는 단계 이후 얻어진 강재의 접합부 계면 수직방향에서 측정된 인장강도(MPa) 및 -196℃에서의 저온충격인성(J)을 의미한다. 단, A의 단위는 생략한다.)
즉, 본 발명의 확산접합용 스테인리스 강재를 이용하여 확산접합을 하는 경우, 확산접합부의 기계적 물성을 우수하게 확보하기 위해 요구되는 확산접합 시의 접합시간을 줄이거나 접합온도를 낮출 수 있다. 본 명세서의 전반에서 '확산접합부'는 확산접합이 이루어진 부분을 일컫는 용어로 사용될 수 있으며, '접합부 계면'은 이와 같은 확산접합부의 계면을 일컫는 용어로 사용될 수 있다.
다시 말해, 본 발명의 일 실시형태에 의한 확산접합 방법은 상기 [관계식 1]에 의해 도출되는 A 값을 50.0 이하로 함으로써, 확산접합부의 적정한 기계적 물성을 확보하기 위해 요구되는 확산접합 시의 가압력, 접합시간 및 접합온도를 줄일 수 있다. 이로써, 확산접합에 소요되는 비용을 줄일 수 있으며, 결정립의 과도한 성장의 기인한 기계적 물성의 열화를 방지할 수 있다. 또한, 본 발명의 확산접합 방법을 이용하여 PCHE용 Core를 제작하는 경우, 고온에서의 접합시간을 저감하여 확산접합 시 일부에서 발생할 수 있는 유로 변형을 최소화시킬 수 있고, 그 결과 열교환 효율을 증가시킬 수 있다. 다른 일 실시예로, 상기 A 값은 45.0 이하일 수 있고, 또다른 실시예로 상기 A 값은 40.0 이하일 수 있다.
상기 A 값은 작으면 작을수록 좋으므로, 그 하한을 따로 한정하지는 않으나, 현실적인 문제를 고려할 때 상기 A 값이 0이 될 수는 없는 점을 고려하여 본 발명의 일 예시는 상기 A 값의 하한을 5.1로 할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명한다. 단, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 그로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
1. 확산접합용 스테인리스 강재의 제조
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지며, 두께가 200mm인 강 슬라브를 1150℃로 가열한 후, 1000℃에서 마무리 열간압연한 다음, 대기중에서 냉각 권취하여, 최종 두께 3 내지 3.5mm의 열연강판을 얻었다. 이후, 상기 각각의 열연강판을 1150℃에서 소둔한 후, 산세처리하였다. 그 다음, 하기 표 2의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 이후, 상기 냉연강판을 대기 분위기 하에서 하기 표 2의 소둔 조건로 소둔/산세 처리한 다음, 냉각하여 확산접합용 스테인리스 강재를 제조하였다.
강종 C N Si Al P S Cr Mn Ni Mo Cu Nb Ti
발명강 1 0.02 0.02 0.36 0.001 0.02 0.003 19 1.2 10.0 - 0.09 - -
비교강 1 0.04 0.05 0.41 0.002 0.03 0.002 18 1.1 8.0 - 0.03 - -
비교강 2 0.02 0.04 0.37 0.002 0.03 0.003 18 1.4 8.0 - 0.02 - -
강종 냉간압연 냉연소둔
1차 냉간압연 2차 냉간압연 소둔시간(분) 소둔온도(℃
1패스당 압하율(%) 총압하율(%)
발명강 1 25 70% 3 800~880
비교강 1 20 70% 3 1000 초과1100 미만
비교강 2 20 70% 3 1000 초과1100 미만
그 다음 각 강재에 대해, 표면 거칠기에 관한 산술평균거칠기 Ra 및 10점평균거칠기 Rz, 20°에서의 광택도 및 결정립의 평균 크기를 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 각 파라미터의 측정방법은 하기와 같다. (표면 거칠기)
표면 거칠기 Ra 및 Rz는 Veeco사의 3D 조도계를 이용하여 측정하였다.
(20°에서의 광택도)
상기 광택도는 도금 강판을 100mm×100mm 크기의 시험편에 절단해 가공한 후, 광택도계로 평가한 것이다. 상기 광택도계는 Rhopoint Instruments사의 광택계를 이용하고, 측정 각도 20°에서의 측정 시에, 유리의 반사율을 100으로 했을 때의 상대적인 값으로 나타낸 것이다.
(평균 결정립 크기)
두께 중심부의 평균 결정립 크기는 시편의 TD(Transverse Direction)면의 두께 중심부의 평균 결정립 크기를 의미한다. 본 발명의 평균 결정립 크기는 모델명이 e-Flash FS인 전자후방산란회절패턴분석기(Electron Back Scatter Diffraction, EBSD)를 이용하여 두께 중심부의 방위를 분석해 측정했다.
강종 표면 거칠기(㎛) 20°에서의 광택도 결정립 평균 크기
Ra Rz ASTM E112-13
(Rating No.)		 원상당직경
(㎛)
발명강 1 0.09 0.58 352.0 12.16 5.46
비교강 1 0.12 1.08 101.5 8.71 19.39
비교강 2 0.18 1.87 89.7 9.16 16.58
2. 확산접합
상술한 바에 따라 제조된 2 이상의 확산접합용 스테인리스 강재에 대해, 별도의 유로 에칭 없이, 확산접합을 행하였다. 확산접합 시의 조건은 하기 표 4과 같다. 그리고나서, 확산접합 후 강재의 물성을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 그 다음, 발명예 4 및 비교예 4에서의 확산접합 시간에 따른 접합부 계면 조직을 관측한 SEM 사진을 결함율과 함께 하기 도 1에 나타내었다. 상기 결합율은 하기 식에 의해 도출될 수 있고, 강재의 물성은 후술하는 방법에 의해 측정되었다.
(결함율)
결함율은 접합부 계면에 수직인 방향으로 절단한 단면을 관측한 후, 접합부 계면 10mm 길이 대비 해당 길이 내에 발생한 기공 결함의 총 길이의 비로 구할 수 있다. 또한, 상기 결합율은 임의의 위치에 대해 5번 관측한 뒤, 이에 대한 평균값으로 정의할 수 있다.
결함율(%) = (접합부 계면 10mm 내의 기공 결함의 총 길이(mm) / 10mm) ⅹ 100(%)
(인장강도)
인장강도는 인장시험기를 이용하여 측정하였으며, 일반적으로 통용되는 ASTM E8M 3번에 준하여 시험하였다.
(저온충격인성)
저온충격인성은 -196℃에서 충격시험기를 통해, 측정하였으며, 일반적으로 통용되는 ASTM Sub-Size에 준하여 시험하였다.
인장 및 충격시험편은 200매 이상 적층되어 확산접합된 접합부 수직방향으로 가공하여 테스트를 실시하였다.
실시예 강종 확산접합 물성 A 값
가압력 P
(MPa)		 시간 t
(분)		 온도 T
(℃		 인장강도 TS
(MPa)		 저온인성 IE
(-196℃J)
발명예 1 발명강 1 8 15 1000 490 48 5.1
발명예 2 발명강 1 8 30 1000 500 37 13.0
발명예 3 발명강 1 8 60 1000 505 69 13.8
발명예 4 발명강 1 8 90 1000 530 91 14.9
발명예 5 발명강 1 8 60 900 495 56 15.6
비교예 1 비교강 1 8 15 1000 360 5 66.7
비교예 2 비교강 1 8 30 1000 460 5 104.3
비교예 3 비교강 1 8 60 1000 485 8 123.7
비교예 4 비교강 1 8 90 1000 602 20 59.8
비교예 5 비교강 1 8 60 900 465 15 61.9
3. 실험결과
비교예 1 내지 3는 강재 표면의 산술평균거칠기 Ra 값 및 결정립의 평균 크기가 본 발명에서 제안하는 범위를 상회하였다. 이로써, 비교예 1 내지 3는 확산접합 후, 본 발명에서 목적하는 수준의 고강도 특성을 확보하지 못하거나, 우수한 저온 충격인성을 확보할 수 없었다.
비교예 4 및 5의 경우, [관계식 1]에 의해 도출되는 A 값이 과도하게 큼에 따라, 얻어진 확산접합부의 기계적 물성 대비 확산접합에 상대적으로 많은 시간과 에너지가 투입되었다.
반면, 발명예 1 내지 5의 경우, 본 발명에서 제안하는 합금성분 및 제조조건을 만족함에 따라, 적은 접합시간 및 낮은 접합온도에도 불구하고, 확산접합부의 기계적 물성을 우수하게 확보할 수 있었다.
또한, 하기 도 1에서 알 수 있듯이, 비교예 4의 경우, 확산접합부 계면에 다수의 기공 결함이 존재함을 알 수 있으며, 접합시간이 짧을수록 결함율이 증가함을 알 수 있다. 반면에 발명예 4의 경우 접합시간 90분에서는 결함율이 거의 1% 이내였으며, 접합시간 15분인 경우에도 결함율이 15% 미만임을 확인할 수 있다.
이와 같이, 발명예 4의 경우, 비교예 4 대비 고온/고압의 확산접합 환경에서 확산속도가 매우 빨라, 계면에서의 재결정 및 결정립 성장이 가속화될 수 있었고, 확산접합 전 적층된 판재 접촉면에 존재하고 있던 기공(Void)이 더 빨리 축소 및 소멸될 수 있었다.
(실시예 2)
1. 확산접합용 스테인리스 강재의 제조
상기 '(실시예 1)'에서와 동일한 제조 조건에 따라 상기 발명강 1, 상기 비교강 1 및 상기 비교강 2를 제조하였다.
2. 유로 에칭
그 후, 제조된 확산접합용 스테인리스 강재를 이용하여 하기 표 5에 유로패턴을 형성시키는 유로 에칭을 행하여 유로에칭판을 제조하였다. 이때, 강기 유로 패턴의 깊이, 넓이 및 거리의 위치는 도 2의 개략도를 통해 유로에칭면의 위치와 함께 간략히 나타내었다. 보다 구체적으로, 상기 유로 에칭은 하기 표 5와 같이 유로패턴설계를 도안하고, 상기 유로패턴의 필름을 출력한 후, 상기 스테인리스 강재의 가공 및 표면 탈지 작업을 거친 다음, 상기 스테인리스 강재에 Dry 필름을 도포하고, 노광(자외선), 현상, 건조, 부식작업, 수세탈막 및 검사하는 동일한 과정으로 행해졌다. 또한, '(실시예 1)'에서 확산접합용 스테인리스 강재의 표면 거칠기를 측정한 방법과 동일한 방법으로, 상기 유로에칭면의 표면 거칠기를 측정하여 하기 표 6에 나타내었다.
실시예 강종 유로에칭면의 유로 패턴(mm)
깊이 넓이 거리
발명예 6 발명강 1 0.02 2 1.7
비교예 6 비교강 1 0.04 2.3 1.4
비교예 7 비교강 2 0.02 3 0.7
실시예 강종 유로에칭면의 거칠기 (㎛)
Rmax Ra Rz
발명예 6 발명강 1 2.83 0.30 2.28
비교예 6 비교강 1 2.88 0.38 2.76
비교예 7 비교강 2 10.39 0.69 6.24
3. 유로에칭판의 확산접합
상술한 바에 따라 제조된 각 유로에칭판에 대해 하기 표 7의 접합조건으로 확산접합을 행하였다.
실시예 강종 확산접합
가압력 P
(MPa)		 시간 t
(분)		 온도 T
(℃)
발명예 6 발명강 1 7.0 60 900
비교예 6 비교강 2 7.5 60 900
비교예 7 비교강 3 9.5 60 900
4. 실험결과
상기 표 6를 보게 되면, 발명예 6은 비교예 6 및 비교예 7 대비, 유로에칭면의 산술평균거칠기 Ra 값 및 10점평균거칠기 Rz 값이 작은 것을 확인할 수 있다. 그 결과, 발명예 6은 유로에칭면의 표면 특성이 개선됨에 따라 PCHE의 전열효과 증대되는 효과를 기대할 수 있다.
하기 도 3은 발명예 6, 비교예 6 및 비교예 7의 접합부 단면을 광학 현미경을 통해 관측한 사진이다. 하기 도 3을 보면, 상기 발명예 6, 비교예 6 및 비교예 7 모두 접합부 양호한 형상 관찰되었으며 거시적으로 압력에 의해 붕괴된 유로 Ridge부가 관찰되지 않았음을 알 수 있다. 이를 통해, 발명예 6은 PCHE용 Core에 적합한 고강도 특성을 갖추고 있음을 확인할 수 있다.
하기 도 4는 발명예 6, 비교예 6 및 비교예 7의 접합부의 접합부 계면을 관측한 SEM 사진이다. 일반적으로 확산접합시 가압력이 높을수록 확산접합성이 우수하다고 알려져 있다. 발명예 6의 경우 가장 낮은 가압력인 7MPa 조건임에도 불구하고 접합부 계면에 기공이 거의 관찰되지 않았고, 초기 접촉면도 빠르게 소멸됨을 확인할 수 있었다. 하지만 상대적으로 가압력이 높은 조건에서 확산접합되었음에도 불구하고, 비교예 6 및 비교예 7의 경우는 초기 접촉면 및 기공이 명확히 관찰되었다. 그러므로, 발명예 6은 비교예 6 및 비교예 7 대비 확산접합부 계면의 기공 결함의 부재로, 개선된 강도, 저온 충격에너지 등 기계적 물성을 기대할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며,
    두께 중심부의 평균 결정립 크기가 10.00㎛ 이하이고, 강재 표면의 산술평균거칠기 Ra가 0.10 미만인 확산접합용 스테인리스 강재.
  2. 제1항에 있어서,
    하기 a) 내지 c) 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 더 포함하는 것인 확산접합용 스테인리스 강재.
    a) Mo, Cu의 적어도 1종 이상의 합계 함량: 0.10~2.00%,
    b) Nb: 0.010~0.500%
    c) Ti: 0.010%~0.500%
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강재 표면의 10점평균거칠기 Rz가 1.00 이하인 확산접합용 스테인리스 강재.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    강재 표면의 20° 경면광택도가 200.0 이상인 확산접합용 스테인리스 강재.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    확산접합 후의 인장강도는 400MPa 이상이고, -196℃에서의 저온충격인성은 10J 이상인 확산접합용 스테인리스 강재.
  6. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    유로 에칭 후 유로에칭면의 산술평균거칠기 Ra가 0.35 이하이고, 10점평균거칠기 Rz가 2.50 이하인, 확산접합용 스테인리스 강재.
  7. 열간압연재를 냉간압연하여 냉간압연재를 얻는 단계; 상기 냉간압연재를 소둔하는 냉연소둔 단계; 및 소둔된 상기 냉간압연재를 산세하는 단계를 포함하며,
    상기 열간압연재는 중량%로, 탄소(C): 0.05% 이하, 질소(N): 0.10% 이하, 규소(Si): 1.00% 이하, 알루미늄(Al): 0.150% 이하, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.010% 이하, 크롬(Cr): 17~25%, 망간(Mn): 2.0% 이하 및 니켈(Ni): 8.0~12.0%를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며,
    상기 냉간압연은 1패스당 압하율을 각각 25% 이상으로 하는 1차 냉간압연 및 총압하율을 40% 이상으로 하는 2차 냉간압연을 포함하고,
    상기 냉연소둔 단계에서의 소둔온도는 800~1000℃인 확산접합용 스테인리스 강재의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 냉간압연재를 얻는 단계 전,
    전기로에서 스테인리스 용탕을 제조하는 단계; 제조된 상기 스테인리스 용탕을 정련하는 단계; 정련된 상기 스테인리스 용탕을 연속주조하여 강괴를 얻는 단계; 상기 강괴를 열간압연하여 열간압연재를 얻는 단계; 상기 열간압연재를 소둔하는 열연소둔 단계; 및 소둔된 상기 열간압연재를 산세하는 단계;를 추가적으로 포함하고,
    상기 열연소둔 단계에서의 소둔온도는 1100 내지 1200℃인 확산접합용 스테인리스 강재의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 냉연소둔 단계에서의 소둔시간은 2.5 내지 3.5분인 확산접합용 스테인리스 강재의 제조방법.
  10. 제1항 또는 제2항의 확산접합용 스테인리스 강재를 준비하는 단계; 및
    상기 확산접합용 스테인리스 강재를 확산접합하는 단계;를 포함하고,
    상기 확산접합하는 단계는 하기 관계식 1에 의해 도출되는 A 값이 50.0 이하인 확산접합용 스테인리스 강재의 확산접합 방법.
    [관계식 1] A = (P×t×T)/(TS×IE)
    (상기 관계식 1에서 P, t 및 T는 각각 상기 확산접합하는 단계에서의 가압력(MPa), 접합시간(분), 접합온도(℃)를 의미하고, TS 및 IE는 각각 상기 확산접합하는 단계 이후 얻어진 강재의 접합부 계면 수직방향에서 측정된 인장강도(MPa) 및 -196℃에서의 저온충격인성(J)을 의미한다. 단, A의 단위는 생략한다.)
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