WO2024135988A1 - 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to austenitic stainless steel, and more specifically, to an austenitic stainless steel that secures excellent yield strength by refining the grain size by controlling the alloy composition and precipitation phase, and to a method of manufacturing the same.
  • Austenitic stainless steel has excellent formability, work hardening ability, and weldability and is used in a variety of applications such as transportation parts and construction parts.
  • the current situation is that the yield strength of 304-series stainless steel or 301-series stainless steel is at the level of 200 to 350 MPa, which limits its application to structures.
  • a general method is to go through a temper rolling process.
  • the temper rolling process may have the problem of increased cost and extremely low elongation of the material.
  • austenitic stainless steel with high yield strength is required by a method other than a temper rolling process.
  • Patent Document 0001 describes a method of manufacturing 300 series stainless steel with small bending even after half-etching by temper rolling a cold-rolled annealed material for a laser metal mask for photo-etching processing and then performing two SR (Stress Relief) heat treatments.
  • this published patent does not include technical details on structural parts with a thickness of 0.3 to 3.0 mm as a manufacturing technology for controlling etching properties and bending after etching.
  • Patent Document 0002 suggests heat treatment for a long period of time at 600-700°C for more than 48 hours to produce nuclear power components with an average grain size of 10 ⁇ m or less. In the case of this method, productivity is low to implement in an actual production line, and the manufacturing cost increases due to the long-term heat treatment method.
  • Patent Document 1 International Patent Publication No. 2016-043125 (Publication Date: 2016.03.24)
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2020-050940 (Publication Date: 2020.04.02)
  • the purpose of the present invention to solve the above-described problems is to provide an austenitic stainless steel with high yield strength suitable for application to structural members and a method of manufacturing the same.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention has C: 0.005 to 0.07%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.0 in weight percent. ⁇ 9.0%, Cr: 16.0 ⁇ 19.0%, Nb: 0.01 ⁇ 0.30%, N: 0.01 ⁇ 0.20%, including the remaining Fe and inevitable impurities, satisfies the following formula (1), (Cr,Fe)-Nb It contains -N series Z-phase precipitated phase, and the average grain size at the center of the thickness may be 2 ⁇ m or less. Equation (1): Nb * N ⁇ 0.015 (where Nb and N mean the weight percent of each element)
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may be an austenitic stainless steel in which the (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase is formed at a temperature of 1150°C or higher. Additionally, the diameter of the Z-phase precipitated phase may be 50 to 300 nm.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a pitting potential of 250 mV or more in a 3.5% NaCl solution at 30°C.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a thickness of 0.3 mm or more and less than 3.0 mm.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a yield strength of 930 MPa or more.
  • the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention has, by weight %, C: 0.005-0.07%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.1-2.0%, Ni: 6.0-9.0%, Cr: 16.0 ⁇ 19.0%, Nb: 0.01 ⁇ 0.30%, N: 0.01 ⁇ 0.20%, including the remaining Fe and inevitable impurities, satisfies the following formula (1), and (Cr,Fe)-Nb-N series Z-phase precipitation It may include a phase, and the average grain size at the center of the thickness may be 10 ⁇ m or less.
  • Equation (1) Nb * N ⁇ 0.015 (where Nb and N mean the weight percent of each element)
  • the (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase formation temperature may be 1150°C or higher.
  • the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention may have a thickness of 0.3 mm or more, and the diameter of the Z-phase precipitated phase may be 2 ⁇ m or less.
  • the austenitic stainless steel manufacturing method is, in weight %, C: 0.005 to 0.07%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.0 to 9.0%, Cr: Casting a slab containing 16.0 to 19.0%, Nb: 0.01 to 0.30%, N: 0.01 to 0.20%, the remaining Fe and inevitable impurities, and satisfying the following formula (1); hot rolling the slab; Hot rolling annealing step; cold rolling; and cold rolling annealing at 700 to 850°C, including a (Cr,Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase after the hot rolling annealing step and the cold rolling annealing step. It may be a stainless steel manufacturing method. Equation (1): Nb * N ⁇ 0.015 (where Nb and N mean the weight percent of each element)
  • the formation temperature of the (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase may be 1150°C or higher.
  • the average grain size at the center of the thickness may be 10 ⁇ m or less.
  • the thickness of the hot rolled annealed material may be 3.0 mm or more.
  • the average grain size at the center of the thickness may be 2 ⁇ m or less.
  • the thickness of the cold rolled annealed material may be 0.3 mm or more and less than 3.0 mm.
  • the method for manufacturing austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a pitting potential of 250 mV or more in a 3.5% NaCl solution at 30°C.
  • the austenitic stainless steel manufacturing method according to an example of the present invention may have a yield strength of 930 MPa or more.
  • a fine grain size can be obtained, and an austenitic stainless steel with high yield strength applicable to structural members and a method of manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 is a diagram showing precipitates of the hot-rolled annealed material of Invention Example 2.
  • Figure 2 is a diagram showing precipitates of the hot-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • Figure 3 is a diagram showing precipitates of the cold-rolled annealed material of Invention Example 2.
  • Figure 4 is a diagram showing precipitates of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • Figure 5 is a diagram showing the microstructure of the hot-rolled annealed material of Invention Example 2.
  • Figure 6 is a diagram showing the microstructure of the hot-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • Figure 7 is a diagram showing the microstructure of the cold-rolled annealed material of Invention Example 2.
  • Figure 8 is a diagram showing the microstructure of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention has, in weight percent, C: 0.005 to 0.07%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.0 to 9.0%, Cr: 16.0 to 16.0%. 19.0%, Nb: 0.01 ⁇ 0.30%, N: 0.01 ⁇ 0.20%, the remainder may contain Fe and inevitable impurities.
  • the content of C may be 0.005 to 0.07% by weight.
  • C is an austenite phase stabilizing element, and the more it is added, the more effective it is in stabilizing the austenite phase. Considering this, it is necessary to add more than 0.005% of C. However, if C contains more than 0.07%, Cr-carbide may be formed during low-temperature annealing, which may cause a problem of lowering grain boundary corrosion resistance. Considering this, the C content can be set to 0.005 to 0.07 weight%.
  • the content of Si may be 0.1 to 1.0% by weight.
  • Si is an ingredient added as a deoxidizer during the steelmaking stage.
  • Si When Si is added in a certain amount and goes through a bright annealing process, it has the effect of improving the corrosion resistance of steel by forming Si-Oxide in the passive film. Considering this, it is necessary to add more than 0.1% of Si. However, if Si is contained in excess of 1.0%, it may cause the problem of lowering the ductility of the steel. Considering this, the Si content can be set to 0.1 to 1.0% by weight.
  • the content of Mn may be 0.1 to 2.0% by weight.
  • Mn is an austenite phase stabilizing element, and the more Mn is added, the more effective it is in stabilizing the austenite phase. Considering this, it is necessary to add more than 0.1% of Mn. However, excessive addition of Mn may impair corrosion resistance, so it can be set to 2.0% or less. Considering this, the Mn content can be set to 0.1 to 2.0% by weight.
  • the content of Ni may be 6.0 to 9.0% by weight.
  • Ni is an austenite phase stabilizing element. The more Ni is added, the more the austenite phase is stabilized, and more than 6.0% can be added to soften the material. However, since adding excessive amounts of Ni causes the problem of increased costs, it can be added in amounts of 9.0% or less. Considering this, the Ni content can be set to 6.0 to 9.0% by weight.
  • the content of Cr may be 16.0 to 19.0% by weight.
  • Cr is an element that is essentially added to improve corrosion resistance. Considering this, it is necessary to add more than 16.0% of Cr. However, if the Cr content is excessive, the material may harden and problems may arise in suppressing strain-induced martensite during cold rolling, so the content may be set to 19.0% or less. Considering this, the Cr content can be set to 16.0 to 19.0% by weight.
  • the content of Nb may be 0.01 to 0.30% by weight.
  • Nb is essential to form the Z-phase precipitate phase corresponding to the (Cr,Fe)-Nb-N series. Forming a Z-phase precipitated phase by including Nb can suppress grain growth. Considering this, it is necessary to add more than 0.01% of Nb. However, if the content is excessive, defects such as nitrogen pores may occur during the playing process, so the content can be set to 0.30% or less. Considering this, the Nb content can be set to 0.01 to 0.30% by weight.
  • the content of N may be 0.01 to 0.20% by weight.
  • N is an austenite phase stabilizing element, and the more N is added, the more it can stabilize the austenite phase and improve strength. Additionally, N can form a Z-phase precipitation phase with Nb. Considering this, the N content can be set to 0.01% or more. However, if the content is excessive, it may cause problems of hardening and deterioration of hot workability, so the content can be set to 0.20% or less. Considering this, the N content can be set to 0.01 to 0.20% by weight.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may satisfy the following equation (1).
  • Equation (1) Nb * N ⁇ 0.015
  • Nb and N mean the weight percent of each element.
  • Nb * N corresponding to equation (1) is 0.015 or more. You can do this. If Nb * N is more than 0.015, the Z-phase generation temperature can be increased. By increasing the Z-phase formation temperature, it does not dissolve even at high hot-rolled annealing temperatures and cold-rolled annealing temperatures, so the Z-phase precipitated phase may exist in both hot-rolled and cold-rolled materials.
  • Nb * N may be 0.020 or more, more preferably 0.025 or more, and even more preferably 0.030 or more.
  • the remaining ingredient is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed, so this cannot be ruled out. Since these impurities are known to anyone skilled in the normal manufacturing process, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may include a (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase.
  • the growth of grains can be suppressed at high temperatures.
  • the Z-phase precipitated phase is created during heat treatment and does not dissolve even after going through the hot-rolling annealing and cold-rolling annealing stages, thereby preventing grain coarsening.
  • precipitated phases such as chromium carbide (Cr-carbide), chromium nitride (Cr-nitride), etc. are not formed before heat treatment.
  • precipitated phases such as Cr-carbide and Cr-nitride are dissolved and solidified into the matrix. Therefore, unlike the Z-phase precipitated phase, it may be difficult to obtain the effect of suppressing grain growth by precipitating during heat treatment.
  • the type of precipitation phase of austenitic stainless steel according to an example of the present invention was observed using a TEM (Transmission Electron Microscope) Replica method at the center of the thickness of austenitic stainless steel.
  • the thickness center of austenitic stainless steel according to an example of the present invention means 1/4t to 3/4t when the thickness of austenitic stainless steel is t.
  • the formation temperature of the (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase of the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may be 1150°C or higher, and the diameter of the precipitated phase may be 50 to 300 nm.
  • the formation temperature of the precipitated phase of austenitic stainless steel according to an example of the present invention refers to the formation temperature of the Z-phase, which is a (Cr, Fe)-Nb-N series precipitated phase, calculated in the ThermoCalc precipitated phase analysis program.
  • the diameter of the precipitated phase of the austenitic stainless steel according to an example of the present invention was measured by observing the center of the thickness of the austenitic stainless steel using a TEM (Transmission Electron Microscope) Replica method.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a thickness of 0.3 mm or more and less than 3.0 mm, preferably 0.3 mm or more and 2.5 mm or less, and more preferably 0.4 to 2.0 mm.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention can be applied to structural purposes such as automobile exterior panels and building parts.
  • the material thickness range may be 0.3 mm or more and less than 3.0 mm, preferably 0.3 mm or more and 2.5 mm or less, and more preferably 0.4 to 2.0 mm.
  • excellent yield strength can be obtained even when the thickness of the austenitic stainless steel is 0.3 mm or more and less than 3.0 mm.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have an average grain size at the center of the thickness of 2 ⁇ m or less.
  • the austenite phase was transformed into the martensite phase through cold rolling, and ultra-fine grains were realized through low-temperature annealing.
  • the present invention can provide austenitic stainless steel that obtains excellent yield strength by controlling the alloy composition and precipitation phase and ensuring a fine grain size.
  • Fine grain size may mean, for example, that the average grain size is 3 ⁇ m or less, and more specifically, may be 2 ⁇ m or less.
  • the thickness center of austenitic stainless steel according to an example of the present invention means 1/4t to 3/4t when the thickness of austenitic stainless steel is t.
  • the thickness center average means the average value of the values measured at three arbitrary locations in the 1/4t to 3/4t area. The grain size was observed and measured at three random locations in the center of the thickness using a TEM (Transmission Electron Microscope) thin foil method.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a pitting potential of 250 mV or more in a 3.5% NaCl solution at 30°C.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may have a yield strength of 930 MPa or more. It is possible to provide austenitic stainless steel that can be used as structural parts such as automobile exterior panels and building parts by securing a high yield strength of 930 MPa or more.
  • the austenitic stainless steel according to an example of the present invention may correspond to a cold-rolled annealed material.
  • the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention has, in weight percent, C: 0.005-0.07%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.1-2.0%, Ni: 6.0-9.0%, Cr: 16.0 ⁇ 19.0%, Nb: 0.01 ⁇ 0.30%, N: 0.01 ⁇ 0.20%, the remainder may contain Fe and inevitable impurities.
  • austenitic stainless steel hot-rolled annealed material may satisfy the following equation (1).
  • Equation (1) Nb * N ⁇ 0.015
  • Nb and N mean the weight percent of each element.
  • the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention may include a (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase.
  • the formation temperature of the (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase of the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention may be 1150°C or higher, and the diameter of the precipitated phase may be 0.2 ⁇ m or less.
  • the Z-phase precipitated phase can exist without dissolving even in the hot-rolled annealing stage. .
  • the method of measuring the type of precipitated phase, the formation temperature of the precipitated phase, and the diameter of the precipitated phase of the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention are as described in the austenitic stainless steel according to an example of the present invention. .
  • the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention may have a thickness of 3.0 mm or more.
  • the austenitic stainless steel manufactured from the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention can be applied to structural purposes such as automobile exterior panels and building parts.
  • the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention may have an average grain size at the center of the thickness of 10 ⁇ m or less.
  • having a fine grain size may mean, for example, that the average grain size is 10 ⁇ m or less.
  • the thickness center of the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material means 1/4t to 3/4t when the thickness of the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material is t.
  • the thickness center average means the average value of the values measured at three arbitrary locations in the 1/4t to 3/4t area. The grain size was observed and measured at three random locations in the center of the thickness using an OM (Optical Microscope) method.
  • the austenitic stainless steel manufacturing method is, in weight %, C: 0.005 to 0.07%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.0 to 9.0%, Cr: Casting a slab containing 16.0 to 19.0%, Nb: 0.01 to 0.30%, N: 0.01 to 0.20%, the remaining Fe and inevitable impurities, and satisfying the following formula (1); hot rolling the slab; Hot rolling annealing step; cold rolling; and cold rolling annealing at 700 to 850°C. It may be a method of manufacturing austenitic stainless steel.
  • Equation (1) Nb * N ⁇ 0.015 where Nb and N mean the weight percent of each element.
  • the hot-rolled annealing material after the hot-rolling annealing step may include a (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase
  • the cold-rolling annealing step may be followed by cold-rolling annealing.
  • the ash may contain a (Cr,Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase.
  • Austenitic stainless steel corresponding to the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material and cold-rolled annealed material according to an example of the present invention may include a (Cr, Fe)-Nb-N series Z-phase precipitated phase.
  • the formation temperature of Z-phase, a (Cr,Fe)-Nb-N series precipitation phase calculated in the ThermoCalc precipitation phase analysis program may be 1150°C or higher.
  • the hot rolling annealing step may be performed at 1000 to 1150°C. Recrystallization occurs only when the hot rolling annealing temperature is 1000 to 1150°C. This can be considered a normal hot rolling annealing temperature.
  • Z-phase a (Cr,Fe)-Nb-N series precipitation phase
  • the Z-phase is created before the hot rolling annealing step. Therefore, by controlling the formation temperature of the Z-phase, which is a (Cr, Fe)-Nb-N series precipitated phase, to 1150°C or higher, the Z-phase is created before the hot rolling annealing step, and the Z-phase is not dissolved and remains in the hot rolling annealing step. You can.
  • the Z-phase By controlling the Z-phase to exist in the hot-rolled annealed material, coarsening of grains can be prevented in the subsequent step.
  • the cold rolling step may have a reduction ratio of 40% or more. If the cold rolling reduction ratio is more than 40%, TRIP transformation can be induced.
  • the reduction rate may be 40% or more, and more specifically, may be 50% or more.
  • the hot rolled annealed material after the hot rolling annealing step, may have a thickness of 3.0 mm or more, and after the cold rolling annealing step, the cold rolled annealed material may have a thickness of 0.3 mm or more. It may be less than mm.
  • the cold rolling annealing step may be performed at 700 to 850°C. If the cold rolling annealing temperature is above 700°C, new reverted austenite nucleation may occur. When the cold rolling annealing temperature is 850°C or higher, it is advantageous to refine the grains. Considering this, in the present invention, the cold rolling annealing temperature can be controlled to 700 to 850°C.
  • austenitic stainless steel which corresponds to cold-rolled annealed materials after the cold-rolled annealing step, includes Z-phase, which is a (Cr, Fe)-Nb-N series precipitated phase, to ensure a fine grain size.
  • the average grain size at the center of the thickness of the hot rolled annealed material may be 10 ⁇ m or less.
  • the average grain size at the center of the thickness of the stainless steel corresponding to the cold rolled annealed material may be 2 ⁇ m or less.
  • the meaning of the thickness center and the thickness center is as described in the austenitic stainless steel according to an example of the present invention and the austenitic stainless steel hot-rolled annealed material according to an example of the present invention.
  • austenitic stainless steel with excellent yield strength can be obtained with finely secured grains.
  • Austenitic stainless steel manufactured by the austenitic stainless steel manufacturing method according to an example of the present invention may have a pitting potential of 250 mV or more in a 3.5% NaCl solution at 30°C. Additionally, the yield strength may be 930 MPa or more. It is possible to obtain austenitic stainless steel with high yield strength while ensuring corrosion resistance.
  • Table 1 below shows the alloy composition and type of precipitated phase of the invention examples and comparative examples.
  • a slab having an alloy composition according to Table 1 below was hot rolled and then hot rolled and annealed at 1050°C, and then the type of precipitated phase of the hot rolled annealed material was observed.
  • the type of precipitated phase of the cold rolled annealed material with a thickness of 0.8 mm was observed after cold rolling at a reduction ratio of 40% and cold rolling annealing at 800°C.
  • FIG. 1 is a diagram showing precipitates of the hot-rolled annealed material of Inventive Example 2
  • FIG. 2 is a diagram showing precipitates of the hot-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • FIG. 3 is a diagram showing precipitates of the cold-rolled annealed material of Invention Example 2
  • FIG. 4 is a diagram showing precipitates of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • the type and size of the precipitated phase were observed at the center of the thickness of the hot-rolled annealed material and the cold-rolled annealed material using the TEM replica method.
  • the alloy compositions of Invention Examples 1 to 4 satisfy the scope of the present invention.
  • the Nb * N content corresponds to 0.015 or more.
  • the type of precipitate phase observed not only in the cold-rolled annealed material but also in the hot-rolled annealed material includes the Z-phase.
  • Figure 1 is a diagram showing the precipitates of the hot-rolled annealed material of Invention Example 2
  • FIG. 3 is a diagram showing precipitates of the cold-rolled annealed material of Invention Example 2.
  • the precipitate of Invention Example 2 and the types of elements contained in the precipitate can be confirmed.
  • the precipitates of the hot-rolled annealed material and the cold-rolled annealed material of Inventive Example 2 correspond to precipitates composed of Cr, Fe, N, and Nb.
  • the precipitates of the hot-rolled annealed material and the cold-rolled annealed material of Invention Example 2 are Z-phase precipitate phases.
  • Comparative Example 1 does not contain Nb at all. Since the Z-phase corresponds to the (Cr, Fe)-Nb-N series, it can be confirmed that Comparative Example 1, which does not contain Nb at all, did not form a Z-phase at all in both the cold-rolled annealed material and the hot-rolled annealed material.
  • FIG. 2 is a diagram showing precipitates of the hot-rolled annealed material of Comparative Example 1
  • FIG. 4 is a diagram showing precipitates of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • Comparative Example 1 corresponds to a precipitate composed of Cr, Fe, and N.
  • the precipitate of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1 is a Cr-nitride precipitate phase.
  • the alloy composition satisfies the range of the present invention, but the value of Nb * N is less than 0.015. Therefore, since the formation temperature of the Z-phase precipitated phase cannot be secured, the Z-phase precipitated phase cannot be observed in the cold-rolled annealed material as well as the hot-rolled annealed material.
  • the diameter of the precipitates in the hot-rolled annealed material of Inventive Example 2 according to an example of the present invention is much smaller than that of Comparative Example 1. Additionally, in Inventive Example 2, Cr, Fe, Nb, and N were observed, confirming that a Z-phase precipitated phase was obtained in the hot-rolled annealed material. Since Comparative Example 1 does not contain Nb, it can be confirmed that no precipitation phase was observed in the hot-rolled annealed material.
  • Table 2 shows the Z-phase formation temperature, average grain size, pitting dislocation, and yield strength of the cold-rolled annealed material of the invention examples and comparative examples.
  • the Z-phase formation temperature refers to the formation temperature of the Z-phase, a (Cr,Fe)-Nb-N series precipitation phase, calculated in the ThermoCalc precipitation phase analysis program.
  • the average grain size of cold rolled annealed material refers to the average value of the values observed and measured at three random locations in the center of the thickness using the TEM (Transmission Electron Microscope) thin foil method. Thickness center means 1/4t to 3/4t when the thickness of the cold rolled annealed material is t.
  • Pitting Potential refers to the value measured with a 3.5% NaCl solution at 30°C.
  • Yield strength refers to the yield strength obtained after performing a tensile test on a JIS13B tensile test specimen at room temperature with a crosshead in the range of 10 mm/min to 20 mm/min.
  • Figure 5 is a diagram showing the microstructure of the hot-rolled annealed material of Inventive Example 2
  • Figure 6 is a diagram showing the microstructure of the hot-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • Figure 7 is a diagram showing the microstructure of the cold-rolled annealed material of Inventive Example 2
  • Figure 8 is a diagram showing the microstructure of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1.
  • the microstructure of the hot-rolled annealed material was observed using an OM (Optical Microscope) method, and the microstructure of the cold-rolled annealed material was observed using a TEM (Transmission Electron Microscope) thin foil.
  • OM Optical Microscope
  • Invention Examples 1 to 4 correspond to a Z-phase generation temperature of 1150°C or higher. Through this, if the alloy composition and the value of equation (1) are satisfied, the Z-phase precipitated phase can be observed not only in the cold-rolled annealed material but also in the hot-rolled annealed material. This corresponds to a Z-phase formation temperature of 1150°C or higher, so even after hot-rolled annealing, Z-phase precipitation phase can be observed. It can be confirmed that this is because the -phase precipitated phase remains without melting.
  • Inventive Examples 1 to 4 satisfy the average grain size of the cold rolled annealed material of 2 ⁇ m or less.
  • the formal potential is more than 250mV and the yield strength is more than 930MPa. It is possible to provide an austenitic stainless steel that is capable of achieving high yield strength and has excellent corrosion resistance.
  • the Z-phase cannot be generated at all, so the generation temperature is Measuring it is meaningless. It can be seen that the average grain size of the cold-rolled annealed material of Comparative Example 1 was very coarse at 6.7 ⁇ m, and the yield strength was 545 MPa, indicating that high yield strength was not secured.
  • the Z-phase precipitated phase formation temperature was 1150°C or lower. Therefore, since all the precipitated phases were melted before the hot-rolled annealing step, no precipitated phases of the hot-rolled annealed material were observed as seen in Table 1. In addition, even after cold rolling annealing, the already melted Z-phase precipitated phase could not be observed.
  • Comparative Examples 2 to 4 it can be confirmed that Cr carbide and/or Cr nitride precipitated phases were obtained. Cr carbide and/or Cr nitride precipitate phase is not a precipitate phase capable of refining crystal grains. Therefore, it can be confirmed that Comparative Examples 2 to 4 have a coarse average grain size of 3.2 ⁇ m or more, and in addition, it can be confirmed that the yield strength is inferior to only 672 MPa or less.

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Abstract

본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 식(1): Nb * N ≥ 0.015 을 만족하고, (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다) (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하고, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하인, 오스테나이트계 스테인리스강.

Description

오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 오스테나이트계 스테인리스강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금조성 및 석출상을 제어함으로써 결정립 크기를 미세하게 하여 우수한 항복강도를 확보한 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
오스테나이트계 스테인리스강은 우수한 성형성, 가공경화능, 용접성으로 운송용 부품 및 건축용 부품 등 다양한 용도로 적용이 되고 있다. 하지만, 304계 스테인리스강이나 301계 스테인리스강의 항복강도가 200 ~ 350MPa 수준으로 구조물 적용에 한계가 있는 것이 현 실정이다. 이러한 범용 300계 스테인리스강에서 보다 높은 항복강도를 얻기 위해서는 조질압연 공정을 거치는 것이 일반적인 방법이다. 그러나, 조질 압연 공정은 비용상승 문제와 함께 소재의 연신율이 극도로 열위되는 문제를 가질 수 있다.
따라서, 조질압연 공정을 거치는 것이 아닌 방법으로, 높은 항복강도를 갖는 오스테나이트계 스테인리스강이 요구된다.
특허문헌 0001은, 포토에칭 가공을 위한 레이저 메탈마스크용으로 냉연소둔재를 조질압연을 행한 후에 2회 SR(Stress Relief)열처리에 의해 Half-에칭후에도 반곡이 작은 300계 스테인리스강 제조방법을 기술하고 있다. 하지만, 본 공개특허의 경우, 에칭성과 에칭후 반곡을 제어하기 위한 제조기술로 0.3~3.0mm 두께를 가지는 구조용 부품에 대한 기술적 내용을 포함하고 있지 않다.
특허문헌 0002는, 원자력용 부품용으로 평균 결정립 크기를 10㎛이하로 제조하기 위하여 600~700℃ 범위에서 48시간 이상 장시간 열처리를 행하는 내용을 제시하였다. 본 방법의 경우, 실제 생산라인에서 구현하기에는 생산성이 떨어지며, 장시간 열처리방법으로 제조비용이 상승되는 문제점을 가진다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 국제특허공개공보2016-043125호 (공개일: 2016.03.24)
(특허문헌 2) 일본공개특허공보 특개2020-050940호 (공개일: 2020.04.02)
상술한 문제를 해결하기 위한 본 발명의 목적은, 구조용 부재에 적용하기에 적합한 고항복강도를 갖는 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않는 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자가 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로 C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1)을 만족하고, (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하고, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하일 수 있다. 식(1): Nb * N ≥ 0.015 (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다)
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도가 1150℃ 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강일 수 있다. 또한, Z-phase 석출상의 직경이 50 ~ 300 nm일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 30℃, 3.5% NaCl 용액에 의한 공식전위가 250mV 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 두께가 0.3mm 이상 3.0mm 미만일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 항복강도가 930MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1)을 만족하고, (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하고, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
식(1): Nb * N ≥ 0.015 (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다)
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, 상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도가 1150℃ 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는 두께가 0.3mm 이상일 수 있고, Z-phase 석출상의 직경이 2㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1)을 만족하는 슬라브를 주조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하는 단계; 열연 소둔하는 단계; 냉간 압연하는 단계; 및 700 ~ 850℃에서 냉연 소둔하는 단계;를 포함하고, 상기 열연 소둔하는 단계 후 및 상기 냉연 소둔하는 단계 후 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하는, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법일 수 있다. 식(1): Nb * N ≥ 0.015 (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다)
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도가 1150℃ 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 상기 열연 소둔하는 단계 후, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 상기 열연 소둔하는 단계 후, 열연 소둔재의 두께가 3.0mm 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 상기 냉연 소둔하는 단계 후, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 상기 냉연 소둔하는 단계 후, 냉연 소둔재의 두께가 0.3mm 이상 3.0mm 미만일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 30℃, 3.5% NaCl 용액에 의한 공식전위가 250mV 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 항복강도가 930MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면 합금조성 및 석출상을 제어함으로써, 결정립 크기를 미세하게 얻어, 구조용 부재에 적용 가능한 고항복강도를 갖는 오스테나이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 발명예 2 열연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다.
도 2는 비교예 1 열연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다.
도 3은 발명예 2 냉연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다.
도 4는 비교예 1 냉연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다.
도 5는 발명예 2 열연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이다.
도 6은 비교예 1 열연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이다.
도 7은 발명예 2 냉연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이다.
도 8은 비교예 1 냉연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
이하 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강에 대하여 서술한다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
각 합금원소의 성분범위를 한정한 이유를 이하에서 서술한다.
C의 함량은 0.005 내지 0.07중량% 일 수 있다.
C는 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상을 안정화시키는 효과가 있다. 이를 고려하여 C의 함량은 0.005% 이상 첨가할 필요가 있다. 다만, C는 0.07% 이상 함유하면 저온소둔시 Cr-carbide를 형성하여 입계 내식성을 저하시키는 문제를 야기할 수 있다. 이를 고려하여 C의 함량은 0.005 내지 0.07 중량%로 할 수 있다.
Si의 함량은 0.1 내지 1.0중량% 일 수 있다.
Si은 제강단계에서 탈산제로 첨가되는 성분이다. Si는 일정량을 첨가시에 광휘소둔(Bright Annealing) 공정을 거치는 경우 부동태 피막에 Si-Oxide를 형성하여 강의 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 이를 고려하여 Si의 함량은 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 다만, Si는 1.0% 초과로 함유하면 강의 연성을 저하시키는 문제를 야기할 수 있다. 이를 고려하여 Si의 함량은 0.1 내지 1.0중량%로 할 수 있다.
Mn의 함량은 0.1 내지 2.0중량%일 수 있다.
Mn은 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상을 안정화시키는 효과가 있다. 이를 고려하여 Mn의 함량은 0.1% 이상 첨가할 필요가 있다. 다만, Mn을 과량 첨가하면 내식성을 저해할 수 있으므로 2.0% 이하로 할 수 있다. 이를 고려하여 Mn의 함량은 0.1 내지 2.0중량%로 할 수 있다.
Ni의 함량은 6.0 내지 9.0중량%일 수 있다.
Ni은 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상이 안정화되어 소재를 연질화를 위하여 6.0% 이상 첨가할 수 있다. 다만, Ni을 과량 첨가하는 것은 비용 상승의 문제를 야기하므로, 9.0% 이하 첨가할 수 있다. 이를 고려하여 Ni의 함량은 6.0 내지 9.0중량%로 할 수 있다.
Cr의 함량은 16.0 내지 19.0중량%일 수 있다.
Cr은 내식성 향상을 위하여 필수적으로 첨가되는 원소이다. 이를 고려하여 Cr의 함량은 16.0% 이상 첨가할 필요가 있다. 다만, Cr의 함량이 과다하면, 소재를 경질화할 수 있고, 냉간 압연시 변형유기 마르텐사이트를 억제하는 문제가 발생할 수 있으므로 함량을 19.0% 이하로 할 수 있다. 이를 고려하여 Cr의 함량은 16.0 내지 19.0중량%로 할 수 있다.
Nb의 함량은 0.01 내지 0.30중량%일 수 있다.
Nb는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열에 해당하는 Z-phase 석출상을 형성하기 위하여 필수적으로 필요하다. Nb를 포함함으로써 Z-phase 석출상을 형성하면 결정립 성장을 억제할 수 있다. 이를 고려하여 Nb의 함량은 0.01% 이상 첨가할 필요가 있다. 다만, 그 함량이 과다하면 연주 공정 시 질소 pore이 형성 되는 등의 결함이 발생할 수 있으므로 함량을 0.30% 이하로 할 수 있다. 이를 고려하여 Nb의 함량은 0.01 내지 0.30중량%로 할 수 있다.
N의 함량은 0.01 내지 0.20중량%일 수 있다.
N은 오스테나이트상 안정화 원소로서 많이 첨가할수록 오스테나이트상을 안정화시킬 수 있고 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, N은 Nb와 함께 Z-phase 석출상을 형성할 수 있다. 이를 고려하여 N의 함량은 0.01%이상으로 할 수 있다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 경질화 및 열간 가공성 저하의 문제를 야기할 수 있으므로 그 함량을 0.20%이하로 할 수 있다. 이를 고려하여 N의 함량은 0.01 내지 0.20중량%로 할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 하기 식(1)을 만족할 수 있다.
식(1): Nb * N ≥ 0.015
여기서 Nb와 N은 각 원소의 중량%를 의미한다. 상기 Nb 및 N의 원소를 포함하는 이유에서 살펴본 바와 같이, (Cr,Fe)-Nb-N 계열에 해당하는 Z-phase 석출상을 형성하기 위하여 식(1)에 해당하는 Nb * N 을 0.015 이상으로 할 수 있다. Nb * N이 0.015 이상인 경우, Z-phase 생성온도를 상승시킬 수 있다. Z-phase 생성온도를 상승시켜, 높은 열연 소둔 온도 및 냉연 소둔 온도에서도 용해되지 않아 열연 소재 및 냉연 소재 모두에서 Z-phase 석출상이 존재할 수 있다. 바람직하게는 Nb * N이 0.020 이상, 더욱 바람직하게는 0.025 이상, 더욱 더 바람직하게는 0.030 이상일 수 있다.
나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함할 수 있다.
Z-phase 석출상이 존재하게 되면, 고온에서 결정립이 성장하는 것을 억제할 수 있다. Z-phase 석출상이 열처리 동안 생성되고, 열연 소둔 및 냉연 소둔의 단계를 거치면서도 용해되지 않아 결정립이 조대화 되는 것을 방지할 수 있다. 이와 달리, 크롬탄화물(Cr-carbide), 크롬질화물(Cr-nitride) 등과 같은 석출상들은 열처리 전에 형성되지 않는다. 통상의 열연 소둔 온도에서 Cr-carbide, Cr-nitride등과 같은 석출상들은 용해되어 matrix내로 고용된다. 따라서, Z-phase 석출상과 달리 열처리 동안 석출되어 결정립 성장을 억제할 수 있는 효과를 얻기 어려울 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 석출상의 종류는, 오스테나이트계 스테인리스강의 두께 중심부에 대하여 TEM(Transmission Electron Microscope) Replica 방식으로 관찰하였다. 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 두께 중심부란, 오스테나이트계 스테인리스강의 두께를 t라고 할 때, 1/4t 내지 3/4t를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도는 1150℃ 이상일 수 있고, 석출상의 직경이 50 ~ 300 nm일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 석출상의 생성온도는, ThermoCalc 석출상 해석프로그램에서 계산되는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 석출상인 Z-phase의 생성온도를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 석출상의 직경은, 오스테나이트계 스테인리스강의 두께 중심부에 대하여 TEM(Transmission Electron Microscope) Replica 방식으로 관찰하여 측정하였다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 두께가 0.3mm 이상 3.0mm 미만, 바람직하게는 0.3mm 이상 2.5mm 이하, 더욱 바람직하게는 0.4 내지 2.0mm일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 자동차외판용, 건축용부품용 등 구조용으로 적용 가능할 수 있다. 구조용 부품의 경우, 소재 두께 범위가 0.3mm 이상 3.0mm 미만, 바람직하게는 0.3mm 이상 2.5mm 이하, 더욱 바람직하게는 0.4 내지 2.0mm에 적용되는 것일 수 있다. 본 발명의 경우 오스테나이트계 스테인리스강의 두께가 0.3mm 이상 3.0mm 미만인 경우에도 우수한 항복강도를 얻을 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하일 수 있다.
종래에는 우수한 항복강도를 확보하기 위하여 냉간압연을 통하여 오스테나이트상을 마르텐사이트상으로 변태시키고, 저온소둔을 통해 초세립을 구현하곤 했다. 본 발명에서는 합금조성 및 석출상을 제어하여 결정립 크기를 미세하게 확보함으로써 우수한 항복강도를 얻는 오스테나이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다. 결정립 크기가 미세하다는 것은 예를 들어 평균 결정립 크기가 3㎛ 이하임을 의미할 수 있고, 보다 더 구체적으로는 2㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 두께 중심부란, 오스테나이트계 스테인리스강의 두께를 t라고 할 때, 1/4t 내지 3/4t를 의미한다. 또한, 두께 중심부 평균이란, 1/4t 내지 3/4t 영역에서 임의의 3개소를 측정한 값의 평균값을 의미한다. 결정립 크기는 두께 중심부의 임의의 3개소를 TEM(Transmission Electron Microscope) thin foil 방식으로 관찰 및 측정하였다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 30℃, 3.5% NaCl 용액에 의한 공식전위가 250mV 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은, 항복강도가 930MPa 이상일 수 있다. 930MPa 이상의 고항복강도를 확보하여 자동차 외판용, 건축 부품용 등의 구조용 부품으로 사용할 수 있는 오스테나이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 냉연 소둔재에 해당할 수 있다.
이하 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재에 대하여 서술한다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, 중량%로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, 하기 식(1)을 만족할 수 있다.
식(1): Nb * N ≥ 0.015
여기서 Nb와 N은 각 원소의 중량%를 의미한다.
각 합금원소의 성분범위 및 식(1)을 한정한 이유는 상기 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강에서 서술한 바와 같다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함할 수 있다.
(Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상에 대한 설명은 상기 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강에서 서술한 바와 같다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재의 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도는 1150℃ 이상일 수 있고, 석출상의 직경이 0.2 ㎛ 이하일 수 있다.
열연 소둔재의 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도를 오스테나이트계 스테인리스강과 같이 1150℃ 이상으로 제어함으로써, 열연 소둔 단계에서도 Z-phase 석출상이 용해되지 않고 존재할 수 있다. 이를 제어함으로써 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재에서도 Z-phase 석출상이 존재하도록 제어할 수 있고, 이를 통해 소둔 단계에서 결정립이 조대화 되는 것을 방지할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재의 석출상의 종류, 석출상의 생성온도 및 석출상의 직경의 측정방법은, 상기 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강에서 서술한 바와 같다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, 두께가 3.0mm 이상일 수 있다. 열연 소둔재의 두께를 3.0mm 이상으로 제어함으로써 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재로 제조되는 오스테나이트계 스테인리스강을 자동차외판용, 건축 부품용 등 구조용으로 적용할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재는, 두께 중심부 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
열연 소둔재에서 결정립 크기가 미세하다는 것은 예를 들어 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하임을 의미할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재의 두께 중심부란, 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재의 두께를 t라고 할 때, 1/4t 내지 3/4t를 의미한다. 또한, 두께 중심부 평균이란, 1/4t 내지 3/4t 영역에서 임의의 3개소를 측정한 값의 평균값을 의미한다. 결정립 크기는 두께 중심부의 임의의 3개소를 OM(Optical Microscope) 방식으로 관찰 및 측정하였다.
이하 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에 대하여 서술한다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법은, 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1)을 만족하는 슬라브를 주조하는 단계; 슬라브를 열간 압연하는 단계; 열연 소둔하는 단계; 냉간 압연하는 단계; 및 700 ~ 850℃에서 냉연 소둔하는 단계;를 포함하는. 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법일 수 있다.
식(1): Nb * N ≥ 0.015 여기서 Nb와 N은 각 원소의 중량%를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서, 열연 소둔 단계 후 열연 소둔재는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함할 수 있고, 냉연 소둔 단계 후 냉연 소둔재는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함할 수 있다.
각 합금원소의 성분범위 및 식(1)을 한정한 이유는 상기 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강에서 서술한 바와 같다. 이하에서는 제조방법과 Z-phase 석출상에 대하여 보다 구체적으로 살펴본다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재 및 냉연 소둔재에 해당하는 오스테나이트계 스테인리스강은 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함할 수 있다. 이때 ThermoCalc 석출상 해석프로그램에서 계산되는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 석출상인 Z-phase의 생성온도가 1150℃ 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서 열연 소둔하는 단계는 1000 내지 1150℃로 수행하는 단계일 수 있다. 열연 소둔 온도를 1000 내지 1150℃로 하여야 재결정이 발생한다. 이는 통상의 열연 소둔 온도로 고려될 수 있다.
(Cr,Fe)-Nb-N 계열 석출상인 Z-phase은 열연 소둔 단계 이전에 생성된다. 따라서, (Cr,Fe)-Nb-N 계열 석출상인 Z-phase의 생성온도를 1150℃ 이상으로 제어함으로써 열연 소둔 단계 이전에 Z-phase가 생성되고, 열연 소둔 단계에서 용해되지 않고 잔존하여 남아있을 수 있다. Z-phase가 열연 소둔재에 존재하도록 제어함으로써, 후속 단계에서 결정립이 조대화 되는 것을 방지할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서 냉간 압연하는 단계는 압하율이 40%이상일 수 있다. 냉간 압연 압하율이 40%이상인 경우, TRIP변태를 유도할 수 있다. 압하율은 40%이상일 수 있고, 보다 구체적으로는 50%이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서, 상기 열연 소둔하는 단계 후, 열연 소둔재는 두께가 3.0mm 이상일 수 있고, 상기 냉연 소둔하는 단계 후, 냉연 소둔재는 두께가 0.3mm 이상 3.0mm 미만일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서 냉연 소둔하는 단계는 700 내지 850℃로 수행하는 단계일 수 있다. 냉연 소둔 온도가 700℃ 이상인 경우, 새로운 reverted 오스테나이트 핵생성이 발생할 수 있다. 냉연 소둔 온도가 850℃ 이상인 경우, 결정립을 미세화하기 유리하다. 이를 고려하여 본 발명에서 냉연소둔 온도는 700 내지 850℃로 제어할 수 있다.
열연 소둔재와 마찬가지로 냉연 소둔 단계 후 냉연 소둔재에 해당하는 오스테나이트계 스테인리스강은 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 석출상인 Z-phase을 포함함으로써 결정립 크기를 미세하게 확보할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서, 상기 열연 소둔하는 단계 후, 열연 소둔재의 두께 중심부 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법에서, 상기 냉연 소둔하는 단계 후, 냉연 소둔재에 해당하는 스테인리스강의 두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하일 수 있다.
두께 중심부 및 두께 중심부의 의미는 상기 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 상기 본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재에서 서술한 바와 같다.
또한, 미세하게 확보된 결정립으로 우수한 항복강도를 확보한 오스테나이트계 스테인리스강을 얻을 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법으로 제조되는 오스테나이트계 스테인리스강은, 30℃, 3.5% NaCl 용액에 의한 공식전위가 250mV 이상일 수 있다. 또한, 항복강도가 930MPa 이상일 수 있다. 내식성을 확보하면서도, 고항복강도를 확보한 오스테나이트계 스테인리스강을 얻을 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예 및 도면을 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예 및 도면의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
하기 표 1은 발명예 및 비교예의 합금조성, 석출상의 종류를 나타낸다.
하기 표 1에 따른 합금조성을 갖는 슬라브를 열간압연 한 후 1050℃에서 열연 소둔 한 후 열연 소둔재의 석출상 종류를 관찰하였다.
또한, 압하율 40%으로 냉간 압연하고, 800℃에서 냉연 소둔한 후 두께 0.8 mm의 냉연 소둔재의 석출상 종류를 관찰하였다.
도 1 은 발명예 2 열연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이고, 도 2는 비교예 1 열연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다. 도 3은 발명예 2 냉연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이고, 도 4는 비교예 1 냉연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다.
석출상의 종류 및 크기는 열연 소둔재 및 냉연 소둔재의 두께 중심부에 대하여 TEM Replica 방식으로 관찰하였다.
구분 C Si Mn Cr Ni N Nb 식(1) 석출상의 종류
열연 소둔재 냉연 소둔재
발명예 1 0.03 0.53 1.24 17.5 6.7 0.17 0.21 0.0357 Z-phase Z-phase 및 Cr nitride
발명예 2 0.04 0.53 1.24 17.5 6.8 0.17 0.25 0.0425 Z-phase Z-phase 및 Cr nitride
발명예 3 0.03 0.30 0.46 17.3 7.2 0.15 0.26 0.0390 Z-phase Z-phase 및 Cr nitride
발명예 4 0.05 0.30 1.21 18.1 8.1 0.15 0.28 0.0420 Z-phase Z-phase 및 Cr nitride
비교예 1 0.04 0.53 1.24 17.5 6.7 0.10 0 0 없음 Cr nitride
비교예 2 0.03 0.30 0.46 17.3 6.8 0.15 0.01 0.0015 없음 Cr nitride
비교예 3 0.03 0.32 1.79 18.2 8.2 0.17 0.01 0.0017 없음 Cr nitride
비교예 4 0.04 0.45 0.51 18.1 8.1 0.04 0.02 0.0008 없음 Cr carbide 및 Cr nitride
발명예 1 내지 발명예 4의 합금조성은 본 발명의 범위를 만족한다. 특히 Nb * N의 함량이 0.015 이상에 해당한다. 발명예 1 내지 발명예 4는 냉연 소둔재는 물론 열연 소둔재에서도 관찰되는 석출상의 종류가 Z-phase를 포함하는 것을 확인할 수 있다.도 1은 발명예 2 열연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이고, 도 3은 발명예 2 냉연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다. 도 1 및 도 3을 통해 발명예 2의 석출물과 석출물에 포함되는 원소의 종류를 확인할 수 있다. 발명예 2의 열연 소둔재 및 냉연 소둔재의 석출물은 Cr, Fe, N, Nb로 이루어진 석출물에 해당하는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해 발명예 2 열연 소둔재 및 냉연 소둔재의 석출물은 Z-phase 석출상임을 확인할 수 있다.
이와 달리, 비교예 1은 Nb를 전혀 포함하지 않는다. Z-phase는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열에 해당하므로, Nb를 전혀 포함하지 않는 비교예 1은 냉연 소둔재는 물론 열연 소둔재에서도 Z-phase를 전혀 형성하지 못한 것을 확인할 수 있다.
도 2는 비교예 1 열연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이고, 도 4는 비교예 1 냉연 소둔재의 석출물을 나타내는 도면이다.
도 2를 보면, 석출상이 형성되지 않은 것을 확인 할 수 있다. 또한, 석출상이 형성되지 않으므로 석출물을 이루고 있는 원소를 확인 할 수 없다. 이를 통해 Nb를 포함하지 않는 경우, Z-phase 석출상을 얻지 못함은 물론, Cr-carbide 및 Cr-nitride 와 같은 석출물들은 열연 소둔 전에 용해되어 석출물로 형성되지 못한 것을 확인할 수 있다.
도 4를 보면, 비교예 1 냉연 소둔재의 석출물과 석출물에 포함되는 원소의 종류를 확인할 수 있다. 비교예 1은 Cr, Fe, N로 이루어진 석출물에 해당하는 것을 확인할 수 있다. 이를 통해 비교예 1 냉연 소둔재의 석출물은 Cr-nitride 석출상임을 확인할 수 있다.
비교예 2 내지 비교예 4는 합금조성이 본원발명의 범위를 만족하지만 Nb * N의 값은 0.015 미만에 해당한다. 따라서 Z-phase 석출상 생성온도를 확보하지 못하여 냉연 소둔재는 물론 열연 소둔재에서도 Z-phase 석출상을 관찰할 수 없다.
도 1 및 도 2를 보면, 본 발명의 일 예에 따른 발명예 2는 열연 소둔재에서 석출물의 직경이 비교예 1보다 매우 작은 것을 확인할 수 있다. 또한, 발명예 2는 Cr, Fe, Nb 및 N이 관찰되는 것으로 보아 열연 소둔재에서 Z-phase 석출상을 얻은 것을 확인할 수 있다. 비교예 1은 Nb를 포함하지 않으므로, 열연 소둔재에서 어떠한 석출상도 관찰되지 않았음을 확인할 수 있다.
도 3 및 도 4를 보면, 본 발명의 일 예에 따른 발명예 2는 발명예 2는 Cr, Fe, Nb 및 N이 관찰되는 것으로 보아 열연 소둔재에서 Z-phase 석출상을 얻은 것을 확인할 수 있다. 비교예 1은 Nb를 포함하지 않으므로, 냉연 소둔재에서 Cr, Fe, N 이 관찰되는 것으로 보아 Cr nitride 석출상이 형성된 것을 확인할 수 있다.
하기 표 2는 발명예 및 비교예의 Z-phase 생성온도, 냉연 소둔재의 평균 결정립 크기, 공식전위 및 항복강도를 나타낸다.
Z-phase 생성온도는 ThermoCalc 석출상 해석프로그램에서 계산되는 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 석출상인 Z-phase의 생성온도를 의미한다.
냉연 소둔재의 평균 결정립 크기는 TEM(Transmission Electron Microscope) thin foil 방식으로 두께 중심부 임의의 3개소를 관찰 및 측정한 값의 평균 값을 의미한다. 두께 중심부란 냉연 소둔재의 두께를 t라고 할 때, 1/4t 내지 3/4t를 의미한다.
공식전위(Pitting Potential)은 30℃, 3.5% NaCl 용액으로 측정한 값을 의미한다.
항복강도는 JIS13B 인장시험편에 대하여 상온에서 crosshead 10mm/min ~ 20mm/min 범위에서 인장시험을 행한 후 얻어진 항복강도를 의미한다.
도 5는 발명예 2 열연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이고, 도 6은 비교예 1 열연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이다. 도 7은 발명예 2 냉연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이고, 도 8은 비교예 1 냉연 소둔재의 미세조직을 나타내는 도면이다. 열연 소둔재의 미세조직은 OM(Optical Microscope) 방식으로 관찰하였고, 냉연 소둔재의 미세조직은 TEM(Transmission Electron Microscope) thin foil 으로 관찰하였다.
구분 Z-phase 생성온도(℃) 냉연 소둔재의 평균 결정립 크기 (㎛) 공식전위(mV) 항복강도(MPa)
발명예 1 1324 1.2 380 975
발명예 2 1340 0.8 360 1002
발명예 3 1347 1.5 340 958
발명예 4 1352 0.9 390 994
비교예 1 - 6.7 320 545
비교예 2 1026 3.2 320 672
비교예 3 1041 5.2 345 659
비교예 4 989 7.2 290 453
발명예 1 내지 발명예 4는 Z-phase 생성온도가 1150℃ 이상에 해당함을 확인할 수 있다. 이를 통해 합금조성 및 식(1) 값을 만족할 경우, 냉연 소둔재는 물론 열연 소둔재에서도 Z-phase 석출상을 관찰할 수 있는데, 이는 Z-phase 생성온도가 1150℃ 이상에 해당하여 열연 소둔 후에도 Z-phase 석출상이 융해되지 않고 남아있기 때문임을 확인할 수 있다. 발명예 1 내지 발명예 4는 냉연 소둔재의 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하를 만족한다. 이를 통해 공식전위가 250mV 이상이고, 항복강도가 930MPa 이상에 해당함을 확인할 수 있다. 고항복강도 구현이 가능하면서 내식성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강을 제공할 수 있는 것이다이와 달리, Nb를 전혀 포함하지 않은 비교예 1의 경우, Z-phase가 전혀 생성될 수 없는 조건이므로 생성온도를 측정하는 것은 의미가 없다. 비교예 1의 냉연 소둔재의 평균 결정립 크기는 6.7㎛로 매우 조대하고, 항복강도가 545 MPa로 고항복강도를 확보하지 못한 것을 확인할 수 있다.
또한, 비교예 2 내지 비교예 4는 Z-phase 석출상 생성온도가 1150 ℃ 이하이다. 따라서, 열연 소둔 단계 이전에 석출상이 모두 융해되므로, 표 1에서 살펴본 바와 같이 열연 소둔재의 석출상은 관찰되지 않았다. 또한, 냉연 소둔 후에도 이미 융해된 Z-phase 석출상은 관찰될 수 없었다.
비교예 2 내지 비교예 4는 오히려 Cr carbide 및/또는 Cr nitride 석출상을 얻은 것을 확인할 수 있다. Cr carbide 및/또는 Cr nitride 석출상은 결정립을 미세화할 수 있는 석출상이 아니다. 따라서, 비교예 2 내지 비교예 4는 3.2 ㎛이상의 조대한 평균 결정립 크기를 갖는 것을 확인할 수 있고, 이와 더불어 항복강도가 672MPa 이하에 불과하여 열위한 것을 확인할 수 있다.
도 5 및 도 6을 보면, 본 발명의 일 예에 따른 발명예 2는 열연 소둔재에서 미세조직의 결정립 크기가 비교예 1보다 매우 미세한 것을 확인할 수 있다.
도 7 및 도 8을 보면, 본 발명의 일 예에 따른 발명예 2는 냉연 소둔재에서 미세조직의 결정립 크기가 비교예 1보다 매우 미세한 것을 확인할 수 있다.
이를 통해, 본 발명의 합금조성 및 식(1)에 해당하는 Nb * N을 제어하여 Z-phase 석출상 생성온도를 확보함으로써 냉연 소둔재는 물론 열연 소둔재에서도 Z-phase 석출상을 확보할 경우, 냉연 소둔재의 평균 결정립 크기를 2㎛ 이하로 미세하게 확보하여, 930MPa 이상의 고항복강도를 확보한 오스테나이트계 스테인리스강을 제공할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (17)

  1. 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식(1)을 만족하고,
    (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하고,
    두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하인, 오스테나이트계 스테인리스강.
    식(1): Nb * N ≥ 0.015
    (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도가 1150℃ 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 직경이 50 ~ 300nm인, 오스테나이트계 스테인리스강.
  4. 제 1항에 있어서,
    30℃, 3.5% NaCl 용액에 의한 공식전위가 250mV 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 제 1항에 있어서,
    항복강도가 930MPa 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강.
  6. 제 1항에 있어서,
    0.3mm 이상 3.0mm 미만인, 오스테나이트계 스테인리스강.
  7. 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 식(1)을 만족하고,
    (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하고,
    두께 중심부 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인, 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재.
    식(1): Nb * N ≥ 0.015
    (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도가 1150℃ 이상인, 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재.
  9. 제 7항에 있어서,
    두께가 3.0mm 이상이고, 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 직경이 2㎛ 이하인, 오스테나이트계 스테인리스 열연 소둔재.
  11. 중량 %로, C: 0.005~0.07%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 0.1~2.0%, Ni: 6.0~9.0%, Cr: 16.0~19.0%, Nb: 0.01~0.30%, N: 0.01~0.20%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식(1)을 만족하는 슬라브를 주조하는 단계;
    슬라브를 열간 압연하는 단계;
    열연 소둔하는 단계;
    냉간 압연하는 단계; 및
    700 ~ 850℃에서 냉연 소둔하는 단계;를 포함하고,
    상기 열연 소둔하는 단계 후 및 상기 냉연 소둔하는 단계 후 각각 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상을 포함하는, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
    식(1): Nb * N ≥ 0.015
    (여기서, Nb 및 N은 각 원소의 중량%를 의미한다)
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 (Cr,Fe)-Nb-N 계열 Z-phase 석출상의 생성온도가 1150℃ 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
  13. 제 11항에 있어서,
    상기 열연 소둔하는 단계 후,
    열연 소둔재의 두께가 3.0mm 이상이고,
    두께 중심부 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
  14. 제 11항에 있어서,
    상기 냉연 소둔하는 단계 후,
    두께 중심부 평균 결정립 크기가 2㎛ 이하인, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
  15. 제 11항에 있어서,
    상기 냉연 소둔하는 단계 후,
    냉연 소둔재의 두께가 0.3 이상 3.0mm 미만인, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
  16. 제 11항에 있어서,
    30℃, 3.5% NaCl 용액에 의한 공식전위가 250mV 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
  17. 제 11항에 있어서,
    항복강도가 930MPa 이상인, 오스테나이트계 스테인리스강 제조방법.
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