WO2019022460A1 - 고온강도가 우수한 오스테나이트강 - Google Patents

고온강도가 우수한 오스테나이트강 Download PDF

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WO2019022460A1
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manganese
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high temperature
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유지성
이성학
김기용
김형준
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KEYYANG PRECISION CO Ltd
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KEYYANG PRECISION CO Ltd
POSTECH Academy Industry Foundation
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic steel excellent in high temperature strength, more specifically, a heat resistant stainless steel used for a high temperature such as a turbo charger or an automobile exhaust system, and is a high-priced alloy element nickel (Ni) is replaced by a low-cost alloy element, and high-temperature properties equivalent to or higher than those of conventional heat-resistant stainless steels can be realized.
  • High temperature austenitic steels have been used for turbochargers and exhaust systems in automobiles, as they not only have excellent hardness, strength, thermal-mechanical fatigue life and fracture toughness but also have thermally stable microstructure.
  • the turbocharger improves the output of the engine by compressing and supplying a large amount of air into the cylinder of the engine.
  • the turbocharger rotates the turbine wheel in the turbine housing using the exhaust gas discharged from the engine, And a structure in which a compressor wheel in a compressor housing that compresses air in the air by transmitting a rotational force generated when the wheel rotates is rotated and supplied to the engine.
  • the turbine housing accommodating such a turbine wheel is continuously brought into contact with the exhaust gas at 800 to 900 ° C discharged from the engine, the turbine housing receives a very high thermal shock according to the output of the engine. Therefore, the turbine housing has excellent strength at high temperature, As shown in Fig.
  • high temperature austenitic steels such as heat resistant stainless steels such as SCH 22 are currently used.
  • nickel (Ni) Is added in an amount of 20 wt% or more, which is a major cause of increasing the manufacturing cost of the turbine housing.
  • Korean Patent Laid-Open Publication No. 2016-0091041 discloses a carbon steel sheet comprising 0.4 to 0.5 wt% of carbon (C), 1.0 to 2.0 wt% of silicon (Si), 1.0 to 2.0 wt% of manganese (Mn) Nickel (Ni): 9.0 to 12.0 wt%, chromium (Cr): 21 to 24 wt%, niobium: 1.0 to 2.5 wt%, tungsten (W): 0.5 to 3.5 wt% (Nb) and tungsten (W) are added through an alloy containing a rare earth element, a rare earth element, and other unavoidable impurities while significantly reducing the content of nickel (Ni), thereby improving castability and high temperature strength.
  • C carbon
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • Ni nickel
  • Cr chromium
  • niobium 1.0 to 2.5 wt%
  • tungsten (W) 0.5 to 3.5 wt% (
  • niobium (Nb) and tungsten (W), which are added to replace nickel (Ni), are expensive alloying elements.
  • niobium (Nb) There is a problem that the brittleness of the alloy is increased.
  • the present invention provides austenitic steel having improved high-temperature characteristics as compared with conventional high-temperature austenitic alloys and ensuring price competitiveness.
  • a method of manufacturing a semiconductor device including the steps of: 0.35 to 0.5 wt% of carbon; 1.0 to 2.0 wt% of silicon; 6.0 to 9.0 wt% of manganese; (Ni) content in the alloy element, and the content of nickel (Ni) in the alloy element is in the range of 13.5 to 15.5 wt%, chromium (Cr) 23 to 26 wt%, molybdenum (Mo) (Mn) content in the range of 0.4 to 0.65, and C Mn / C Ni in the range of 0.4 to 0.65.
  • the austenitic steel according to the present invention has a low austenite structure at a high temperature while lowering the content of nickel and replacing it with manganese (Mn), which is a relatively cheap alloy element, and a combination of niobium (Nb) and tungsten (Mo), which is a high-temperature carbide-forming element, is added to minimize the formation of ferrite phase while keeping the ratio of M 7 C 3 phase at a certain level or higher.
  • Mn manganese
  • Nb niobium
  • Mo tungsten
  • the austenitic steel according to the present invention can achieve a high temperature strength synergy effect of 10% at maximum compared to austenitic steel containing 20% by weight or more of nickel (Ni).
  • Fig. 2 shows XRD analysis results of austenitic steels according to Comparative Examples 1 to 3.
  • Example 3 is a microstructure photograph of austenitic steel according to Example 1 and Comparative Example 1 of the present invention.
  • Fig. 4 shows the tensile test results of austenitic steels at 900 deg. C according to Examples 1 and 2 of the present invention and Comparative Examples 1 to 3 at a high temperature.
  • the present inventors have studied alloys capable of achieving high temperature strength capable of withstanding high temperature environments of 900 ° C or higher while maintaining price competitiveness.
  • the amount of nickel (Ni) added in large amounts to maintain the austenite structure at high temperatures is somewhat (Mn) at a predetermined ratio without adding expensive carbide forming elements such as niobium (Nb) or tungsten (W) and at the same time adding a predetermined amount of molybdenum (Mo)
  • Mo molybdenum
  • the austenitic steel according to the present invention comprises 0.35 to 0.5 wt% of carbon (C), 1.0 to 2.0 wt% of silicon (Si), 6.0 to 9.0 wt% of manganese (Mn), 13.5 to 15.5 (Ni) content of the alloy element, and the content of iron (Fe) and unavoidable impurities is in the range of 0.1 to 5 wt%, the Cr (Cr) content is 23 to 26 wt%, the Mo content is 1.5 to 4.5 wt% Mn) content, and the ratio of C Mn / C Ni is in the range of 0.4 to 0.65.
  • phosphorus (P) and sulfur (S) are preferably contained in an amount of 0.04 wt% or less.
  • the reason for selecting the composition of the austenitic steel according to the present invention is as follows.
  • Carbon (C) is known as a strong austenite stabilizing element, and it also plays an important role in the strength at high temperature due to strengthening in the base structure. In addition, it forms carbides with alloy elements such as chromium (Cr) included in the present invention to improve the main composition of the liquid phase and improve the high temperature strength. In order to obtain the effect of carbon (C), 0.35 wt% or more of carbon is required. When it exceeds 0.5 wt%, the overall mechanical property and creep resistance may be deteriorated due to coarsening of carbide. Do.
  • Silicon (Si) has the effect of improving the oxidation resistance at high temperature and serves as a reducing agent in the molten alloy. Silicon (Si) improves oxidation resistance by helping to prevent oxidation by chromium (Cr). Silicon oxide particles formed by silicon (Si) are precipitated under the coating formed on the alloy surface by chromium (Cr), which helps formation of a passive film and suppresses unnecessary escape of chromium (Cr) ions. This effect of silicon (Si) is further enhanced at high temperatures. If it is less than 1.0% by weight, it is difficult to sufficiently obtain the effect of silicon (Si). If silicon (Si) is added excessively, not only low temperature creep resistance is lowered but also silicon (Si) is a ferrite stabilizing element. It should be added in an amount of 2.0 wt% or less, since it destabilizes the knitted base structure.
  • Manganese (Mn) acts as an austenite stabilizing element and acts as a reducing agent in the melt, similar to silicon (Si).
  • the content of nickel (Ni), which is an austenite stabilizing element is less than that of the conventional alloy, and when the content of manganese (Mn) is less than 6.0 wt%, the austenite base structure is made unstable A ferrite phase can be generated. When it exceeds 9.0 wt%, the oxidation resistance at high temperature and the high temperature moldability are lowered, so that it is kept at 9.0 wt% or less.
  • the content of manganese (Mn) is more preferably 7.0 to 8.0% by weight.
  • Nickel (Ni) is an element that stabilizes the austenite and is an essential element for improving all mechanical properties including toughness and corrosion resistance and oxidation resistance. When it is less than 13.5% by weight, the strength at high temperature is lowered, and when it exceeds 15.5% The effect of reducing the manufacturing cost is reduced, which is not desirable.
  • Cr (Cr) is the most important element of the excellent oxidation resistance and corrosion resistance of stainless steel. It forms a stable passive film of Cr 2 O 3 type on the surface of the alloy and improves the corrosion resistance. The higher the content of chromium (Cr), the higher the corrosion resistance and also contributes to the oxidation resistance and the corrosion resistance at high temperatures. In order to improve the corrosion resistance, chromium (Cr) is preferably added in an amount of 23 wt% or more. However, chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element, which can form a ferrite phase when added in excess, .
  • Molybdenum acts as a ferrite stabilizing element or carbon to promote the formation of M 7 C 3 phase, and it enhances the room temperature and high temperature strength simultaneously by generating solid solution strengthening effect in the austenite base.
  • molybdenum (Mo) is less than 1.5% by weight, the effect of improving the area ratio of M 7 C 3 phase is less effective, and if it exceeds 4.5% by weight, the ferrite phase can be stabilized, %.
  • the ratio of the manganese (Mn) content (wt%) to the nickel (Ni) content (wt%) in the alloy elements is less than 0.4, the substitution amount of nickel (Ni) is not sufficient, If it exceeds 0.65, excellent high-temperature strength can not be obtained, which is not preferable.
  • a more preferred range is 0.4 to 0.6.
  • Phosphorus (P) 0.04% by weight or less
  • Phosphorus (P) is a component which is inevitably incorporated as an impurity. It may be segregated in the alloy and may adversely affect the physical properties of the alloy, so that it is preferable to maintain the phosphorus (P) at 0.04% by weight or less, more preferably 0.03% .
  • the sulfur (S) forms a sulfide such as MnS in the alloy to improve the workability of the alloy, but the formed sulfide deteriorates the overall physical properties of the alloy.
  • the austenitic steel according to the present invention has Ni eq of 31 to 33 represented by the following formula 1 and Cr eq of the following formula 2: 25 < / RTI >
  • Ni eq % Ni + 30% C + 0.87% Mn - 0.33% Cu + 30 (% N-0.045)
  • the austenitic steel according to the present invention may have a tensile strength at 900 ⁇ of 130 MPa or higher, preferably 134 MPa or higher.
  • the area ratio of the ferrite structure is preferably less than 1%.
  • the area ratio of the M 7 C 3 phase when the area ratio exceeds 13%, the ferrite is formed in a large amount due to low austenite stability, It is preferably 5 to 13%.
  • Example 1 0.40 1.2 10.2 0.04 0.04 12 25 4 Honey. Comparative Example 2 0.40 1.2 7.9 0.04 0.04 14 25 6 Honey. Comparative Example 3 0.40 1.2 5.6 0.04 0.04 16 25 2 Honey. Comparative Example 4 0.40 1.2 5.6 0.04 0.04 16 25 4 Honey. Example 1 0.40 1.2 7.9 0.04 0.04 14 25 2 Honey. Example 2 0.40 1.2 7.9 0.04 0.04 14 25 4 Honey.
  • test pieces were analyzed by XRD and EBSD (Electron Back-scatter Diffraction) to perform a tensile test at room temperature (25 ⁇ ) and high temperature (900 ⁇ ), and the phase fraction Were measured.
  • XRD and EBSD Electro Back-scatter Diffraction
  • Fig. 1 shows XRD analysis results of austenitic steels according to Examples 1 and 2 of the present invention
  • Fig. 2 shows XRD analysis results of austenitic steels according to Comparative Examples 1 to 4.
  • Table 2 shows the results of measuring the fraction occupied by the ferrite phase and the M 7 C 3 phase in the microstructure of the steel as shown in Figs. 1 and 2, using EBSD.
  • the ferrite phase does not appear or is less than 1% in the analysis through EBSD.
  • Comparative Example 3 it was observed that a ferrite phase was formed at a fraction of about 0.4%, and in Comparative Examples 1 and 2, a fraction of ferrite phase was observed at 3.3% and 1.3%, which is 1% or more.
  • M 7 C 3 phase so the function of increasing the room temperature and high temperature strength, it is advantageous to increase the high temperature strength.
  • Mo molybdenum
  • Comparative Example 2 when the content of molybdenum (Mo) is increased, as shown in Comparative Example 2, the ferrite phase is increased and the stability of the austenite phase is lowered and the high-temperature properties are rapidly lowered. Therefore, it is preferable to increase the fraction of the M 7 C 3 phase while suppressing the ferrite phase to preferably 1% or less.
  • Table 3 shows the tensile test results of the austenitic steels at 900 ° C according to Examples 1 and 2 and Comparative Examples 1 to 3 of the present invention.
  • the contents and ratios of nickel (Ni) and manganese (Mn) were comparative examples 1, 3 and 4 in which the contents of molybdenum (Mo) were different from those of Examples 1 and 2 of the present invention
  • Comparative Example 2 which is different from the embodiment of the present invention, it can be seen that the tensile strength at high temperature is 109 MPa, 119 MPa, 127 MPa, and 126 MPa, respectively, which are lower than those of Examples 1 and 2 of the present invention.
  • An alloy composition (Comparative Examples 3 and 4) containing 14% by weight of nickel (Ni) and 7.9% by weight of manganese (Mn) (Ni) as compared with manganese (Mn) because the effect of stabilizing the austenite of nickel (Ni) is larger than that of manganese (Mn) when the same molybdenum (Mo) The more carbon in the matrix is solved and the fraction of carbide is less. As a result, the increase of the area fraction of the carbide M 7 C 3 is relatively low even with the addition of molybdenum (Mo). At this time, although the comparative example 4 has a higher carbide fraction than that of the example 1, the high temperature strength is low because the ferrite phase is formed with a high molybdenum (Mo) content at an area ratio of 0.4%.
  • the alloy composition (Comparative Example 2) containing 14 wt% of nickel (Ni), 7.9 wt% of manganese (Mn) and 6 wt% of molybdenum (Mo) was excessively added with molybdenum (Mo)
  • the ratio is 1% or more, and the high-temperature properties are deteriorated, so that it is not suitable for the housing of the turbocharger which requires durability at a temperature of 900 DEG C or higher.
  • the present invention relates to a high-performance gasoline engine having a task specific number S2340875, which is supported by the 'Small and Medium Business Administration (ministry name)', and 'Korea-Industry Technology Development Agency (R & Development of engine based supercharger based technology to improve low speed performance and to cope with high exhaust temperature above 950 °C (Research title) ".

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Abstract

본 발명은 터보차저용과 같이 매우 높은 온도에 사용되는 내열 스테인리스강(heat resistant stainless steel)에 다량 포함되는 고가의 합금원소인 니켈(Ni)을 저가 합금원소로 대체하면서도, 기존의 내열 스테인리스강과 동등 이상의 고온 물성을 구현할 수 있는 것에 관한 것이다. 본 발명에 따른 오스테나이트강은, 탄소(C): 0.35~0.5중량%, 실리콘(Si): 1.0~2.0중량%, 망간(Mn): 6.0~9.0중량%, 니켈(Ni): 13.5~15.5중량%, 크롬(Cr): 23~26중량%, 몰리브덴(Mo): 1.5~4.5중량%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 합금원소 중 니켈(Ni) 함량에 대한 망간(Mn) 함량의 비율, CMn/CNi이 0.4~0.65 범위를 유지하는 것을 특징으로 한다.

Description

고온강도가 우수한 오스테나이트강
본 발명은 고온강도가 우수한 오스테나이트강으로, 보다 구체적으로는 터보차저나 자동차 배기계와 같이 고온에 사용되는 내열 스테인리스강(heat resistant stainless steel)으로, 이 합금에 다량 포함되는 고가의 합금원소인 니켈(Ni)을 저가 합금원소로 대체하면서도, 기존의 내열 스테인리스강과 비교할 때 동등 이상의 고온 물성을 구현할 수 있는 것에 관한 것이다.
고온용 오스테나이트강은, 우수한 경도, 강도, 열적-기계적 피로 수명, 및 파괴인성을 가질 뿐 아니라, 열적으로 안정된 미세조직을 가지기 때문에, 자동차의 터보차저나 배기계용에 사용되어 왔다.
터보차저는 엔진의 실린더 내부에 많은 공기를 압축하여 공급함으로써 엔진의 출력을 향상시키는 것으로, 엔진에서 배출되는 배기가스를 이용하여 터빈 하우징(turbine housing) 내의 터빈 휠(turbine wheel)을 회전시키며, 터빈 휠의 회전시 발생하는 회전력을 전달하여 대기의 공기를 압축시키는 압축기 하우징(compressor housing) 내의 압축기 휠(compressor wheel)을 회전시켜 엔진으로 공급하는 구조로 이루어진다.
이러한 터빈 휠을 수용하는 터빈 하우징은 엔진에서 배출되는 800~900℃의 배기가스와 지속적으로 접촉하게 되므로 엔진의 출력에 따라 대단히 높은 열 충격을 받게 되므로 터빈 하우징은 고온에서 우수한 강도와 그 형상을 지속적으로 유지하는 물성이 필요하다.
이러한 터빈 하우징용 재료로는, 현재 SCH 22종 내열 스테인리스강과 같은 고온용 오스테나이트강이 사용되고 있는데, 이러한 내열 스테인리스강은 고온에서 오스테나이트 조직의 안정성을 높이기 위하여, 고가의 합금원소인 니켈(Ni)을 20중량% 이상 첨가하고 있어, 터빈 하우징의 제조비용을 높이는 주요한 원인이 되고 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위해, 대한민국 공개특허공보 제2016-0091041호에는 탄소(C): 0.4~0.5중량%, 실리콘(Si): 1.0~2.0중량%, 망간(Mn): 1.0~2.0중량%, 니켈(Ni): 9.0~12.0중량%, 크롬(Cr): 21~24중량%, 나이오븀(Nb): 1.0~2.5중량%, 텅스텐(W): 0.5~3.5중량%, 나머지 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 합금을 통해, 니켈(Ni)의 함량을 대폭적으로 줄이면서 나이오븀(Nb) 및 텅스텐(W)을 첨가함으로써, 주조성과 고온강도를 높이고자 하는 기술이 개시되어 있다.
그런데 니켈(Ni)을 대체하기 위하여 첨가된 나이오븀(Nb)과 텅스텐(W)도 고가의 합금원소이고, 특히 나이오븀(Nb)의 경우 주조성은 향상시킬 수 있으나, 나이오븀(Nb) 탄화물을 형성할 경우 합금의 취성을 증대시키는 문제점도 있다.
본 발명은 기존의 고온용 오스테나이트 합금에 비해 향상된 고온 특성을 가지며 가격 경쟁력을 확보한 오스테나이트강을 제공하는 것을 해결하고자 하는 과제로 한다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 측면은, 탄소(C): 0.35~0.5중량%, 실리콘(Si): 1.0~2.0중량%, 망간(Mn): 6.0~9.0중량%, 니켈(Ni): 13.5~15.5중량%, 크롬(Cr): 23~26중량%, 몰리브덴(Mo): 1.5~4.5중량%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 합금원소 중 니켈(Ni) 함량에 대한 망간(Mn) 함량의 비율, CMn/CNi이 0.4~0.65 범위를 유지하는, 고온강도가 우수한 오스테나이트강을 제공하는데 있다.
본 발명에 따른 오스테나이트강은 고온에서 오스테나이트 조직을 유지하면서, 니켈(Ni)의 함량을 낮추고 이를 상대적으로 저렴한 합금원소인 망간(Mn)으로 대체하고, 합금 원소로 나이오븀(Nb)과 텅스텐(W)을 사용하지 않으며, 페라이트상의 생성을 최소화하면서 고온 탄화물 형성원소인 몰리브덴(Mo)을 첨가하여 M7C3 상의 비율을 일정 이상으로 유지하도록 하는 합금설계를 통해, 900℃에서의 고온강도가 134MPa 이상으로 높으면서, 형상 유지성능이 우수하여, 터보차저의 터빈 하우징용으로 적합하게 사용될 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트강은 니켈(Ni)을 20중량% 이상 포함하는 오스테나이트강과 비교하여 최대 10%의 고온강도 상승효과를 이룰 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예 1 및 2에 따른 오스테나이트강의 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 실시예 1과 비교예 1에 따른 오스테나이트강의 미세조직 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강의 900℃에서 고온 인장시험한 결과를 나타낸 것이다.
본 발명의 실시예들을 설명하기 위해 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함하는 의미이다. 그리고 포함한다의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작. 요소 및/또는 성분을 구체화하며 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작. 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미이다. 또한, 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련 기술 문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 갖는 것으로 추가 해석되고 정의되지 않는 한, 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지는 않는다.
본 발명자들은 가격 경쟁력을 유지하면서 900℃ 이상의 고온 환경에 견딜 수 있는 고온강도를 구현할 수 있는 합금에 대해 연구한 결과, 고온에서 오스테나이트 조직을 유지하기 위하여 다량 첨가하던 니켈(Ni)의 함량은 다소 감소시키고, 동시에 나이오븀(Nb)이나 텅스텐(W)과 같은 고가의 탄화물 형성원소를 사용하지 않고 망간(Mn)을 소정 비율로 대체하고 동시에 몰리브덴(Mo)을 소정량 첨가할 경우, 가격 경쟁력을 유지하면서 우수한 고온강도의 구현이 가능함을 밝혀내고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명에 따른 오스테나이트강은, 탄소(C): 0.35~0.5중량%, 실리콘(Si): 1.0~2.0중량%, 망간(Mn): 6.0~9.0중량%, 니켈(Ni): 13.5~15.5중량%, 크롬(Cr): 23~26중량%, 몰리브덴(Mo): 1.5~4.5중량%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 합금원소 중 니켈(Ni) 함량에 대한 망간(Mn) 함량의 비율, CMn/CNi이 0.4~0.65 범위를 유지하는 것을 특징으로 한다.
또한, 상기 불순물 중에서, 인(P)과 황(S)은 각각 0.04중량% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 오스테나이트강의 조성의 선정이유는 다음과 같다.
탄소(C): 0.35~0.5중량%
탄소(C)는 강력한 오스테나이트(austenite) 안정화 원소로 알려져 있으며, 또한 기지조직에 고용강화되어 고온에서의 강도에 중요한 역할을 한다. 그 외에도 본 발명에 포함되는 크롬(Cr)과 같은 합금원소들과 탄화물을 형성하여 액상의 주조성을 향상시키고 고온강도를 향상시킨다. 이러한 탄소(C)의 효과를 얻기 위해 0.35중량% 이상의 탄소가 필요하며, 0.5중량%를 초과할 경우, 탄화물의 조대화로 인해 전반적인 기계적 특성과 크리프 저항성의 저하를 가져올 수 있으므로, 상기 범위가 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0~2.0중량%
실리콘(Si)은 고온 내산화성을 향상시키는 효과가 있으며, 합금의 용탕 내에서 환원제 역할을 한다. 실리콘(Si)은 크롬(Cr)에 의한 산화방지를 도와주는 역할을 함으로써 내산화성을 향상시킨다. 실리콘(Si)에 의해 형성되는 실리콘 산화물 입자들은 크롬(Cr)에 의해 합금 표면에 형성하는 피막 아래에 석출되어 부동태 피막의 형성을 돕고, 크롬(Cr) 이온이 불필요하게 빠져나가는 것을 억제한다. 실리콘(Si)의 이러한 효과는 고온에서 더욱 강화된다. 1.0중량% 미만일 경우 상기한 실리콘(Si)의 효과를 충분하게 얻기 어렵고, 실리콘(Si)이 과다하게 첨가될 경우 고온 크립 저항성을 낮출뿐 아니라, 실리콘(Si)이 페라이트(ferrite) 안정화 원소이므로 오스테나이트 기지조직을 불안정하게 하기 때문에, 2.0중량% 이하로 첨가되어야 한다.
망간(Mn): 6.0~9.0중량%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로 작용하며, 실리콘(Si)과 유사하게 용탕 내에서 환원제 역할을 한다. 본 발명에 따른 오스테나이트강에서는 오스테나이트 안정화 원소인 니켈(Ni)의 함량을 기존의 합금에 비해 적게 첨가하기 때문에, 망간(Mn)의 함량이 6.0중량% 미만일 경우 오스테나이트 기지조직을 불안정하게 하여 페라이트상이 생길 수 있고, 9.0중량%를 초과할 경우, 고온에서의 내산화성 및 고온 성형성을 저하시키므로, 9.0중량% 이하로 유지한다. 보다 바람직한 망간(Mn)의 함량은 7.0~8.0중량%이다.
니켈(Ni): 13.5~15.5중량%
니켈(Ni)은 오스테나이트 안정화원소로, 인성을 포함한 제반 기계적 특성과 내식성 및 내산화성 향상에 필수적인 원소인데, 13.5중량% 미만일 경우 고온강도가 저하되어 바람직하지 않고, 15.5%중량%를 초과할 경우 제조비용을 줄이는 효과가 줄어들어 바람직하지 않기 때문이다.
크롬(Cr): 23~26중량%
크롬(Cr)은 스테인리스강의 우수한 내산화성, 내식성의 가장 핵심적인 원소로 합금의 표면에 Cr2O3 형태의 안정한 부동태 피막을 형성하여 내식성을 향상시킨다. 크롬(Cr)의 함유량이 높을수록 내식성은 증가하며, 고온에서의 내산화, 내식성 향상에도 기여한다. 내식성 향상을 위해 크롬(Cr)은 23중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하나, 크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소로 과다 첨가시 페라이트상을 형성시킬 수 있고, 다량의 탄화물을 형성할 수 있어 26중량% 이하로 제한한다.
몰리브덴(Mo): 1.5~4.5중량%
몰리브덴(Mo)은 페라이트 안정화원소이나, 탄소와 결합하여 M7C3 상 형성을 촉진하는 역할을 하며, 오스테나이트 기지 내에서 고용강화 효과를 발생시켜 상온과 고온 강도를 동시에 향상시킨다.
몰리브덴(Mo)의 함량이 1.5중량% 미만일 경우 M7C3 상의 면적 비율 향상 효과가 적어 강화 효과를 얻기 어렵고, 4.5중량% 초과일 경우 페라이트상이 안정화되어 다량 형성될 수 있기 때문에, 1.5~4.5중량%인 것이 바람직하다.
니켈(Ni) 함량에 대한 망간(Mn) 함량의 비율, CMn/CNi 0.4~0.65
상기 합금원소 중 니켈(Ni) 함량(중량%)에 대한 망간(Mn) 함량(중량%)의 비율이 0.4 미만일 경우, 니켈(Ni) 대체량이 충분하지 않아 경제성이 높지 않고 페라이트 상이 생성될 수 있고, 0.65 초과일 경우 우수한 고온 강도를 얻을 수 없으므로 바람직하지 않다. 보다 바람직한 범위는 0.4~0.6이다.
인(P): 0.04중량% 이하
인(P)은 불순물로서 불가피하게 혼입되는 성분으로, 합금 내에 편석되어 합금의 물성에 부정적인 영향을 미칠 수 있으므로 0.04중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하며, 0.03중량% 이하로 유지하는 것이 보다 바람직하다.
황(S): 0.04중량% 이하
황(S)은 합금 내에서 MnS와 같은 황화물을 형성하여 합금의 가공성을 향상시키나, 형성된 황화물은 합금의 전반적인 물성을 저하시키므로 0.04중량% 이하로 유지하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트강은, 고온에서 오스테나이트 조직을 안정적으로 유지할 수 있도록, 하기 [식 1]로 표시되는 Nieq가 31~33이고, 하기 [식 2]로 표시되는 Creq가 25~32인 것이 바람직하다.
[식 1]
Nieq = %Ni + 30%C + 0.87%Mn - 0.33%Cu + 30(%N-0.045)
[식 2]
Creq = %Cr + %Mo + %W + 1.5%Si + 0.5%Nb + 5%V + 3%Al
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트 강은, 900℃에서의 인장강도가 130MPa 이상일 수 있으며, 바람직하게는 134MPa 이상일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트 강에 있어서, 페라이트 조직의 면적비율로 1% 미만인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트 강에 있어서, M7C3 상의 면적비율은 5% 미만일 경우 고온강도 향상효과를 얻기 어렵고, 13% 초과일 경우 낮은 오스테나이트 안정도로 인해 페라이트가 다량 형성되어 고온강도가 급감하므로, 5~13%인 것이 바람직하다.
[실시예]
아래 표 1은 본 발명에 따른 오스테나이트강의 실시예 1, 실시예 2와, 실시예와의 비교를 위해, 니켈(Ni)과 망간(Mn)의 첨가비율을 달리한 비교예 1, 비교예 3 및 비교예 4와, 몰리브덴(Mo)의 함량을 다르게 한 비교예 2의 조성을 나타낸 것이다.
강종 조성 (중량%)
C Si Mn P S Ni Cr Mo Fe
비교예 1 0.40 1.2 10.2 0.04 0.04 12 25 4 Bal.
비교예 2 0.40 1.2 7.9 0.04 0.04 14 25 6 Bal.
비교예 3 0.40 1.2 5.6 0.04 0.04 16 25 2 Bal.
비교예 4 0.40 1.2 5.6 0.04 0.04 16 25 4 Bal.
실시예 1 0.40 1.2 7.9 0.04 0.04 14 25 2 Bal.
실시예 2 0.40 1.2 7.9 0.04 0.04 14 25 4 Bal.
위 표 1에 나타낸 조성을 갖도록 5종류의 원료를 준비한 후, 용해로에서 용해한 후, 1550℃∼1600℃에서 출탕하고, 즉시 1500℃∼1550℃에서 사각형 시험편용 주형에 주입하여 시험편을 얻었다.
이와 같이 얻은 시험편에 대하여 XRD와 EBSD(Electron Back-scatter Diffraction)를 사용하여 상(phase)을 분석하고, 상온(25℃)과 고온(900℃)에서 인장시험을 수행하였고, 상(phase) 분율을 측정하였다.
미세조직
도 1은 본 발명의 실시예 1 및 2에 따른 오스테나이트강의 XRD 분석 결과를 나타낸 것이고, 도 2는 비교예 1~4에 따른 오스테나이트강의 XRD 분석 결과를 나타낸 것이다.
도 1 및 도 2에서 확인되는 바와 같이, 실시예 1 및 실시예 2에서는 페라이트상의 피크는 검출되지 않고, 비교예 1~2의 경우 페라이트상의 피크가 일부 검출되었다.
아래 표 2는 EBSD를 사용하여, 도 1 및 2에서 확인되는 강의 미세조직에서 페라이트 상과 M7C3 상이 차지하는 분율을 측정한 결과를 나타낸 것이다.
강종 면적 분율 (%)
페라이트 M7C3
비교예 1 ~3.3 14.1 ± 0.7
비교예 2 ~1.3 17.7 ± 0.7
비교예 3 - 5.0 ± 0.5
비교예 4 ~0.4 9.0 ± 0.3
실시예 1 - 7.3 ± 0.4
실시예 2 ~0.4 13.1 ± 0.4
위 표 2 및 도 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 실시예 1 및 2의 경우, EBSD를 통한 분석에서 페라이트 상이 나타나지 않거나 1% 미만이다.
또한, 비교예 3의 경우, 약 0.4%의 분율로 페라이트 상이 형성되는 것으로 관찰되었고, 비교예 1 및 2의 경우, 페라이트 상의 분율이 1% 이상인 3.3%와 1.3%로 관찰되었다.
M7C3 상 상온 및 고온강도를 증가시키는 작용을 하므로, 고온강도를 증가시키는데 유리하다. 그러나 몰리브덴(Mo)의 함량을 증가시키면 비교예 2에 나타난 바와 같이, 페라이트상이 증가하여, 오스테나이트상의 안정성이 저하되어 고온 물성이 급격하게 저하한다. 따라서, M7C3 상의 분율은 페라이트상을 바람직하게는 1% 이하로 억제하면서 증가시키는 것이 바람직하다.
상온 및 고온 인장강도
아래 표 3은, 본 발명의 실시예 1, 2와 비교예 1~3에 따른 오스테나이트강을 900℃에서 인장시험한 결과를 나타낸 것이다.
강종 고온 인장특성
항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%)
비교예 1 94 109 41.3
비교예 2 108 119 71.0
비교예 3 110 127 44.5
비교예 4 100 126 67.3
실시예 1 120 134 38.5
실시예 2 127 143 54.0
표 3과 도 4에 나타난 바와 같이, 니켈(Ni) 및 망간(Mn)의 함량과 비율이 본 발명의 실시예 1과 2와 상이한 비교예 1, 3 및 4, 몰리브덴(Mo)의 함량이 본 발명의 실시예와 상이한 비교예 2의 경우, 고온 인장강도가 각각 109MPa, 119MPa, 127MPa, 126MPa로 본 발명의 실시예 1 및 2에 비해 낮은 것을 알 수 있다.
니켈(Ni) 16중량%, 망간(Mn) 5.6중량%를 포함하는 합금조성(비교예 3, 4)과, 니켈(Ni) 14중량%, 망간(Mn) 7.9중량%를 포함하는 합금조성(실시예 1, 2)을 비교하면, 동일한 몰리브덴(Mo)을 첨가할 때 니켈(Ni)의 오스테나이트 기지 안정화 효과가 망간(Mn)에 비해 크기 때문에, 비교예 3 및 4와 같이 니켈(Ni)을 더 많이 포함하는 합금조성이 기지 내 탄소가 더욱 고용되어 탄화물 분율이 적다. 이로 인해 몰리브덴(Mo)의 첨가에도 상대적으로 탄화물 M7C3 면적분율 상승 정도가 적어 고온강도 향상 효과를 보기가 어렵다. 이때, 비교예 4가 실시예 1에 비해 높은 탄화물 분율을 지님에도 불구하고 고온강도가 낮은 이유는 높은 몰리브덴(Mo) 함량으로 페라이트상이 면적비율 0.4%로 형성되었기 때문이다.
또한, 니켈(Ni) 12중량%, 망간(Mn) 10.2중량% 합금조성(비교예 1)과, 니켈(Ni) 14중량%, 망간(Mn) 7.9중량% 합금조성(실시예 2)과 비교하여, 몰리브덴(Mo) 첨가 시, 비교예 1의 경우 다량의 망간(Mn)의 첨가로 인해 낮은 오스테나이트 기지 안정도를 지니며, 동시에 페라이트 안정화 원소인 몰리브덴(Mo)이 첨가되어 고온에서 취약한 페라이트상이 면적비율 1% 이상으로 다량 형성되어, 고온강도 향상 효과를 보기가 어렵다.
또한, 니켈(Ni) 14중량%, 망간(Mn) 7.9중량%, 몰리브덴(Mo) 6 중량% 합금조성(비교예 2)은, 페라이트 안정화 원소인 몰리브덴(Mo)이 과다하게 첨가되어 페라이트 상의 면적비율이 1% 이상으로 다량 형성되어 고온물성이 취약해지므로, 900℃ 이상의 온도에서 내구성이 요구되는 터보차저의 하우징용에 적합하지 않게 된다.
본 발명은, 과제고유번호 S2340875로, '중소기업청(부처명)'이 지원하며 ', 한국산업기술진흥원(연구관리 전문기관)'이 'World-Class 300 프로젝트(연구 사업명)'로 진행한 '고성능 가솔린 엔진의 저속성능 개선과 950℃ 이상 고배기 온도 대응을 위한 과급기 기반기술 개발(연구과제명)'의 결과물이다.

Claims (7)

  1. 탄소(C): 0.35~0.5중량%, 실리콘(Si): 1.0~2.0중량%, 망간(Mn): 6.0~9.0중량%, 니켈(Ni): 13.5~15.5중량%, 크롬(Cr): 23~26중량%, 몰리브덴(Mo): 1.5~4.5중량%, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 합금원소 중 니켈(Ni) 함량에 대한 망간(Mn) 함량의 비율, CMn/CNi이 0.4~0.65 범위를 유지하는, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 불순물 중, P: 0.04중량% 이하, S: 0.04중량% 이하인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  3. 제1항에 있어서,
    900℃에서의 인장강도가 130MPa 이상인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트강이 하기 [식 1]로 표시되는 Nieq가 31~33이고,
    하기 [식 2]로 표시되는 Creq가 25~32인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
    [식 1]
    Nieq = %Ni + 30%C + 0.87%Mn - 0.33%Cu + 30(%N-0.045)
    [식 2]
    Creq = %Cr + %Mo + %W + 1.5%Si + 0.5%Nb + 5%V + 3%Al
  5. 제1항에 있어서,
    상기 오스테나이트강에 포함되는 페라이트 조직은 면적비율로 1% 미만인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 오스테나이트강에 포함되는 M7C3 상은 면적비율로 5~13%인, 고온강도가 우수한 오스테나이트강.
  7. 제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 기재된 오스테나이트강으로 제조한 터보하우징.
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