WO2018117678A1 - 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 - Google Patents

표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention provides an austenitic steel having excellent abrasion resistance for use in mining, transportation, and storage in oil and gas industries, such as industrial machinery, structural materials, steel for slurry pipes, and sour steels.
  • the present invention relates to an austenitic steel having excellent surface properties having excellent wear resistance, toughness, corrosion resistance, and the like, and a manufacturing method thereof.
  • Austenitic steels are used for various purposes due to their properties such as work hardening and nonmagnetic properties. Particularly, as carbon steel mainly composed of ferrite or martensite, which is mainly used, exhibits limitations in its characteristics, its application is increasing as an alternative material to overcome these disadvantages.
  • Hadfield steel has been widely used as a wear-resistant component in various industries for its excellent wear resistance, and efforts to increase austenite structure and abrasion resistance by containing a high amount of carbon and containing a large amount of manganese have been made to increase wear resistance of steel materials. It has been a steady progress.
  • the high carbon content of the headfield steel produces network-shaped carbides along the austenite grain boundaries at high temperatures, which drastically lowers the properties, particularly ductility, of the steels.
  • a method of manufacturing high manganese steel by quenching heat treatment or solution treatment at high temperature and quenching to room temperature after hot working has been proposed.
  • the hard field steel has excellent wear resistance in general mechanical wear environments, but it is difficult to show excellent wear resistance in environments accompanied with corrosion wear, and thus it is difficult to apply to harsh environments where complex wear occurs.
  • austenitic wear resistant steels have been developed to secure corrosion resistance.
  • toughness deterioration due to carbide precipitation is always a problem in austenitic wear resistant steels having a very high carbon content, and ingot or cast steel of high manganese steel inevitably segregates due to alloying elements such as manganese and carbon during solidification. This is further worsened during post-processing such as hot rolling, which eventually results in partial precipitation of carbides along the segregation zone in the final product in the form of a network, which in turn promotes non-uniformity of microstructure and deteriorates physical properties. Therefore, in the austenitic wear-resistant steel, research has been mainly made to prevent physical deterioration due to carbide precipitation.
  • Another problem is the non-uniform oxidation that occurs on the surface, and this non-uniform oxidation occurs especially along the grain boundaries, causing cracks in the slab reheating process, growing cracks in the stress rolling process, and improving the surface characteristics of the final product. Makes you inferior Cracks on the surface can cause premature fractures during product bending or tensioning, and can reduce wear resistance.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 2010-0106649
  • One preferred aspect of the present invention is to provide an austenitic steel having excellent surface properties by suppressing heterogeneous oxidation to improve surface quality.
  • Another preferred aspect of the present invention is to provide a method for producing an austenitic steel having excellent surface properties by improving the surface quality by inhibiting heterogeneous oxidation.
  • the microstructure consists of% by area, less than 5% of carbide and residual austenite tissue Austenitic steels having excellent surface properties having a surface defect size of 0.3 mm or less are provided.
  • a method for producing an austenitic steel having excellent surface properties including a cooling step of cooling the hot rolled steel to 600 ° C or lower at a cooling rate of 5 ° C / s or more.
  • the inventors of the present invention while studying the steel having excellent strength and wear resistance compared to the existing steel used in the technical field requiring wear resistance, in the case of high manganese steel can not only secure the excellent strength and elongation peculiar to the austenitic steel, In the case of improving the work hardening rate, the work hardening of the material itself in the abrasion environment, the hardness is rather high, thereby recognizing that excellent wear resistance can be obtained, and thus, the present invention has been completed.
  • the wear-resistant steel having excellent surface properties as well as wear resistance by deriving the reheating conditions of the slab before hot rolling to suppress heterogeneous oxidation. It has been recognized that can be prepared.
  • Austenitic steels having excellent surface properties according to a preferred aspect of the present invention, in weight%, carbon (C): 0.6-1.3%, manganese (Mn): 14-22%, copper (Cu): 5% or less (Excluding 0%), chromium (Cr): 5% or less (excluding 0%), silicon (Si): 1.0% or less (excluding 0%), aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), phosphorus ( P): less than 0.1% (including 0%), sulfur (S): less than 0.02% (including 0%), containing the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities; It is composed of carbide and residual austenite structure, and the surface defect size is less than 0.3mm.
  • Carbon (C) is an austenite stabilizing element that not only plays a role of improving the uniform elongation, but is also an element that is very advantageous for improving the strength and the work hardening rate. If the carbon content is less than 0.6%, it may be difficult to form stable austenite at room temperature, and it may be difficult to secure sufficient strength and work hardening rate. On the other hand, when the content exceeds 1.3%, carbides are precipitated in large quantities, thereby reducing the uniform elongation, which may make it difficult to obtain excellent elongation, leading to abrasion resistance decline and premature fracture.
  • the C content is preferably limited to 0.6 to 1.3%.
  • More preferred content of C may be 0.6 to 1.25%.
  • Manganese (Mn) is a very important element that plays a role of stabilizing austenite, and improves uniform elongation.
  • Mn is included in 14% or more.
  • the austenite stability may be lowered to form martensite structure, which may make it difficult to secure sufficient uniform elongation if the austenite structure is not sufficiently secured.
  • the content exceeds 22%, not only the manufacturing cost increases, but also there are problems such as deterioration of corrosion resistance due to manganese addition and difficulty in manufacturing process.
  • the Mn content is preferably limited to 14-22%.
  • Cu copper
  • Cu copper
  • the upper limit is preferably limited to 5%.
  • the content of copper for obtaining the above-mentioned carbide suppression effect it is more preferable that it is 0.05% or more.
  • Even more preferred content of Cu may be 0.05-3.0%.
  • Chromium is dissolved in austenite up to the range of the proper amount of addition, and serves to increase the strength of the steel. Chromium is also an element that improves the corrosion resistance of steels.
  • chromium is a carbide element, in particular, an element that reduces the toughness by forming carbide at the austenite grain boundary. Therefore, it is preferable to determine the content of chromium added in the present invention paying attention to the relationship between carbon and other elements added together, and in order to prevent carbide formation, the upper limit of the Cr content is preferably limited to 5%. . When the Cr content exceeds 5%, it is difficult to effectively suppress the formation of chromium carbide at the austenite grain boundary, and thus there is a problem that the impact toughness is reduced. Therefore, the chromium content is preferably limited to 5% or less.
  • Aluminum (Al), silicon (Si) is a component included as a deoxidizer during the steelmaking process
  • the steel material of the present invention may include aluminum (Al), silicon (Si) within the above limited component range.
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are representative impurities, and it is preferable to limit the phosphorus (P) to 0.1% or less and sulfur (S) to 0.02% or less because they may cause quality deterioration when excessively added.
  • the remaining components of the present invention are iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • iron Fe
  • impurities that are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded.
  • the austenitic steel according to one preferred aspect of the present invention has a microstructure consisting of carbide and residual austenite structure of 5% or less in area%, and the size of surface defects is 0.3 mm or less. More preferably, the size of the surface defects is 0.2 mm or less.
  • the carbide When the content of the carbide exceeds 5%, the carbide surrounds the grain boundary, which may cause the elongation and impact toughness to drop sharply.
  • the size of the surface defects presented can be defined as, for example, the length from the point where the crack starts to the point where it stops.
  • a method for producing an austenitic steel having excellent surface properties is% by weight, carbon (C): 0.6 to 1.3%, manganese (Mn): 14 to 22%, and copper (Cu): 5% or less (except 0%), chromium (Cr): 5% or less (except 0%), silicon (Si): 1.0% or less (except 0%), aluminum (Al): 0.5% or less (except 0%) Phosphorus (P): 0.1% or less (including 0%), Sulfur (S): 0.02% or less (including 0%), steel slab containing the remaining iron (Fe) and other unavoidable impurities Reheating slab in the reheating step;
  • Hot rolling to obtain a hot rolled steel by hot rolling the heated slab to a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C .;
  • It comprises a cooling step of cooling the hot rolled steel to 600 ° C or less at a cooling rate of 5 ° C / s or more.
  • the slabs Prior to hot rolling, the slabs are reheated at 1000 ° C. to 1150 ° C. It is necessary to reheat above 1000 °C to secure sufficient temperature during hot rolling, and to reheat below 1150 °C to suppress the surface uneven oxidation of high Mn steel slab.
  • the slab reheated as above is hot rolled to obtain a finish rolling temperature of 850 to 950 ° C. to obtain a hot rolled steel.
  • the finish rolling temperature is less than 850 °C the carbide may be precipitated to reduce the uniform elongation, the microstructure is pancake may cause uneven stretching due to the anisotropy of the tissue. Meanwhile, When the finish rolling temperature exceeds 950 ° C., the rolling finish temperature is too high, and it is difficult to hit the target temperature in actual process.
  • the hot rolled steel obtained through the hot rolling is cooled to 600 ° C. or less at 5 ° C./s or more.
  • the cooling rate is less than 5 °C / s, or the cooling stop temperature exceeds 600 °C may cause a problem that the carbide is precipitated elongation is lowered. Rapid cooling also helps to ensure high solubility of the C and N elements in the matrix. Therefore, the cooling is preferably carried out to 5 °C / s or more to 600 °C or less.
  • the cooling rate is more preferably at a rate of 10 ° C / s or more, and even more preferably at a rate of 15 ° C / s or more.
  • the slab satisfying the component system and composition range as shown in Table 1 was prepared as a hot rolled steel sheet having a thickness of 12mm through the reheating and rolling conditions shown in Table 2.
  • the invention steel (1-4) satisfies both the component range and the manufacturing conditions, the invention steel (1-4) all show good surface properties.
  • the comparative steel (1) shows that C is very low and thus does not secure sufficient strength.
  • Comparative steel (2) shows that carbides increase due to excessive C addition, and elongation and impact toughness drop sharply.
  • Comparative steel (4) shows that the elongation and impact toughness plummet due to excessive carbide formation when the Cr content is exceeded.
  • Comparative steel 5 shows that a large defect occurred on the surface of the product because the reheating temperature exceeded the reference value.
  • Comparative steel 6-8 shows that the toughness of the rolling finish temperature, cooling rate, cooling stop temperature, etc. falls outside the scope of the present invention and the impact toughness drops sharply due to excessive precipitation of carbides.
  • the comparative steel (5) having a high reheating temperature has a large crack formed on the surface, in the case of the invention steel (3) to which the low temperature reheating temperature is applied, the surface layer is uniform, there is no large crack can confirm.

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Abstract

본 발명은 표면특성이 우수한 오스테나이트계 내마모 강재 및 이를 제조하는 방법에 관한 것이다. 본 발명에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5%이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5%이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적%로, 5%이하의 탄화물과 잔부 오스테나이트 조직으로 이루어지고, 표면결함의 크기가 0.3mm이하인 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법이 제공된다.

Description

표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
본 발명은 산업기계, 구조재료, 그리고 슬러리 파이프용 강재, 내sour 강재 등 오일 및 가스 산업 (Oil and Gas Industries)에서 채굴, 수송, 저장 분야 등에 사용되는 내마모성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성과 더불어 우수한 내마모성, 인성 및 내식성 등을 갖는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 강재는 그 자체가 가지고 있는 가공경화능, 비자성 등의 성질로 인하여 다양한 용도로 사용되고 있다. 특히, 기존에 주로 사용되던 페라이트 혹은 마르텐사이트를 주조직으로 하는 탄소강이 그 특성에 한계를 나타냄에 따라 이들의 단점을 극복하는 대체재로 그 적용이 증가하고 있는 추세이다.
특히, 광산 산업, 오일 및 가스 산업 (Oil and Gas Industries)의 성장에 따라 채굴, 수송, 정제 및 저장 과정에서 사용 강재의 마모가 큰 문제점으로 대두되고 있다. 특히, 최근 석유를 대체할 화석 연료로 오일 샌드 (Oil Sands)에 대한 개발이 본격화 됨에 따라 오일, 자갈, 모래 등이 포함된 슬러리에 의한 강재 마모는 생산 비용의 증가를 일으키는 중요한 원인으로 지적되고 있으며 이에 따라 내마모성 및 인성이 우수한 강재의 개발 및 적용에 대한 수요가 크게 증가하고 있다.
해드필드강 (Hadfield)은 뛰어난 내마모성으로 각종 산업의 내마모 부품으로 널리 사용되어 왔으며 강재의 내마모성을 높이기 위해 높은 함량의 탄소를 함유시키고 망간을 다량 포함시켜 오스테나이트 조직 및 마모 저항성을 증가시키려는 노력이 꾸준히 진행되어 왔다.
그러나, 해드필드강의 높은 탄소 함량은 오스테나이트 입계를 따라 네트웍 형태의 탄화물을 고온에서 생성시켜 강재의 물성, 특히 연성을 급격히 저하시킨다. 이러한 네트웍 형태의 탄화물 석출을 억제하기 위해 수인화 열처리를 하거나, 고온에서 용체화 처리를 하여 열간가공 후 상온으로 급냉시켜 고망간강을 제조하는 방법이 제시되었다.
하지만, 해드필드강은 일반적인 기계적 마모환경에서는 우수한 내마모성을 가지나, 부식마모가 동반되는 환경에서는 뛰어난 내마모성 발휘는 어려워 복합적인 마모가 발생하는 가혹한 환경에 적용하기에는 무리가 따른다.
최근에는 이러한 점을 고려하여 내식성까지 확보하는 오스테나이트계 내마모강이 개발되었다. 하지만, 탄소함량이 매우 높은 오스테나이트계 내마모강에서는 탄화물 석출에 의한 인성열화가 항상 문제가 되고 있으며, 또한, 고망간강의 잉곳 또는 주편은 응고 중 망간 및 탄소 등의 합금원소에 의한 편석이 필연적으로 발생하고 이는 열간압연 등의 후 가공시 더욱 악화되어 결국 최종제품에서 심화된 편석대를 따라 탄화물의 부분적 석출이 네트웍 형태로 발생하여 결국 미세조직의 불균일성을 조장하고 물성을 열화시키는 결과를 가져온다. 따라서, 오스테나이트계 내마모강에서는 주로 탄화물 석출에 의한 물성 열화 방지를 위한 연구가 주로 이루어져왔다.
또 다른 문제로 표면에서 발생하는 불균일 산화가 있으며, 이러한 불균일 산화는 특히 입계를 따라 발생하며, 슬라브 재가열 과정에서 크랙을 유발시키고, 응력이 발생하는 압연과정에서 크랙을 성장시켜 최종 제품의 표면특성을 열위하게 만든다. 표면에서 발생하는 크랙은 제품 굽힘이나 인장 가공시 조기 파단을 발생시키는 원인으로 작용할 수 있으며, 내마모 성능을 감소시킬 수 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국공개특허공보 제2010-0106649호
본 발명의 바람직한 일 측면은 불균일 산화를 억제하여 표면품질을 개선시킨 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면은 불균일 산화를 억제하여 표면품질을 개선시킨 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5% 이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적%로, 5%이하의 탄화물과 잔부 오스테나이트 조직으로 이루어지고, 표면결함의 크기가 0.3mm이하인 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재가 제공된다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5% 이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000℃ 이상 1150℃ 이하에서 재가열하는 슬라브 재가열단계;
가열된 슬라브를 850~950℃의 마무리 압연온도 조건으로 열간압연하여 열연강재를 얻는 열간압연단계; 및
상기 열연강재를 5℃/s이상의 냉각속도로 600℃이하까지 냉각하는 냉각단계를 포함하는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 의하면, 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재를 제공할 수 있다.
이를 통해 내마모성이 우수하여 마모가 다량 발생하는 오일 및 가스 산업에서 채굴, 수송, 저장 분야 또는 산업기계 분야 전반의 내마모성이 요구되는 분야에 적용 가능하며, 특히 미려한 표면품질이 요구되는 분야로 적용 범위를 확대할 수 있고, 또한 강재 생산 측면에서도 제품 표면 보수 감소로 생산성 및 효율 증대가 기대된다.
도 1은 발명강 3 및 비교강 5의 조직을 촬영한 사진이다.
본 발명자들은 내마모성이 요구되는 기술분야에 사용되던 기존 강재 대비 우수한 강도와 내마모성을 갖는 강재에 대해 연구하던 중, 고망간강의 경우 오스테나이트계 강재 특유의 우수한 강도 및 연신율을 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 가공경화율을 향상시키는 경우, 마모환경에서 소재자체의 가공경화로 인해 오히려 경도가 높아져 우수한 내마모성을 확보할 수 있다는 것을 인식하고 이를 토대로 본 발명을 완성하게 되었다.
또한, 기존의 오스테나이트계 내마모 강재의 문제점인 열위한 표면 특성을 개선하기 위하여, 불균일 산화를 억제하기 위한 열간압연 전의 슬라브의 재가열 조건을 도출함으로써, 내마모성과 더불어 우수한 표면 특성을 가지는 내마모강을 제조할 수 있음을 인지하게 되었다.
이하, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5% 이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적%로, 5%이하의 탄화물과 잔부 오스테나이트 조직으로 이루어지고, 표면결함의 크기가 0.3mm이하이다.
먼저, 강 성분 및 성분범위에 대하여 설명한다.
C: 0.6~1.3중량%(이하, "%"라 칭함)
탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로서 균일 연신율을 향상시키는 역할을 할 뿐만 아니라 강도 향상 및 가공경화율을 높이는데 매우 유리한 원소이다. 이러한 탄소의 함량이 0.6% 미만이면 상온에서 안정한 오스테나이트를 형성하기 어렵고, 충분한 강도 및 가공경화율을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 그 함량이 1.3%를 초과하게 되면 탄화물이 다량 석출되어 균일 연신율을 저감시켜 우수한 연신율을 확보하기 곤란할 수 있으며, 내마모성 하락 및 조기 파단을 야기한다. 내마모성 증대를 위해서는 최대한 탄소 함량을 높이는 것이 유리하나, 탄소 고용에 한계가 있어, 물성열화에 대한 우려가 있으므로 그 상한을 1.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
따라서, C 함량은 0.6~1.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
보다 바람직한 C 의 함량은 0.6~1.25%일 수 있다.
Mn: 14~22%
망간(Mn)은 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 매우 중요한 원소로서, 균일 연신율을 향상시킨다. 본 발명에서 주 조직으로 오스테나이트를 얻기 위해서는 Mn이 14% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다.
만일, Mn의 함량이 14% 미만일 경우에는 오스테나이트 안정도가 저하되어 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있고, 이로 인해 오스테나이트 조직을 충분히 확보하지 못하면 충분한 균일연신율 확보가 어렵다. 반면에, 그 함량이 22%를 초과하게 되면 제조비용이 상승할 뿐만 아니라, 망간첨가로 인한 내식성 저하, 제조 공정상의 어려움 등의 문제점이 있다
따라서, Mn 함량은 14~22%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cu: 5% 이하(0%는 제외)
Cu(구리)는 탄화물 내 고용도가 매우 낮고 오스테나이트 내 확산이 느려서 오스테나이트와 핵생성된 탄화물 계면에 농축되는데, 이에 따라 탄소의 확산을 방해함으로써 탄화물 성장을 효과적으로 늦추게 되고, 결국 탄화물 생성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 구리는 내식성 향상에도 도움이 된다. 다만, Cu의 함량이 5%를 초과하는 경우에는 강재의 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 그 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다. 상술한 탄화물 억제 효과를 얻기 위한 구리의 함량은 0.05% 이상인 것이 보다 바람직하다.
보다 더 바람직한 Cu의 함량은 0.05~3.0%일 수 있다.
Cr: 5% 이하(0%는 제외)
크롬은 적정한 첨가량의 범위까지는 오스테나이트 내에 고용되어 강재의 강도를 증가시키는 역할을 한다. 또한 크롬은 강재의 내식성을 향상시키는 원소이기도 하다. 다만 크롬은 탄화물 원소로써 특히, 오스테나이트 입계에 탄화물을 형성하여 인성을 감소시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명에서 첨가되는 크롬의 함량은 탄소 및 기타 함께 첨가되는 원소들과의 관계에 주의하며 결정하는 것이 바람직한데, 탄화물 형성을 방지하기 위해서는 Cr함량의 상한은 5%로 제한하는 것이 바람직하다. Cr함량이 5%를 초과하는 경우에는 오스테나이트 입계에서의 크롬계 탄화물 생성을 효과적으로 억제하기 힘들며 따라서 충격인성이 감소하는 문제점이 있다. 따라서, 크롬 함량은 5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0%이하(0%는 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0%는 제외)
알루미늄(Al), 실리콘(Si)은 제강공정 중 탈산제로 포함되는 성분으로, 본 발명 강재는 상기 한정된 성분 범위 이내에서 알루미늄(Al), 실리콘(Si)을 포함할 수 있다.
인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함)
인(P) 및 황(S)은 대표적인 불순물로, 과다 첨가시 품질 열화를 유발할 수 있으므로 인(P): 0.1%이하, 황(S): 0.02%이하로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물이다. 다만, 통상의 철강 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다.
이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 오스테나이트계 강재는 면적%로, 5%이하의 탄화물과 잔부 오스테나이트 조직으로 이루어지는 미세조직을 갖고, 표면결함의 크기가 0.3mm 이하이다. 보다 바람직하게는 표면결함의 크기는 0.2mm 이하이다.
상기 탄화물의 함량이 5%를 초과하는 경우에는 탄화물이 결정립계를 둘러싸게 되며, 이로 인하여 연신율 및 충격인성이 급락할 우려가 있다.
상기 표면결함의 크기가 0.3mm 를 초과하는 경우에는 생성된 표면 크랙이 추가 가공시 전파하여 조기파단을 일으키거나, 목표하는 최종 제품 두께를 보증하는데 문제가 있다.
제시한 표면 결함의 크기는 예를 들면, 크랙이 개시한 지점부터 정지한 지점까지의 길이로 정의할 수 있다.
이하, 본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 다른 일 측면에 따르는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법은 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5% 이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000℃ 이상 1150℃ 이하에서 재가열하는 슬라브 재가열단계;
가열된 슬라브를 마무리 압연온도가 850~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강재를 얻는 열간압연단계; 및
상기 열연강재를 5℃/s이상의 냉각속도로 600℃이하까지 냉각하는 냉각단계를 포함한다.
슬라브 재가열단계
열간압연하기 전에, 슬라브를 1000℃이상 1150℃이하에서 재가열한다. 열간압연시 충분한 온도확보를 위해 1000℃이상 재가열이 필요하며, 고Mn강 슬라브의 표면 불균일 산화 억제를 위해 1150℃ 이하에서 재가열하는 것이 필수적이다.
열간압연단계
상기와 같이 재가열된 슬라브를 마무리 압연온도가 850~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강재를 얻는다.
마무리 압연온도가 850℃미만일 경우에는 카바이드가 석출되어 균일 연신율이 저하될 수 있으며, 미세조직이 팬케이크화 되어 조직이방성으로 인한 불균일 연신이 발생할 수 있다. 한편, 마무리 압연온도가 950℃를 초과할 경우에는 압연마무리 온도가 너무 높아, 실제 공정상 목표 온도를 적중시키기 어려운 문제가 있다.
냉각단계
상기 열간압연을 통해 얻어지는 열연강재를 5℃/s이상으로 600℃이하까지 냉각한다.
상기 냉각속도가 5℃/s미만이거나, 냉각정지온도가 600℃를 초과하는 경우에는 카바이드가 석출되어 연신율이 저하되는 문제가 발생할 수 있다. 또한 급속한 냉각 공정은 기지조직 내의 C 및 N 원소들의 높은 고용도를 확보하는데 도움이 된다. 따라서, 상기 냉각은 5℃/s이상으로 600℃이하까지 실시되는 것이 바람직하다. 상기 냉각 속도는 10℃/s이상의 속도를 갖는 보다 바람직하며, 15℃/s이상의 속도를 갖는 것이 보다 더 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 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 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분계 및 조성범위를 만족하는 슬라브를 하기 표 2에 나타낸 재가열 및 압연조건을 통해 두께 12mm의 열연강판으로 제조하였다.
이후, 상기 각각의 제조된 열연강판의 미세조직, 항복강도, 균일 연신율, 충격인성을 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 상기 열연강판에 대한 표면결함의 크기를 측정하여 하기 표 3에 함께 나타내었다.
발명강 3 및 비교강 5에 대하여 조직을 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
구분 성분조성(중량%)
C Mn Si Al Cr Cu P S
발명강 1 0.64 16.9 0.08 0.057 4.7 1.5 0.022 0.009
발명강 2 0.81 18.1 0.014 0.119 2.5 1.3 0.023 0.006
발명강 3 1.09 21.5 0.31 0.041 3.3 0.06 0.016 0.004
발명강 4 1.22 14.7 0.091 0.262 0.09 0.35 0.012 0.016
비교강 1 0.33 15.2 0.017 0.08 0.023 0.025 0.013 0.007
비교강 2 1.35 15.8 0.098 0.044 0.11 0.1 0.017 0.005
비교강 3 0.65 12.2 0.046 0.041 0.22 0.15 0.013 0.003
비교강 4 1.11 18.6 0.16 0.076 5.8 0.09 0.018 0.009
비교강 5 1.23 19.1 0.15 0.08 1.1 0.09 0.015 0.006
비교강 6 0.64 16.4 0.11 0.041 1.8 0.9 0.017 0.008
비교강 7 0.61 18.3 0.11 0.045 1.8 0.9 0.014 0.005
비교강 8 0.75 17.6 0.11 0.041 1.8 0.9 0.017 0.008
구분 　재가열 및 압연 조건
가열로온도(℃) 마무리 압연온도(℃) 냉각속도(℃/s) 냉각정지온도(℃)
발명강 1 1145 940 26 385
발명강 2 1108 915 16 200
발명강 3 1056 901 32 475
발명강 4 1023 869 41 275
비교강 1 1110 876 22 495
비교강 2 1125 899 19 425
비교강 3 1130 920 27 355
비교강 4 1134 925 19 375
비교강 5 1231 925 19 375
비교강 6 1105 825 25 390
비교강 7 1140 912 3.5 435
비교강 8 1125 947 23 670
구분 미세조직(γ:오스테나이트) 표면결함의 크기(mm) 항복강도(MPa) 연신율(%) 충격인성(J@-40℃)
발명강 1 γ+탄화물5%이하 0.24mm이하 453 50 199
발명강 2 γ+탄화물5%이하 0.11mm이하 411 60 227
발명강 3 γ+탄화물5%이하 0.05mm이하 500 53 208
발명강 4 γ+탄화물5%이하 0.13mm이하 523 47 116
비교강 1 γ+탄화물5%이하 - 270 48 87
비교강 2 γ+탄화물9.1% - 581 19 27
비교강 3 γ+ 마르텐사이트 - 380 33 19
비교강 4 γ+탄화물11.8% - 607 17 22
비교강 5 γ+탄화물5%이하 0.3mm초과 564 31 121
비교강 6 γ+탄화물6.1% - 420 36 42
비교강 7 γ+탄화물6.9% - 431 53 33
비교강 8 γ+탄화물7.2% - 520 43 29
상기 표 1 내지 3에 나타난 바와 같이, 발명강 (1-4)의 경우 성분범위 및 제조조건을 모두 만족시키며, 발명강(1-4)은 모두 양호한 표면 특성을 보여준다.
한편, 비교강(1)은 C이 매우 낮기 때문에 충분한 강도를 확보하지 못함을 보여준다.
비교강(2)는 과도한 C 첨가로 인해 탄화물이 증가하고, 연신율 및 충격인성이 급락함을 보여준다.
비교강(3)의 경우 Mn 함량의 부족으로 인해 안정적인 오스테나이트 상이 형성되지 못하고 마르텐사이트가 형성되어 충격인성이 급락함을 보여준다.
비교강(4)는 Cr 함량 초과시 과다한 탄화물 형성으로 연신율 및 충격인성이 급락함을 보여준다.
비교강(5)는 재가열온도가 기준치를 초과하여 제품 표면에 대형 결함이 발생한 것을 보여준다.
비교강(6-8)은 압연마무리온도, 냉각속도, 냉각정지온도 등의 조건이 본 발명 범위를 벗어나는 것으로 탄화물의 과다 석출로 인해 충격인성이 급락함을 보여준다.
한편, 도 1에 나타난 바와 같이, 재가열 온도가 높은 비교강(5)는 표면에 대형 크랙이 형성되어 있으나, 저온 재가열 온도를 적용한 발명강(3)의 경우 표층이 균일하고, 대형 크랙 발생이 없음을 확인할 수 있다.

Claims (5)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5%이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5%이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 면적%로, 5%이하의 탄화물과 잔부 오스테나이트 조직으로 이루어지고, 표면결함의 크기가 0.3mm이하인 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  2. 제1항에 있어서, 표면결함의 크기가 0.2mm이하인 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재.
  3. 중량%로, 탄소(C): 0.6~1.3%, 망간(Mn): 14~22%, 구리(Cu): 5%이하(0% 제외), 크롬(Cr): 5%이하(0% 제외), 실리콘(Si): 1.0%이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.5%이하(0% 제외), 인(P): 0.1%이하(0% 포함), 황(S): 0.02%이하(0% 포함), 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000℃ 이상 1150℃ 이하에서 재가열하는 슬라브 재가열단계;
    가열된 슬라브를 850~950℃의 마무리 압연온도 조건으로 열간압연하여 열연강재를 얻는 열간압연단계; 및
    상기 열연강재를 5℃/s이상의 냉각속도로 600℃이하까지 냉각하는 냉각단계를 포함하는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  4. 제3항에 있어서, 상기 냉각단계에서 냉각 시, 냉각속도가 15℃/s이상인 것을 특징으로 하는 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
  5. 제3항에 있어서, 상기 강재의 미세조직은 면적%로, 5%이하의 탄화물과 잔부 오스테나이트 조직으로 이루어지고, 표면결함의 크기가 0.3mm이하인 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재의 제조방법.
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