WO2021010599A2 - 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 - Google Patents

강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel, and in particular, to an austenitic stainless steel with improved strength while securing elongation and productivity.
  • stainless steel can provide an alternative to environmental regulations and energy efficiency issues by securing strength and formability, and does not require a separate facility investment to improve corrosion resistance. It is a suitable material. However, stainless steel has a problem that the yield strength and tensile strength are inferior to the general structural carbon steel. Therefore, there is a need to develop stainless steel that can secure the strength of carbon steel.
  • stainless steel is classified according to its chemical composition or metal structure. According to the metal structure, stainless steel can be classified into austenite-based, ferrite-based, martensite-based and dual phase-based.
  • austenitic stainless steel In the case of stainless steel, the alloy component constituting the steel material is expensive compared to the general structural carbon steel, and there is a problem of lowering productivity due to the high alloy. In particular, for products requiring molding, austenitic stainless steel is required, not ferritic stainless steel, which is relatively inexpensive.
  • Ni and Mo contained in austenitic stainless steels have a problem in terms of price competitiveness due to high material prices, and raw material supply and demand are unstable due to extreme fluctuations in material prices, and it is difficult to secure supply price stability. There were limitations in applying it as a structural member.
  • Embodiments of the present invention are to provide an austenitic stainless steel with improved strength while securing elongation and productivity.
  • Austenitic stainless steel with improved strength according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.06 to 0.15%, N: 0.3% or less (excluding 0), Si: more than 1.0% and 2.0% or less, Mn : 5.0 to 7.0%, Cr: 15.0 to 16.0%, Ni: 0.3% or less (excluding 0), Cu: 2.5% or less (excluding 0), and the remainder includes Fe and inevitable impurities, the following formula (1), equation (2) and equation (3) are satisfied.
  • Equation (1) 15 ⁇ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ⁇ 30
  • Equation (2) 2.3 ⁇ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ⁇ 3.0
  • Equation (3) 1.0 ⁇ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ⁇ 7.0
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, and Cu mean the content (% by weight) of each element.
  • the average grain size may be 5 ⁇ m or less.
  • the tensile strength may be 1200 MPa or more.
  • the yield strength may be 800 MPa or more.
  • the elongation may be 20% or more and 30% or less.
  • the elongation may be 25% or more and 30% or less.
  • a method of manufacturing an austenitic stainless steel having improved strength according to another embodiment of the present invention is, in weight%, C: 0.06 to 0.15%, N: 0.3% or less (excluding 0), Si: 1.0% or more and 2.0%
  • Mn 5.0 to 7.0%
  • Cr 15.0 to 16.0%
  • Ni 0.3% or less
  • Cu 2.5% or less (excluding 0)
  • Equation (1) 15 ⁇ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ⁇ 30
  • Equation (2) 2.3 ⁇ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ⁇ 3.0
  • Equation (3) 1.0 ⁇ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ⁇ 7.0
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, and Cu mean the content (% by weight) of each element.
  • the cold reduction rate may be 50% or more.
  • the cold rolled annealing may be performed for 10 seconds to 10 minutes.
  • the hot rolling annealing may be performed at 800 to 1100° C. for 10 seconds to 10 minutes.
  • the volume fraction of the austenite phase may be 90% or more.
  • Austenitic stainless steel with improved strength according to an embodiment of the present invention, by weight, C: 0.06 to 0.15%, N: 0.3% or less (excluding 0), Si: more than 1.0% and 2.0% or less, Mn : 5.0 to 7.0%, Cr: 15.0 to 16.0%, Ni: 0.3% or less (excluding 0), Cu: 2.5% or less (excluding 0), and the remainder includes Fe and inevitable impurities, the following formula (1), equation (2) and equation (3) are satisfied.
  • Equation (1) 15 ⁇ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ⁇ 30
  • Equation (2) 2.3 ⁇ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ⁇ 3.0
  • Equation (3) 1.0 ⁇ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ⁇ 7.0
  • C, N, Si, Mn, Cr, Ni, and Cu mean the content (% by weight) of each element.
  • the austenitic stainless steel having improved strength according to an aspect of the present invention is, by weight, C: 0.06 to 0.15%, N: 0.3% or less (excluding 0), Si: more than 1.0% and 2.0% or less, Mn: 5.0 to 7.0%, Cr: 15.0 to 16.0%, Ni: 0.3% or less (excluding 0), Cu: 2.5% or less (excluding 0), and the remainder contains Fe and inevitable impurities.
  • the content of C is 0.06 to 0.15%.
  • Carbon (C) is an element effective in stabilizing the austenite phase, and can be added by 0.06% or more to secure the yield strength of the austenitic stainless steel. However, if the content is excessive, not only the cold workability is lowered due to the solid solution strengthening effect, but also the grain boundary precipitation of Cr carbide may be adversely affected, such as ductility, toughness, and corrosion resistance, so the upper limit can be limited to 0.15%.
  • the content of N is less than 0.3% (excluding 0).
  • Nitrogen (N) is a strong austenite stabilizing element, and is an element effective in improving corrosion resistance and yield strength of austenitic stainless steel. However, if the content is excessive, the cold workability may be deteriorated due to the solid solution strengthening effect, so the upper limit may be limited to 0.3%.
  • the content of Si is more than 1.0% and not more than 2.0%.
  • Si can be added in excess of 1.0% as an element effective in improving corrosion resistance while acting as a deoxidizing agent during the steelmaking process.
  • Si is an effective element for stabilizing the ferrite phase, and when excessively added, it promotes the formation of delta ( ⁇ ) ferrite in the casting slab, lowering the hot workability and lowering the ductility/toughness of the steel due to the solid solution strengthening effect. It can be limited to 2.0%.
  • the content of Mn is 5.0 to 7.0%.
  • Manganese (Mn) is an austenite-phase stabilizing element added instead of nickel (Ni) in the present invention, and may be added by 5.0% or more to improve cold-rollability by suppressing the generation of processing organic martensite. However, if the content is excessive, the upper limit of the S-based inclusions (MnS) may be reduced to 7.0% because it may reduce the ductility, toughness and corrosion resistance of the austenitic stainless steel by forming an excessive amount.
  • the content of Cr is 15.0 to 16.0%.
  • chromium (Cr) is a ferrite stabilizing element, it is effective in suppressing the formation of martensite phase, and as a basic element for securing corrosion resistance required for stainless steel, it can be added by 15% or more. However, if the content is excessive, the manufacturing cost increases, and the formation of delta ( ⁇ ) ferrite in the slab causes deterioration in hot workability, so the upper limit may be limited to 16.0%.
  • the content of Ni is 0.3% or less (excluding 0).
  • Nickel (Ni) is a strong austenite phase stabilizing element, and is essential to secure good hot workability and cold workability.
  • Ni is an expensive element, it causes an increase in raw material cost when a large amount is added. Accordingly, the upper limit may be limited to 0.3% in consideration of both cost and efficiency of the steel.
  • the content of Cu is 2.5% or less (excluding 0).
  • Copper (Cu) is an austenite-phase stabilizing element, which improves corrosion resistance in a reducing environment and is effective in softening austenitic stainless steel.
  • the upper limit can be limited to 2.5%.
  • the austenitic stainless steel having improved strength according to an embodiment of the present invention may further include one or more of P: 0.035% or less and S: 0.01% or less.
  • the content of P is not more than 0.035%.
  • Phosphorus (P) is an impurity that is inevitably contained in steel and is an element that causes grain boundary corrosion or impairs hot workability, so it is desirable to control its content as low as possible.
  • the upper limit of the P content is managed to be 0.035% or less.
  • the content of S is not more than 0.01%.
  • S Sulfur
  • S is an impurity that is inevitably contained in steel, and is an element that segregates at grain boundaries and is the main cause of impairing hot workability, so it is desirable to control its content as low as possible.
  • the upper limit of the S content is managed to be 0.01% or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the equation (1) was derived in consideration of the deformation-accepting mechanism and the degree of recrystallization for the deformation of the austenitic stainless steel.
  • Equation (1) 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0
  • Mn, C, Cu, Cr, Ni, N, and Si mean the content (% by weight) of each element.
  • the austenitic stainless steel with improved strength according to an embodiment of the present invention satisfies a range of 15 or more and 30 or less, as expressed by the following formula (1).
  • Equation (1) when external stress such as cold rolling is applied to the steel material, the more easily phase transformation occurs as the spacing of the partial dislocations increases. Accordingly, it is easy to rapidly express deformed organic martensite even with a low reduction ratio. As described above, the rapidly occurring deformed organic martensite may cause plate fracture of the steel during cold rolling, and also generate fine cracks during cold rolling. In addition, the organically deformed martensite and the dislocation slip behavior at wide intervals, which are rapidly expressed in the final product, have a problem of lowering the elongation, so the lower limit of the value of Equation (1) is to be limited to 15.
  • Equation (1) if the value of Equation (1) is too high, when an external stress such as cold rolling is applied to a steel material, it is difficult to develop deformed organic martensite as the spacing of the generated partial potentials becomes narrower. If, even if modified organic martensite is expressed, it is difficult to obtain fine grains and to secure yield strength because sufficient recrystallization sites required during cold rolling annealing cannot be provided.
  • Equation (1) when the value of Equation (1) is too high, there is a problem in that the phase transformation and dislocation accumulation are limited, and the tensile strength of the austenitic stainless steel after cold rolling annealing cannot be secured, so the upper limit is limited to 30.
  • equation (2) was derived in consideration of the phase balance of the austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel having improved strength according to an embodiment of the present invention satisfies the range of 2.3 or more and 3.0 or less in a value expressed by the following formula (2).
  • Equation (2) [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]
  • Cr, Si, Ni, Mn, C, Cu, and N mean the content (% by weight) of each element.
  • Equation (2) When the value of Equation (2) is less than 2.3, there is a problem in that the austenite stabilization is relatively increased and fine grains having an average grain diameter of 5 ⁇ m or less cannot be secured. Conversely, when the value of Equation (2) is more than 3.0, there is a problem that the ferrite phase fraction before deformation of the austenitic stainless steel increases and the elongation decreases sharply.
  • equation (3) was derived in consideration of the ferrite phase fraction at high temperature of the austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel with improved strength according to an embodiment of the present invention satisfies a range of 1.0 to 7.0 or less in a value expressed by the following formula (3).
  • Equation (3) ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161
  • Cr, Si, Ni, Cu, C, N, and Mn mean the content (% by weight) of each element.
  • Equation (3) When the value of Equation (3) is less than 1.0, a certain amount of ferrite fraction cannot be secured during hot rolling, and the austenite crystal grain size becomes coarse. Accordingly, there is a problem in that the hot workability cannot be secured because impurities accumulated in the grain boundary increase and cause brittleness.
  • Equation (3) can be controlled in the range of 1.0 to 7.0 in consideration of cracks generated during hot rolling.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention that satisfies the alloying element composition range and the component relational formula may contain delta ferrite and other carbides after hot rolling annealing, and the austenite phase in a microstructure of 90% or more in volume fraction. .
  • delta ferrite and other carbides after hot rolling annealing, and the austenite phase in a microstructure of 90% or more in volume fraction.
  • the average grain size of the austenitic stainless steel according to the present invention is 5 ⁇ m or less.
  • an austenitic stainless steel that satisfies the above-described alloy composition may have a tensile strength of 1200 MPa or more and a yield strength of 800 MPa or more.
  • an austenitic stainless steel that satisfies the above-described alloy composition can secure an elongation of 20% or more and 30% or less, preferably 25% or more and 30% or less.
  • the method of manufacturing an austenitic stainless steel with improved strength is, in weight%, C: 0.06 to 0.15%, N: 0.3% or less (excluding 0), Si: more than 1.0% and 2.0% or less , Mn: 5.0 to 7.0%, Cr: 15.0 to 16.0%, Ni: 0.3% or less (excluding 0), Cu: 2.5% or less (excluding 0), and the rest includes Fe and inevitable impurities, Preparing a slab satisfying the following formulas (1), (2) and (3); Hot rolling the slab; Hot rolling annealing the hot-rolled steel sheet; Cold rolling a hot-rolled steel sheet; And cold rolling annealing the cold-rolled steel sheet at 8000 to 1,000°C.
  • the stainless steel containing the above composition can be produced into casts by continuous casting or steel ingot casting, and after performing a series of hot rolling and hot rolling annealing, cold rolling and cold rolling annealing can be performed to form a final product.
  • Temper rolling is a method using the phenomenon of high work hardening as the austenite phase transforms into work organic martensite during cold deformation.
  • austenitic stainless steel to which temper rolling is applied has a drawback in that the elongation is rapidly lowered and subsequent processing is difficult.
  • the slab may be hot rolled at a temperature of 1,100 to 1,200°C, which is a typical rolling temperature, and the hot rolled steel sheet may be hot rolled and annealed at a temperature of 800 to 1,100°C. At this time, hot rolling annealing may be performed for 10 seconds to 10 minutes.
  • the hot-rolled steel sheet can be cold-rolled to produce a thin material.
  • Cold rolling may be performed under conditions of a reduction ratio of 50% or more.
  • the rolling reduction rate during cold rolling is not sufficient, the phase transformation by cold rolling does not occur completely in the range of the alloying component described above. Accordingly, there is a problem that recrystallization of the remaining austenite phase does not occur, and crystal grains cannot be refined, and thus the lower limit of the cold reduction ratio is limited to 50%.
  • Cold rolled annealing may be performed at a temperature of 800 to 1,000°C.
  • cold rolling annealing according to an embodiment of the present invention may be performed at a temperature of 800 to 1,000° C. for 10 seconds to 10 minutes.
  • the cold rolling annealing temperature it is preferable to control the cold rolling annealing temperature to 1,000 ° C. or less in order to suppress the growth of crystal grains due to the reverse transformation of martensite austenite.
  • the cold rolling annealing temperature range is limited to 800°C or higher.
  • the austenitic stainless steel with improved strength according to the present invention can be used, for example, in general products for molding, and is used for slabs, blooms, billets, coils, and strips. ), plate, sheet, bar, rod, wire, shape steel, pipe, or tube Can be.
  • slabs were prepared by melting ingots, heated at 1,200°C for 2 hours, and then hot-rolled, and hot-rolled annealing at 1,100°C for 90 seconds after hot rolling. I did. Thereafter, cold rolling was performed at a reduction ratio of 70%, and cold rolling annealing was performed after cold rolling.
  • the alloy composition (% by weight), the value of the formula (1), the value of the formula (2), and the value of the formula (3) for each test steel type are shown in Table 1 below.
  • the elongation, yield strength, and tensile strength of the cold-rolled annealed material were measured. Specifically, the room temperature tensile test was conducted in accordance with ASTM standards, and the measured yield strength (Yield Strength, MPa), tensile strength (Tensile Strength, MPa), and elongation (Elongation, %) were shown in Table 2 below. .
  • Comparative Examples 5 to 11, Comparative Examples 14 to 16, and Comparative Examples 20 to 25 are cases in which steel types 3 to 8 that do not satisfy the range of Equation (3) are used, and it can be seen that edge cracks occurred after hot rolling. When edge cracks occur, there is a problem in that the error rate decreases and price competitiveness cannot be secured.
  • Comparative Examples 1 to 4 Comparative Examples 12 to 13, Comparative Examples 16 and 22 to 25 are cases in which steel grades 3, 4, 9, 10 and 12 having the value of formula (2) less than 2.3 were used, and austenite As the degree of stability increased, it was not possible to secure fine grains having an average grain diameter of 5 ⁇ m or less. Accordingly, it was not possible to secure a target yield strength of 800 MPa or more.
  • Comparative Examples 1 to 2 were cases in which steel grade 9 having the value of Equation (1) exceeding 30 was used, and due to insufficient phase transformation by cold rolling, the recrystallization starting site was insufficient, and thus fine grains were not formed. This resulted in low yield strength of 620.7 MPa and 569.3 MPa, respectively.
  • Equation (1) is 38.77, which exceeds the upper limit (30) suggested in the present invention, it is not possible to secure tensile strength of 1,200 MPa or more because deformed martensite is not expressed, so it is applied to materials requiring high strength. There is a problem that is difficult to do.
  • Table 3 is a cold rolling reduction ratio and annealing for steel grades 1 and 2 that satisfy the range of the alloy composition of the present invention, the value of the formula (1), the value of the formula (2), and the value of the formula (3). After performing a series of cold rolling and cold rolling annealing at different temperatures, the measured yield strength, tensile strength, and elongation are shown.
  • an austenitic stainless steel having a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 1,200 MPa or more, and an elongation of 20% or more Can be manufactured.
  • the austenitic stainless steel according to the present invention can improve strength while securing elongation and productivity, and thus can be applied to structural members such as automobiles.

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Abstract

강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강이 개시된다. 개시된 오스테나이트계 스테인리스강은 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족하는 것을 특징으로 한다. 식(1): 15≤ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ≤30 식(2): 2.3≤ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ≤3.0 식(3): 1.0≤ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ≤7.0 여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.

Description

강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
본 발명은 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것으로, 특히 연신율 및 생산성을 확보하면서도 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것이다.
최근 환경규제에 따라, 에너지 효율을 향상시키기 위해 자동차, 철도 등의 구조 부재에 적합한 구조용 강재의 경향화 및 고강도화가 요구되고 있다. 이와 함께, 구조용 재료의 생산형태는, 소비자들의 요구 및 시대흐름에 맞추어 과거의 소품종 대량생산 체계에서 다품종 소량생산 체계로 변화하였다.
스테인리스강(Stainless Steel)은 강도 및 성형성을 확보함으로써 환경규제 및 에너지효율 이슈에 대한 대안을 제시할 수 있을 뿐만 아니라, 내식성 향상을 위한 별도의 설비투자를 필요로 하지 않으므로, 다품종 소량생산 체계에 적합한 소재이다. 다만, 스테인리스강은 일반적인 구조용 탄소강에 비해 항복강도 및 인장강도가 열위하다는 문제가 있다. 따라서, 탄소강 수준의 강도를 확보할 수 있는 스테인리스강의 개발이 요구된다.
일반적으로 스테인리스강은 화학성분이나 금속조직에 따라 분류한다. 금속조직에 따를 경우, 스테인리스강은 오스테나이트(Austenite)계, 페라이트(Ferrite)계, 마르텐사이트(Martensite)계 그리고 이상(Dual Phase)계로 분류할 수 있다.
스테인리스강의 경우 일반적인 구조용 탄소강에 비해서 강재를 구성하고 있는 합금성분이 고가이며, 고합금으로 생산성 저하의 문제가 있다. 특히 성형이 필요한 제품의 경우, 상대적으로 저렴한 페라이트계 스테인리스강이 아닌, 오스테나이트계 스테인리스강이 필요하다. 하지만 오스테나이트계 스테인리스강에 포함되는 Ni 및 Mo 은, 높은 소재 가격으로 인하여 가격경쟁력 측면에서 문제가 있고, 소재 가격의 극심한 변동에 의해 원료수급이 불안정할 뿐만 아니라 공급가의 안정성 확보가 어려워 자동차 등의 구조 부재로 적용하는데 제약이 있었다.
따라서, Ni 및 Mo 등 고가의 합금원소 함량을 줄이면서도, 강도 및 성형성을 확보하여 자동차 등의 구조 부재에 적용가능한 오스테나이트계 스테인리스강의 개발이 요구된다.
본 발명의 실시예들은 연신율 및 생산성을 확보하면서도 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 은, 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족한다.
식(1): 15≤ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ≤30
식(2): 2.3≤ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ≤3.0
식(3): 1.0≤ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ≤7.0
여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 평균 결정립 크기는 5 ㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 인장강도가 1200MPa 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 항복강도가 800MPa 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 연신율이 20% 이상 30% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 연신율이 25% 이상 30% 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법은, 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연이 진행된 강판을 열연 소둔하는 단계; 열연강판을 냉간 압연하는 단계; 및 상기 냉간 압연이 진행된 강판을 800 내지 1,000℃에서 냉연 소둔하는 단계; 를 포함한다.
식(1): 15≤ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ≤30
식(2): 2.3≤ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ≤3.0
식(3): 1.0≤ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ≤7.0
여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 냉간 압연 시, 냉간 압하율은 50% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 냉연 소둔은, 10초 내지 10분간 수행될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 열연 소둔은, 800 내지 1100℃에서 10초 내지 10분간 수행될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 열연 소둔 후, 오스테나이트상의 부피분율은 90%이상일 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 연신율 및 생산성을 확보하면서도 강도가 향상된, STS304 대비 50% 수준의 저원가 오스테나이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 은, 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족한다.
식(1): 15≤ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ≤30
식(2): 2.3≤ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ≤3.0
식(3): 1.0≤ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ≤7.0
여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하에서는 본 발명에 따른 실시예를 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 함금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.06 내지 0.15%이다.
탄소(C)는 오스테나이트상 안정화에 효과적인 원소로, 오스테나이트계 스테인리스강의 항복강도를 확보하기 위해 0.06% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 고용강화 효과에 의해 냉간가공성을 저하시킬 뿐만 아니라 Cr탄화물의 입계 석출을 유도하여 연성, 인성, 내식성 등에 악영향을 미칠 수 있으므로 그 상한을 0.15%로 한정할 수 있다.
N의 함량은 0.3% 이하(0은 제외)이다.
질소(N)는 강력한 오스테나이트 안정화 원소로, 오스테나이트계 스테인리스강의 내식성 및 항복강도 향상에 효과적인 원소이다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 고용강화 효과에 의해 냉간가공성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 0.3%로 한정할 수 있다.
Si의 함량은 1.0% 초과 2.0% 이하이다.
실리콘(Si)은 제강공정 중 탈산제의 역할을 함과 동시에 내식성을 향상시키는데 효과적인 원소로 1.0%를 초과하여 첨가할 수 있다. 그러나 Si은 페라이트상 안정화에 효과적인 원소로써 과잉 첨가 시 주조 슬라브 내 델타(δ) 페라이트 형성을 조장하여 열간가공성을 저하시킬 뿐만 아니라 고용강화 효과에 의한 강재의 연성/인성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 2.0%로 한정할 수 있다.
Mn의 함량은 5.0 내지 7.0%이다.
망간(Mn)은 본 발명에서 니켈(Ni) 대신 첨가되는 오스테나이트상 안정화 원소로, 가공유기 마르텐사이트 생성을 억제하여 냉간 압연성을 향상시키기 위해 5.0% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우, S계 개재물(MnS)을 과량 형성하여 오스테나이트계 스테인리스강의 연성, 인성 및 내식성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 7.0%로 한정할 수 있다.
Cr의 함량은 15.0 내지 16.0%이다.
크롬(Cr)은 페라이트 안정화 원소이지만 마르텐사이트상 생성 억제에 있어서 효과적이며, 스테인리스강에 요구되는 내식성을 확보하는 기본 원소로 15% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 제조비용이 상승하고, 슬라브 내 델타(δ) 페라이트를 형성하여 열간가공성의 저하를 초래함에 따라 그 상한을 16.0%로 한정할 수 있다.
Ni의 함량은 0.3% 이하(0은 제외)이다.
니켈(Ni)은 강력한 오스테나이트상 안정화 원소로써 양호한 열간 가공성 및 냉간 가공성을 확보하기 위해서는 필수적이다. 그러나 Ni은 고가의 원소임에 따라 다량의 첨가 시 원료비용의 상승을 초래한다. 이에, 강재의 비용 및 효율성을 모두 고려하여 그 상한을 0.3%로 한정할 수 있다.
Cu의 함량은 2.5% 이하(0은 제외)이다.
구리(Cu)는 오스테나이트상 안정화 원소로, 환원 환경에서의 내식성을 향상시키고 오스테나이트계 스테인리스강의 연질화에 효과적이다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 소재비용의 상승뿐만 아니라 열간가공성을 저하시키는 문제점이 있다. 이에 강재의 비용-효율성 및 열간가공성을 고려하여 그 상한을 2.5%로 한정할 수 있다.
또한 본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, P: 0.035% 이하 및 S: 0.01% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
P의 함량은 0.035% 이하이다.
인(P)은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로, 입계 부식을 일으키거나 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 P 함량의 상한을 0.035% 이하로 관리한다.
S의 함량은 0.01% 이하이다.
황(S)은 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로, 결정립계에 편석되어 열간가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 상기 S 함량의 상한을 0.01% 이하로 관리한다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
자동차 등의 구조 부재에 적용하기 위해서는 재료의 강도뿐만 아니라, 성형성을 확보하여야 한다. 하지만, 고강도화는 필연적으로 항복 강도의 상승과 연신율의 감소를 일으키는 문제점이 있다. 또한, 오스테나이트 스테인리스강의 가격경쟁력을 확보하기 위해서는 Ni 등 고가의 오스테나이트 안정화 원소의 함량을 줄여야 하고, 이를 보상할 수 있는 Mn, Cu 첨가량을 예측하는 것이 요구된다.
본 발명에서는 오스테나이트계 스테인리스강의 변형에 대한 변형수용기구 및 재결정화도를 고려하여, 식(1)을 도출하였다.
식 (1): 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0
여기서, Mn, C, Cu, Cr, Ni, N, Si 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (1) 로 표현되는 값이 15 이상 30 이하의 범위를 만족한다.
식 (1)의 값이 낮을수록, 강재에 냉간압연과 같은 외부응력이 가해질 경우, 발생하는 부분전위의 간격이 넓어짐에 따라 상변태가 용이하게 발생하는 것을 확인하였다. 이로 인해 낮은 압하율에 의해서도 급격하게 변형유기 마르텐사이트가 발현되기 용이하다. 이와 같이, 급격하게 발생하는 변형유기 마르텐사이트는 냉간압연 도중 강재의 판파단을 유발할 수 있고, 더불어 냉간압연 중 미세한 crack을 발생시킨다. 또한, 최종 제품에서도 급격하게 발현되는 유기변형 마르텐사이트와 넓은 간격의 전위미끄러짐 거동은 연신율을 저하시키는 문제가 있어, 식 (1)의 값 하한을 15로 한정하고자 한다.
반면, 식 (1)의 값이 지나치게 높으면, 강재에 냉간압연과 같은 외부응력이 가해질 경우, 발생하는 부분전위의 간격이 좁아짐에 따라 변형유기 마르텐사이트가 발현되기 어렵다. 만약, 변형유기 마르텐사이트가 발현되더라도 냉연소둔 시 필요한 충분한 재결정 사이트를 제공하지 못하기 때문에 미세한 결정립을 얻기 어렵고, 항복강도를 확보하기 어렵다.
또한, 식 (1)의 값이 지나치게 높은 경우에는, 상변태와 전위축적이 제한되어, 냉연소둔 후 오스테나이트계 스테인리스강의 인장강도를 확보할 수 없는 문제가 있으므로, 그 상한을 30으로 한정하고자 한다.
또한, 본 발명에서는 오스테나이트계 스테인리스강의 상 밸런스를 고려하여, 식(2)를 도출하였다. 본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (2) 로 표현되는 값이 2.3 이상 3.0 이하의 범위를 만족한다.
식 (2): [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N]
여기서, Cr, Si, Ni, Mn, C, Cu, N는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
식 (2)의 값이 2.3 미만인 경우에는, 상대적으로 오스테나이트 안정화도가 증가하여 평균 결정립 지름이 5 ㎛ 이하인 미세한 결정립을 확보할 수 없는 문제가 있다. 반대로, 식 (2)의 값이 3.0 초과인 경우에는, 오스테나이트계 스테인리스강의 변형 전 페라이트 상분율이 증가하여 연신율이 급격하게 떨어지는 문제가 있다.
또한, 본 발명에서는 오스테나이트계 스테인리스강의 고온에서의 페라이트 상분율을 고려하여, 식(3)을 도출하였다. 본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은 하기 식 (3)으로 표현되는 값이 1.0 이상 7.0 이하의 범위를 만족한다.
식 (3): ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161
여기서, Cr, Si, Ni, Cu, C, N, Mn는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.
식 (3)의 값이 1.0 미만인 경우에는, 열간압연 시 일정양의 페라이트 분율을 확보할 수 없어 오스테나이트상의 결정립 크기가 조대해진다. 이에 따라, 입계에 축적되는 불순물이 증가하여 취성을 일으키므로, 열간가공성을 확보할 수 없는 문제가 있다.
반대로, 식 (3)의 값이 7.0 초과인 경우에는, 열간압연 시 과다한 양의 델타 페라이트가 형성되어, 오스테나이트상과 페라이트상의 경계 사이에 균열이 발생하므로, 열간가공성을 확보할 수 없는 문제가 있다. 또한, 소둔 및 열간가공시 페라이트 분해가 완전하게 이루어지지 않아 최종적으로 요구되는 재질특성을 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 열간압연 시 발생하는 균열을 고려하여 식(3)의 값을 1.0 내지 7.0 범위로 제어할 수 있다.
상기 합금원소 조성 범위 및 성분관계식을 만족하는 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 열연소둔 후, 미세조직으로 오스테나이트상을 부피분율 90% 이상 나머지는 델타페라이트 및 기타 탄화물을 포함할 수 있다. 냉간압연 전, 오스테나이트상의 부피분율을 90%이상 확보함으로써, 추후 냉간압연 시, 상변태를 동반하여 결정립을 미세화할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 평균 결정립 크기는 5 ㎛ 이하이다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 전술한 합금조성을 만족하는 오스테나이트계 스테인리스강은 인장강도 1200MPa 이상, 항복강도 800MPa 이상을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 전술한 합금조성을 만족하는 오스테나이트계 스테인리스강은 20% 이상 30% 이하, 바람직하게, 25% 이상 30% 이하의 연신율을 확보할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법은, 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 열간압연하는 단계; 상기 열간압연이 진행된 강판을 열연 소둔하는 단계; 열연강판을 냉간 압연하는 단계; 및 상기 냉간 압연이 진행된 강판을 8000 내지 1,000℃에서 냉연 소둔하는 단계;를 포함한다.
합금원소 함량의 수치 한정 이유에 대한 설명은 상술한 바와 같다.
상기의 조성을 포함하는 스테인리스강을 연속주조 또는 강괴주조에 의해 주편으로 제작하고, 일련의 열간압연, 열연소둔을 수행한 후, 냉간압연 및 냉연소둔을 하여 최종 제품을 형성할 수 있다.
종래에는, 오스테나이트계　스테인리스강의 강도를 향상시키기 위한 방법으로　조질압연(skin　pass　rolling)을 도입하였다. 조질압연은 냉간변형 중에　오스테나이트상이 가공유기 마르텐사이트로 변태함에 따라 높은 가공경화가 나타나는 현상을 이용한 방법이다.　그러나 이와 같이　조질압연이 적용된 오스테나이트계　스테인리스강은 연신율이 급격히 저하되어 후속 가공이 어렵다는 단점이 있다.　
오스테나이트계 스테인리스강의 강도 및 연신율을 동시에 향상시키기 위해서는 결정립 크기를 미세화시켜야 한다. 본 발명에서는, 조질압연의 단점을 해결하기 위한 방법으로, 냉간압연 조건을 제어하여 오스테나이트계 스테인리스강의 결정립을 미세화하고자 하였다.
예를 들어, 슬라브는 통상의 압연온도인 1,100 내지 1,200℃의 온도에서 열간압연할 수 있으며, 열연강판은 800 내지 1,100℃의 온도 범위에서 열연 소둔될 수 있다. 이때, 열연 소둔은 10초 내지 10분 동안 진행될 수 있다.
이후, 열연강판을 냉간압연하여 박물로 제조할 수 있다. 냉간압연은 50% 이상의 압하율 조건에서 진행될 수 있다.
냉간압연시 압하율이 충분하지 않다면, 전술한 함금성분 범위에서 냉간압연에 의한 상변태가 완전하게 발생하지 않는다. 이에 따라, 잔류하는 오스테나이트 상의 재결정이 발생하지 않아, 결정립을 미세화할 수 없는 문제가 있어, 냉간 압하율의 하한을 50%로 한정하고자 한다.
본 발명에서는 냉간압연 후, 800 내지 1,000℃의 비교적 낮은 온도에서 냉연소둔 열처리하여 미세결정립구조를 얻음으로써 항복강도　800 Mpa 이상, 인장강도 1200MPa 이상, 연신율 20% 이상 확보하고자 하였다.
냉연 소둔은 800 내지 1,000℃의 온도에서 진행할 수 있다. 또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 소둔은 800 내지 1,000℃의 온도에서 10초 내지 10분간 진행할 수 있다.
일반적으로, 고온에서 소둔을 진행할수록 결정립이 조대해지는 경향이 있다. 본 발명의 일 실시예에 따른 냉연 소둔은, 통상적인 소둔온도인 1,100℃ 보다 낮은 800 내지 1,000℃에서 수행함으로써 5 ㎛ 이하의 평균 결정립 크기를 갖는 균질한 재결정　오스테나이트 조직을 도출할 수 있다.
따라서 본 발명에서는 마르텐사이트의　오스테나이트 역변태에 의한 결정립 성장을 억제하기 위해, 냉연소둔 온도를 1,000°C 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 하지만, 지나치게 낮은 온도에서 냉연소둔을 진행할 경우, 역변태된　오스테나이트가 충분히 재결정될 수 없어, 냉연 소둔 온도 범위를 800°C 이상으로 한정하고자 한다.
이와 같이, 합금성분과 함께 냉연소둔시 온도범위을 제어하여 냉간압연 및 냉연소둔을 거쳐 최종 냉연 소둔재를 제조할 경우, 항복강도를 확보하기 위한 5 ㎛ 이하의 미세한 결정립을 도출할 수 있다.
또한, 조질압연을 진행하지 않고, 냉연소둔 상태에서도 강도를 확보할 수 있어, 가격경쟁력을 확보할 수 있다.
본 발명에 따른 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강은, 예를 들어, 성형용 일반 제품에 사용될 수 있고, 슬래브(slab), 블룸(bloom), 빌렛(billet), 코일(coil), 스트립(strip), 플레이트(plate), 시트(sheet), 바(bar), 로드(wire), 와이어(wire), 형강(shape steel), 파이프(pipe), 또는 튜브(tube)와 같은 제품으로 제조되어 이용될 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하고자 한다.
하기 표 1에 나타낸 다양한 합금 성분범위에 대하여, 잉곳(Ingot) 용해를 통해 슬라브를 제조하고, 1,200℃에서 2시간 가열한 후 열간압연을 진행 하였으며, 열간압연 이후 1,100℃에서 90초간 열연소둔을 진행하였다. 이후, 70%의 압하율로 냉간압연을 진행하였으며, 냉간압연 이후 냉연소둔을 진행하였다.
각 실험 강종에 대한 합금 조성(중량%)과 식(1)의 값, 식(2)의 값 및 식(3)의 값을 아래 표 1에 나타내었다.
강종 성분(중량%) 식(1) 식(2) 식(3)
C Si Mn Ni Cr Cu N
1 0.13 2 7 0.13 16 1 0.13 25.78 2.37 5.4
2 0.08 1.5 6 0.2 15 2 0.15 15.17 2.9 1.6
3 0.08 1 9 1 16 1 0.18 19.6 2.16 -4.1
4 0.04 0 7.1 4.1 17.3 0 0.21 18.40 1.77 -7.7
5 0.08 2 9.5 0.13 16 0.1 0.13 8.35 2.54 7.3
6 0.05 2 9.5 0.13 16 2 0.13 0.52 2.36 7.1
7 0.08 2 6 0.13 16 2.5 0.13 10.53 2.34 8.7
8 0.08 2 6.5 0.13 14.5 1 0.10 9.04 3.04 7.4
9 0.12 0.6 0.8 6.8 17.1 0 0.05 38.77 1.72 1.2
10 0.08 1 6 0.13 16 2.5 0.13 14.03 2.16 3.5
11 0.08 2 5 0.2 15 2 0.14 12.44 3.27 6.3
12 0.055 0.4 1.1 8.1 18.2 0.1 0.04 19.39 1.82 6.1
상기 조성과 같이 냉간압연된 소재에 대해, 다양한 온도(800 ~ 1,100℃)에서 에서 10초간 냉연소둔을 시행한 후, 냉연소둔재의 연신율, 항복강도, 인장강도를 측정하였다. 구체적으로, 상온인장 실험은 ASTM 규격에 의거하여 진행하였고, 그에 따라 측정된 항복강도(Yield Strength, MPa), 인장강도(Tensile Strength, MPa) 및 연신율(Elongation, %)을 아래 표 2에 기재하였다.
한편, 열간압연 중 에지크랙(edge　crack) 발생 여부 및 및 결정립 미세화 여부(5 ㎛ 이하)를 아래 표 2에 나타내었다.
재결정이 완료된 실시예의 경우에는, 평균 결정립 크기를 측정하는 것이 가능하였다. 저온소둔을 적용하여 재결정이 시작되지 않거나, 불완전 진행된 비교예의 경우에는, 잔류 마르텐사이트나 페라이트가 존재하여 결정립계를 정의할 수 없어, 하기와 같이 결정립 미세화 구현 여부를'결정립 미세화'로 표기하였다.
강종　 Edge crack 소둔온도 (℃) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) 결정립 미세화
실시예 1 1 X 850 899 1265 24.6 O
실시예 2 900 829.1 1287.2 29.1 O
실시예 3 2 X 800 838.3 1338.8 20.0 O
실시예 4 850 814.2 1339.7 24.8 O
비교예 1 9 X 800 620.7 1097.1 21.7 X
비교예 2 850 569.3 1078.4 22.8 X
비교예 3 12 X 800 594.9 876.4 35.2 X
비교예 4 850 593.5 890 36.8 X
비교예 5 5 O 800 700.1 1295.8 33.0 O
비교예 6 850 604.5 1311.6 37.9 O
비교예 7 6 O 800 850.6 992.9 38.8 O
비교예 8 850 769.2 951.2 41.3 O
비교예 9 7 O 800 908.9 1134.4 20.5 O
비교예 10 850 887.8 1176.2 24.3 O
비교예 11 900 750.2 1142.8 29.2 O
비교예 12 10 X 800 689.4 1258.8 18.1 X
비교예 13 850 628.6 1298.3 18.8 X
비교예 14 3 O 800 768 1032.2 41.0 O
비교예 15 850 729.2 1023.5 43.2 O
비교예 16 900 692.6 1004.6 46.3 X
비교예 17 11 X 800 890.3 1194.9 12.0 O
비교예 18 850 695.4 1311.4 15.7 X
비교예 19 900 702.5 1357.9 21.3 X
비교예 20 8 O 800 843.8 1299 18.47 O
비교예 21 850 811.3 1363.9 23.1 O
비교예 22 900 581.6 1441 23.53 X
비교예 23 4 O 800 731.6 953 43.4 X
비교예 24 850 686.7 931.2 43.3 X
비교예 25 900 663.8 919.4 45.3 X
표 2를 참조하면, 본 발명이 제시하는 합금 조성과 식(1)의 값, 식(2)의 값 및 식(3)의 값의 범위를 만족하는 실시예 1 내지 4의 경우, 800 MPa 이상의 항복강도, 1200 MPa 이상의 인장강도 확보가 가능할 뿐만 아니라, 20% 이상의 양호한 연신율 확보가 가능함을 확인하였다. 또한, Ni 함량이 상대적으로 낮아 가격 경쟁력을 확보하면서도, 열간압연 이후 edge crack이 발생하지 않아, 제조공정 수율(Yield)을 향상시킬 수 있다.
비교예 5 내지 11, 비교예 14 내지 16 및 비교예 20 내지 25은 식 (3)의 범위를 만족하지 않는 강종 3 내지 8을 사용한 경우로, 열간압연 이후 Edge Crack이 발생한 것을 확인할 수 있다. Edge Crack이 발생할 경우, 실수율이 하락하여 가격 경쟁력을 확보할 수 없는 문제가 있었다.
비교예 1 내지 4, 비교예 12 내지 13, 비교예 16 및 비교예 22 내지 25는 식 (2)의 값이 2.3에 미달하는 강종 3, 4, 9, 10 및 12을 사용한 경우로, 오스테나이트 안정화도가 증가하여 평균 결정립 지름이 5 ㎛ 이하인 미세한 결정립을 확보할 수 없었다. 이에 따라, 목표하는 800 MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 없었다.
또한, 비교예 17 내지 19는 식 (2)의 값이 3.0을 초과하는 강종 11을 사용한 경우로, 페라이트 상분율이 증가함에 따라, 연신율이 낮게 도출되어 가공성을 확보할 수 없었다.
또한, 비교예 1 내지 2는 식 (1)의 값이 30을 초과하는 강종 9를 사용한 경우로, 냉간압연에 의한 충분한 상변태가 이루어지지 않아 재결정 시작 사이트가 부족하여 미세한 결정립을 형성하지 못하였으며, 이로 인해 각각 620.7 MPa, 569.3 MPa 의 낮은 항복강도를 나타내었다.
또한, 식(1)의 값이 본 발명에서 제시하는 상한(30)을 초과하는 38.77로, 변형유기 마르텐사이트가 발현되지 않아 1,200 MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없어, 고강도를 요구하는 소재에 적용하기 어려운 문제점이 있다.
비교예 12 내지 13 및 비교예 17 내지 19는 식 (1)의 값이 15에 미달하는 강종 10 및 11을 사용한 경우로, 변형유기 마르텐사이트가 급격히 발현되어 외부응력에 따라 급격한 경화가 발생하였다. 이에 따라, 연신율이 낮게 도출되어 가공성을 확보할 수 없었다.
하기의 표 3은 본 발명이 제시하는 합금 조성과 식(1)의 값, 식(2)의 값 및 식(3)의 값의 범위를 만족하는 강종 1 및 2에 대하여, 냉간 압하율 및 소둔 온도를 달리하여 일련의 냉간압연 및 냉연소둔을 진행한 후, 측정한 항복강도, 인장강도 및 연신율을 나타낸 것이다.
강종　 냉간압하율 (%) 소둔온도 (℃) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%)
실시예 5 1 70 850 899 1265 24.6
실시예 6 2 70 850 814 1339 24.8
비교예 26 1 70 1100 677 1449 39.3
비교예 27 2 70 1100 477 1276 36.1
비교예 28 1 33 850 657 1279 33.3
냉연 소둔 온도가 감소함에 따라 항복강도는 증가하고, 인장감도 및 연신율은 감소한다.
표 2 및 표 3을 참조하면, 냉연소둔 온도 800 내지 1,000℃의 범위에서 항복강도 800Mpa 이상, 인장강도 1,200Mpa 이상, 연신율 20% 이상을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
냉연소둔 온도가 1,100℃인 비교예 26 및 27의 경우, 인장강도는 1,200MPa 이상이나, 항복강도가 800MPa 이하로 원하는 기계적 물성을 확보할 수 없었다.
냉간압하율이 33%인 비교예 28의 경우, 인장강도는 1,200MPa 이상이나, 항복강도가 800MPa 이하로 원하는 기계적 물성을 확보할 수 없었다. 냉간압하율이 50% 이하일 경우, 냉간압연에 의한 상변태가 완료되지 않아 소둔시 재결정 사이트로 작용하는 마르텐사이트를 충분히 확보하지 못했기 때문으로 판단된다. 또한, 낮은 냉간압하율에 의해 조대한 오스테나이트 상이 잔류함에 따라, 항복강도를 확보하지 못한 것으로 판단된다.
이와 같이, 개시된 실시예에 따르면, 합금성분과 함께 냉연소둔 온도를 800 내지 1,000℃의 범위로 제어함으로써, 800MPa 이상의 항복강도, 1,200MPa 이상의 인장강도, 20% 이상의 연신율을 확보한 오스테나이트계 스테인리스강을 제조할 할 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.
본 발명에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 연신율 및 생산성을 확보하면서도 강도를 향상시킬 수 있어, 자동차 등의 구조 부재에 적용이 가능하다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족하는 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
    식(1): 15≤ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ≤30
    식(2): 2.3≤ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ≤3.0
    식(3): 1.0≤ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ≤7.0
    (여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
  2. 제1항에 있어서,
    평균 결정립 크기는 5 ㎛ 이하인 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  3. 제1항에 있어서,
    인장강도가 1200MPa 이상인 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  4. 제1항에 있어서,
    항복강도가 800MPa 이상인 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 제1항에 있어서,
    연신율이 20% 이상 30% 이하인 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  6. 제1항에 있어서,
    연신율이 25% 이상 30% 이하인 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강.
  7. 중량%로, C: 0.06 내지 0.15%, N: 0.3% 이하(0은 제외), Si: 1.0% 초과 2.0% 이하, Mn: 5.0 내지 7.0%, Cr: 15.0 내지 16.0%, Ni: 0.3% 이하(0은 제외), Cu: 2.5% 이하(0은 제외)를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1), 식(2) 및 식(3)을 만족하는 슬라브를 제조하는 단계;
    상기 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연이 진행된 강판을 열연 소둔하는 단계;
    열연강판을 냉간 압연하는 단계; 및
    상기 냉간 압연이 진행된 강판을 800 내지 1,000℃에서 냉연 소둔하는 단계; 를 포함하는 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
    식(1): 15≤ 0.2Mn+337C+1.2Cu-1.7Cr+3.3Ni+78N-3.5Si+3.0 ≤30
    식(2): 2.3≤ [Cr+1.5Si]/[Ni+0.31Mn+22C+1Cu+14.2N] ≤3.0
    식(3): 1.0≤ ((Cr+1.5Si+18)/(Ni+0.52Cu+30(C+N)+0.5Mn+36)+0.262)*161-161 ≤7.0
    (여기서, C, N, Si, Mn, Cr, Ni, Cu 는 각 원소의 함량(중량%)을 의미한다.)
  8. 제7항에 있어서,
    냉간 압연 시, 냉간 압하율은 50% 이상인 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 냉연 소둔은, 10초 내지 10분간 수행되는 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 열연 소둔은, 800 내지 1100℃에서 10초 내지 10분간 수행되는 강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
  11. 제7항에 있어서,
    열연 소둔 후, 오스테나이트상의 부피분율은 90%이상인 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 방법.
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