WO2021100959A1 - 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 다량 함유한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법 - Google Patents

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Definitions

  • An austenitic stainless steel containing a large amount of uniformly distributed nano-sized precipitates and a method of manufacturing the same are provided.
  • austenitic stainless steel is widely used throughout modern industries such as structures and buildings due to its advantages such as excellent corrosion resistance, mechanical properties, and workability.
  • Structural materials used in the energy industry today are exposed to a range of significantly higher operating temperatures for high thermal efficiency.
  • the use of austenitic stainless steel is limited because it is difficult to secure the integrity of the material at high temperatures.
  • austenitic stainless steel is used for the internal structure of the reactor exposed to the high-energy neutron environment, the integrity of the internal structure of the raw material will be impaired due to the expansion of pores in the material due to the long-term operation of the nuclear reactor.
  • cooling and stabilization heat treatment processes performed after solution treatment through high-temperature heat treatment, diffusion reaction processes using immersion and carburization techniques, and mechanical alloying processes.
  • the austenitic stainless steel containing niobium is chromium (Cr) 16-26% by weight, nickel (Ni) 8-22% by weight, carbon (C) 0.02 -0.1 wt%, niobium (Nb) 0.2-1 wt%, titanium (Ti) 0.015-0.025 wt%, nitrogen (N) 0.004-0.01 wt%, and manganese (Mn) 0.5-2 wt%, It has an austenitic matrix structure and contains fine niobium carbide (NbC) of 11 nm or less in the austenitic matrix structure at an average density of 1 ⁇ 10 22 #/m 3.
  • Korean Patent 1,943,591 Korean Patent Publication 2017-0074265, Korean Patent 1,401,625, and Japanese Patent 3,764,586.
  • the austenitic stainless steel and its manufacturing method according to the embodiment is for containing nano-sized precipitates uniformly distributed with a high water density in the austenite matrix.
  • the austenitic stainless steel and its manufacturing method according to the embodiment are based on a large amount of fine nano-sized niobium carbide (NbC) or fine niobium-molybdenum carbide ((Nb,Mo)C) in the austenitic stainless steel. It is to distribute evenly within.
  • the austenitic stainless steel and its manufacturing method according to the embodiment are for improving mechanical properties such as high temperature strength of the austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel and its manufacturing method according to the embodiment is to improve the irradiation resistance of the austenitic stainless steel to neutrons.
  • the austenitic stainless steel according to the embodiment and a method of manufacturing the same are for improving creep resistance of the austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel and its manufacturing method according to the embodiment is to reduce the manufacturing cost of the austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel and a method of manufacturing the same according to the embodiment is to improve the productivity of the austenitic stainless steel.
  • the austenitic stainless steel according to an embodiment is chromium (Cr) 16-26 wt%, nickel (Ni) 8-22 wt%, carbon (C) 0.02-0.1 wt%, niobium (Nb) 0.2-1 wt. %, and manganese (Mn) 2-3.5 wt%, has an austenitic matrix structure, fine niobium carbide (NbC) is precipitated in the austenitic matrix structure, and fine niobium carbide is austenite It is uniformly distributed in the system base structure.
  • the austenitic stainless steel may further contain 0.5-1.5% by weight of molybdenum (Mo).
  • Fine niobium-molybdenum carbide is precipitated in the austenitic matrix structure, and the fine niobium-molybdenum carbide may be uniformly dispersed in the austenitic matrix structure.
  • the austenitic stainless steel may further contain more than 0% by weight of silicon (Si) and 0.3% by weight or less.
  • the average size of the fine niobium carbide may be 11 nm or less.
  • the number density of fine niobium carbide may be 1x10 14 -5x10 15 #/m 2 .
  • the density of fine niobium carbide may be 1x10 22 -1x10 23 #/m 3 .
  • the average size of the fine niobium-molybdenum carbide may be 6 nm or less.
  • the number density of fine niobium-molybdenum carbide may be 5x10 14 -5x10 15 #/m 2 .
  • the density of fine niobium-molybdenum carbide may be 1x10 22 -5x10 23 #/m 3 .
  • the austenitic stainless steel may further contain more than 0% by weight of phosphorus (P) and not more than 0.01% by weight, and more than 0% by weight of sulfur (S) and not more than 0.01% by weight.
  • a method of manufacturing an austenitic stainless steel according to an embodiment is chromium (Cr) 16-26% by weight, nickel (Ni) 8-22% by weight, carbon (C) 0.02-0.1% by weight, niobium (Nb) 0.2- Melting and casting step of dissolving mixed steel containing 1% by weight and 2-3.5% by weight of manganese (Mn), and casting the molten mixed steel to form a cast steel having an austenitic matrix structure, Evaluating the high-temperature deformation behavior to derive the recrystallization stop temperature, homogenizing heat treatment of the cast steel, performing hot rolling at least one pass at a temperature higher than the recrystallization stop temperature, and then at a temperature lower than the recrystallization stop temperature 1
  • Obium carbide is uniform
  • the mixed steel may further contain 0.5-1.5% by weight of molybdenum (Mo).
  • the hot-rolled cast steel is heat-treated and air-cooled to precipitate fine niobium-molybdenum carbide in the austenitic matrix structure, and the fine niobium-molybdenum carbide can be uniformly dispersed in the austenitic matrix structure. have.
  • the mixed steel may further include more than 0% by weight of silicon (Si) and 0.3% by weight or less.
  • 2-5 passes of hot rolling may be performed at a temperature lower than the recrystallization stop temperature.
  • the temperature of each pass may be lowered by 10-50°C.
  • heat treatment may be performed at a temperature range of 1200-1300° C. for 30 minutes-2 hours.
  • the heat treatment may be performed for 1-4 hours in a temperature range of 700-800°C.
  • the austenitic stainless steel and its manufacturing method according to the embodiment may contain nano-sized precipitates uniformly distributed with a high water density in the austenite matrix, and a large amount of fine nano-sized niobium in the austenitic stainless steel.
  • Carbide or niobium-molybdenum carbide can be uniformly distributed in the matrix, mechanical properties such as high temperature strength of austenitic stainless steel can be improved, irradiation resistance to neutrons can be improved, and creep resistance can be improved. It is possible to reduce the manufacturing cost of the austenitic stainless steel, it is possible to improve the productivity.
  • FIG. 1 is a flow chart showing a method of manufacturing an austenitic stainless steel according to an embodiment.
  • FIG. 2 is a diagram schematically showing an integration of manufacturing processes and conditions of an austenitic stainless steel according to an embodiment.
  • 3A and 3B are graphs showing results of a high pressure compression test in the step of deriving a recrystallization stop temperature of Example 1.
  • FIG. 3A and 3B are graphs showing results of a high pressure compression test in the step of deriving a recrystallization stop temperature of Example 1.
  • FIG. 4A to 4C are transmission electron microscopic microstructure photographs of an austenitic stainless steel containing fine niobium carbide according to Example 5.
  • FIG. 4A to 4C are transmission electron microscopic microstructure photographs of an austenitic stainless steel containing fine niobium carbide according to Example 5.
  • 5A to 5C are transmission electron microscopic microstructure photographs of an austenitic stainless steel including fine niobium-molybdenum carbide according to Example 15.
  • 7A to 7B are average of precipitates according to heat treatment conditions of an austenitic stainless steel containing fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide according to Examples 1 to 18 and Comparative Examples 1 to 9 It is a graph showing the results of measuring the size and density.
  • the austenitic stainless steel according to the embodiments is about 16-26% by weight of chromium (Cr), about 8-22% by weight of nickel (Ni), about 0.02-0.1% by weight of carbon (C), and about niobium (Nb). 0.2-1% by weight, and about 2-3.5% by weight of manganese (Mn).
  • the austenitic stainless steel may have an austenitic matrix structure.
  • the austenitic stainless steel may contain nano-sized precipitates uniformly distributed with a high water density in the matrix.
  • the austenitic stainless steel contains 16-26% by weight of chromium (Cr).
  • Chromium is a ferrite stabilizing element, and is an element essentially used in stainless steel materials used in high temperature and high pressure environments that require excellent oxidation resistance, corrosion resistance, and creep strength at the same time.
  • the austenitic stainless steel contains less than about 16% by weight of chromium, the oxidation resistance and corrosion resistance of the stainless steel may be deteriorated, and if it contains more than about 26% by weight, the structure of delta ferrite It is formed to form an abnormal structure together with the austenitic structure, so that the strength and toughness of the stainless steel may be lowered. Further, the stability of the austenite phase at high temperature is lowered, resulting in a decrease in creep strength.
  • the austenitic stainless steel contains about 8-22% by weight of nickel (Ni).
  • Nickel can improve the corrosion resistance of the austenitic stainless steel in a non-oxidizing atmosphere, increase the stacking defect energy, and have resistance to stress corrosion cracking.
  • As an essential element for securing a stable austenite structure it is an essential element for securing structure stability when used for a long time to obtain a desired creep strength.
  • the content of nickel may be determined through thermodynamic calculation according to the content of chromium, iron, and nickel, and, for example, nickel may be controlled in the range of about 8-22% by weight.
  • the austenitic stainless steel contains about 0.02-0.1% by weight of carbon (C).
  • Carbon is an element having an effect of stabilizing the austenite phase, and it is supersaturated in stainless steel and combined with elements such as chromium, niobium, and titanium during heat treatment or cooling to generate precipitates, thereby improving the strength of stainless steel. Therefore, from the viewpoint of securing high-temperature strength, it is preferable to contain carbon in an amount appropriate to the amount of the carbide-forming element from the viewpoint of strengthening by precipitation of carbides in crystal grains. In addition, carbon can improve properties such as room temperature strength, high temperature strength, weldability, and formability of stainless steel.
  • the carbon content is less than about 0.02% by weight, the mechanical strength properties of stainless steel at room temperature may be deteriorated, and if the carbon content exceeds about 0.1% by weight, the weldability and formability of the stainless steel will deteriorate. May be, and the toughness of stainless steel may be deteriorated.
  • the austenitic stainless steel contains about 2-3.5% by weight of manganese (Mn).
  • manganese contributes to deoxidation during manufacture, it can stabilize an austenitic matrix structure, and has a solid solution strengthening performance. In addition, it indirectly contributes to increasing the strength by increasing the solubility of N. In particular, by controlling the diffusion rate of niobium in the austenite matrix, the precipitates are prevented from coarsening.
  • the manganese content is less than about 2% by weight, it may not have a significant effect on the refinement of the precipitate, and the strength of the stainless steel may be lowered. If the manganese content exceeds about 3.5% by weight, sigma phase, etc. Precipitation of an intermetallic compound phase may be promoted, and toughness and ductility may be deteriorated due to deterioration of the structure stability in a high temperature environment. In addition, during welding, it becomes fume and adheres to the weld, thereby deteriorating the weldability of stainless steel.
  • the austenitic stainless steel contains about 0.2-1% by weight of niobium (Nb).
  • the niobium element may be combined with the above-described carbon to form a nano-sized fine niobium carbide, and the fine niobium carbide may be uniformly dispersed in the austenite matrix.
  • the fine niobium carbide uniformly dispersed in the austenitic matrix structure can remarkably improve mechanical properties such as strength of stainless steel, improve neutron irradiation resistance, and improve creep resistance.
  • the austenitic stainless steel contains less than about 0.2% by weight of niobium, the amount of precipitated niobium carbide or niobium-molybdenum carbide is small, so the degree of improvement in mechanical properties or irradiation resistance of stainless steel may be insignificant.
  • the amount of niobium exceeds about 1% by weight, niobium carbide or niobium-molybdenum carbide having a coarse particle size may be formed, thereby deteriorating the strength and toughness of stainless steel.
  • the austenitic stainless steel may further contain about 0.5-1.5% by weight of molybdenum (Mo).
  • Molybdenum is an element that is solid solution in the matrix and contributes to the improvement of high-temperature strength, especially the increase of creep strength at high temperature.
  • molybdenum forms niobium-molybdenum carbide by complex addition with niobium, so that the difference in unit lattice length from the matrix is reduced compared to niobium carbide, and molybdenum is formed between the austenite matrix and the precipitate. Due to the relatively slow diffusion rate of the denum element, coarsening of the precipitate can be prevented and the density of the precipitate can be increased, and furthermore, the phase stability of the precipitate can be secured in a high temperature environment.
  • molybdenum content is less than about 0.5% by weight, it does not affect the micronization of the precipitate, and phase stability may not be secured. If the content of molybdenum exceeds about 1.5% by weight, austenite The knight structure becomes unstable and can reduce the creep strength. In addition, containing a large amount of molybdenum leads to an increase in cost.
  • the niobium element can be combined with the aforementioned carbon and molybdenum to form nano-sized or niobium-molybdenum carbide, and the niobium-molybdenum carbide can be uniformly dispersed in the austenite matrix.
  • Fine niobium-molybdenum carbide uniformly dispersed in the austenitic matrix structure can significantly improve mechanical properties such as strength of stainless steel, improve neutron irradiation resistance, and improve creep resistance. have.
  • the average size of the fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide may be about 11 nm or less than about 6 nm.
  • the number density of fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide may be about 1x10 14 -5x10 15 #/m 2 or 5x10 14 -5x10 15 #/m 2
  • fine The density of niobium carbide or niobium-molybdenum carbide may be about 1x10 22 -1x10 23 #/m 3 or 1x10 22 -5x10 23 #/m 3 .
  • the mechanical properties, neutron irradiation resistance, and creep resistance of stainless steel may be further improved.
  • the austenitic stainless steel may include more than 0% by weight and not more than about 0.3% by weight of silicon (Si).
  • Silicon can perform a deoxidation function and can increase the amount of carbide precipitated. However, since silicon may coagulate and coagulate the precipitate, the silicon content of the stainless steel may be about 0.3% by weight or less for micronization of the precipitate.
  • the austenitic stainless steel may include more than 0% by weight and not more than about 0.01% by weight of phosphorus (P), and more than 0% by weight and not more than about 0.01% by weight of sulfur (S).
  • Phosphorus and sulfur are inevitable impurities in stainless steel, and if their content is high, they tend to be segregated at grain boundaries, which may cause grain boundary embrittlement, resulting in deterioration of toughness and other properties. It may be limited to 0.01% by weight or less.
  • FIG. 1 is a flowchart showing a method of manufacturing an austenitic stainless steel according to an embodiment
  • FIG. 2 is a view schematically showing a manufacturing process and conditions of an austenitic stainless steel according to the embodiment.
  • the method of manufacturing an austenitic stainless steel includes a thermodynamic simulation step of a model alloy, a melting and casting step, a step of deriving a recrystallization stop temperature, a homogenization heat treatment step, a multi-pass hot rolling. And depositing fine niobium carbide or fine niobium-molybdenum carbide.
  • thermodynamic simulation step of a model alloy is performed, followed by a melting and casting step.
  • the mixed steel may further contain about 0.5-1.5% by weight of molybdenum (Mo).
  • Mo molybdenum
  • the mixed steel may further include more than 0% by weight of silicon (Si) and 0.3% by weight or less.
  • the mixed steel may further include phosphorus (P) greater than 0 wt% and 0.01 wt% or less, sulfur (S) greater than 0 wt% and 0.01 wt% or less, residual iron (Fe), and unavoidable impurities.
  • the dissolution process may be a known process.
  • a vacuum induction melting process may be applied, but is not particularly limited thereto.
  • Casting process can also be applied to a known process.
  • it may be cast in the form of an ingot, but is not particularly limited thereto.
  • an austenitic matrix structure may be formed.
  • T NR non-recrystallization temperature
  • High temperature deformation behavior of cast steel can be evaluated through a hot torsion test or a dynamic property test.
  • a Gleeble dynamic property tester can be used, and the recrystallization stop temperature can be derived through the Gleeble compression test.
  • the Gleeble compression test method is disclosed in a known paper (eg, CN Homsher, “Determination of the Non-Recrystallization Temperature (T NR ) in Multiple Microalloyed Steels,” Colorado School of Mines, 2012.).
  • the dendritic and unintended carbides of the cast steel can be dissolved into the matrix, and the subsequent multi-pass hot rolling process can be effectively performed by forming a single austenite phase in the heat treatment temperature range. For this reason, in the precipitation process of fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide, fine precipitates may be finely and homogeneously distributed in the matrix.
  • the cast steel may be subjected to homogenization heat treatment at a temperature range of about 1200-1300° C. for about 30 minutes-2 hours.
  • the heat treatment proceeds below about 1200 °C, the re-dissolution of the dendritic and carbon-nitride does not occur sufficiently, which may be disadvantageous for homogenization of alloying elements. If the heat treatment exceeds about 1300 °C, production cost increases as well as local austerity. The nitrite matrix may melt, which may impair the microstructural homogeneity of the austenite matrix.
  • heat treatment is performed for less than about 30 minutes, re-dissolution of dendritic and unintended carbides does not occur sufficiently, and solute atoms may be insufficiently diffused. If the heat treatment time exceeds about 2 hours, grains may become coarse, and production cost may increase.
  • the heat treatment time when the heat treatment temperature increases, the heat treatment time may be shortened correspondingly, and when the heat treatment temperature decreases, the heat treatment time may increase correspondingly.
  • the homogenized heat-treated cast steel may be cooled in air or water, and a multi-pass hot rolling step may be performed at a designed hot rolling start temperature.
  • the multi-pass hot rolling step after performing hot rolling at a temperature higher than the recrystallization stop temperature, one pass or more, based on the derived recrystallization stop temperature described above, at a temperature lower than the recrystallization stop temperature.
  • This is a step of performing hot rolling in one or more passes.
  • the multi-pass hot rolling may mean that the hot rolling is divided into a plurality of sections and performed in stages, and each section can be defined as a pass.
  • 5-15 passes of hot rolling as a whole can be performed.
  • 2-5 passes of hot rolling may be performed at a temperature lower than the recrystallization stop temperature.
  • the hot rolling process is performed at a temperature higher than the recrystallization stop temperature.
  • hot rolling is performed even at a temperature higher than the recrystallization stop temperature, and hot rolling is performed at a temperature lower than the recrystallization stop temperature.
  • the performing temperature of each pass may be different by about 10-50°C.
  • the hot rolling of each pass may be sequentially performed, and the temperature of each pass may be lowered by 10-50°C.
  • the first pass hot rolling is performed at a hot rolling start temperature that is relatively highest and higher than the recrystallization stop temperature, and about 10-50°C is lower than the first pass hot rolling temperature.
  • the third pass hot rolling is performed at a temperature that is about 10-50° C. lower than the second pass hot rolling temperature, and about 10-50° C. is lower than the third pass hot rolling temperature, and recrystallization is performed.
  • the fourth pass hot rolling may be performed at a temperature lower than the stop temperature
  • the fifth pass hot rolling may be performed at a hot rolling end temperature of about 10-50° C. lower than that of the fourth pass hot rolling.
  • FIG. 2 shows a multistage pass hot rolling step in which 6-pass hot rolling is performed at a temperature higher than the recrystallization stop temperature, and 2-pass hot rolling is performed at a temperature lower than the recrystallization stop temperature.
  • Dislocations in the matrix may be appropriately distributed by such stepwise multi-pass hot rolling, and fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide may be more finely and uniformly distributed accordingly.
  • the reduction ratio of the cast steel according to the multi-pass hot rolling step may be designed as necessary, and the thickness may be adjusted accordingly.
  • a step of depositing fine niobium carbide (NbC) or niobium-molybdenum ((Nb,Mo)C) in the austenitic matrix structure is performed.
  • This step is a step of air cooling after stabilizing heat treatment for about 1-4 hours at about 700-800°C on the steel material that has been subjected to the multi-pass hot rolling step.
  • Niobium carbide or niobium-molybdenum carbide is precipitated, and fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide is uniformly distributed in the matrix.
  • the stabilization heat treatment temperature is less than about 700° C.
  • the amount of niobium carbide or niobium-molybdenum carbide precipitated may be too small.
  • the stabilization heat treatment temperature exceeds about 800°C
  • the cell structure is formed due to the movement of the electric potential in the matrix.
  • niobium carbide or niobium-molybdenum carbide is not uniformly distributed in the matrix, and the boundary of the cell structure. By precipitation along the line, the toughness of stainless steel may be weakened and cracks may occur.
  • the stabilization heat treatment is performed in a relatively high temperature range of about 900°C, so that coarsening and heterogeneous distribution of precipitates may occur, but stainless steel manufacturing according to embodiments According to the method, the stabilization heat treatment is performed at about 700-800° C., which is an appropriate temperature at which niobium carbide is formed, so that nano-sized fine niobium carbide is homogeneously and uniformly precipitated and distributed in the austenitic matrix structure.
  • the stabilization heat treatment time is less than about 1 hour, the amount of niobium carbide precipitated may be too small, and if it exceeds about 4 hours, the niobium carbide may become coarse, and M 23 C 6 formed in the niobium deficient region. Carbide can reduce the corrosion resistance of stainless steel. At this time, M may include elements such as chromium or iron.
  • the steel material is cooled by air cooling instead of water cooling or rapid cooling so that fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide nuclei can be formed in the matrix by utilizing the difference in solubility of the elements in the matrix according to temperature, It is possible to manufacture austenitic stainless steel containing nano-sized precipitates that have a high water density in the matrix and are uniformly distributed.
  • the mixed steel material having the composition components shown in Table 1 below is melted/casted using a vacuum induction melting furnace to form a cast ingot.
  • Table 1 below shows the chemical composition values measured by the ICP-AES analysis method, and the unit of each numerical value is% by weight.
  • Gleeble dynamic property tester (Gleeble 3800) is used.
  • the shape of the specimen is a cylindrical shape with a diameter of 10 mm and a height of 12 mm, which is a standard commonly used in high temperature compression tests.
  • the Gleeble compression test is conducted from 963 °C to 1050 °C at 12.5 °C intervals, at a deformation rate of 5 s -1 , and the high temperature deformation constitutive equation is derived from the true stress-true strain curve obtained in each experiment.
  • the specimen was heated up to 1200 °C at a heating rate of 10 °C / sec under a high-purity argon atmosphere, maintained for 10 minutes, and then air-cooled, and two compression tests were performed at the test temperature, and 20 for each compression. Gives a% transformation.
  • the high pressure compression test results are shown in FIGS. 3A and 3B.
  • the recrystallization stop temperature derived through the test is 1013 °C.
  • the cast ingot obtained in step 1) is subjected to homogenization heat treatment at 1300° C. for 1 hour.
  • step 2 Based on the recrystallization stop temperature of 1013°C obtained in step 2), a total of eight multi-pass rolling was performed, and the total reduction ratio was 70%.
  • the hot rolling start temperature is 1235° C.
  • 6-pass rolling is performed at a temperature interval of about 40° C. to the recrystallization stop temperature
  • two-pass rolling is also performed at a temperature interval of about 40° C. below the recrystallization stop temperature.
  • Example 1 1300 1235 955 65.0 19.4 70
  • Example 10 1300 1235 955 65.0 19.4 70
  • Step 4) the rough steel at 700 °C for 1 hour, the fine niobium carbide formed (Examples 1) or niobium-molybdenum carbide formed (Examples 10 ) by performing heat treatment and air cooling to prepare an austenitic stainless steel including fine niobium carbide or niobium-molybdenum carbide.
  • step 5 The heat treatment of step 5) of Example 1 was performed at 700° C. for 2 hours ( Example 2 ), 700° C. for 4 hours ( Example 3 ), 750° C. for 1 hour ( Example 4 ), 750 Performed at °C for 2 hours ( Example 5 ), 750°C for 4 hours ( Example 6 ), 800°C for 1 hour ( Example 7 ), 800°C for 2 hours ( Example 8 ) , An austenitic stainless steel including fine niobium carbide was manufactured through the same manufacturing process except that it was carried out at 800° C. for 4 hours ( Example 9).
  • step 5 The heat treatment of step 5) of Example 2 was performed at 700° C. for 2 hours ( Example 11 ), 700° C. for 4 hours ( Example 12 ), 750° C. for 1 hour ( Example 13 ), 750 Performed at °C for 2 hours ( Example 14 ), 750 °C for 4 hours ( Example 15 ), 800 °C for 1 hour ( Example 16 ), 800 °C for 2 hours ( Example 17 ) ,
  • An austenitic stainless steel including fine niobium-molybdenum carbide was prepared through the same manufacturing process except that it was carried out at 800° C. for 4 hours ( Example 18).
  • hot rolling was performed based on the set recrystallization stop temperature.
  • the hot rolling start temperature is 1120°C
  • 4 pass rolling is performed at a temperature interval of about 27°C to the recrystallization stop temperature
  • two pass rolling is performed at a temperature interval of about 27°C even below the recrystallization stop temperature.
  • the austenitic stainless steel including fine niobium carbide is prepared by performing heat treatment according to a temperature and time range to form fine niobium carbide and air cooling the steel material that has undergone hot rolling.
  • Comparative Examples 1 to 9 which are austenitic steels containing fine niobium carbide, are stainless steels having a chemical composition similar to those of Examples 1 and 10, except for the contents of manganese and molybdenum.
  • the quantitatively analyzed chemical composition values are shown in Table 3 below.
  • the temperature is in the range of 700° C. to 800° C., which is the same condition as in the Example, and the time is in the range of 1 hour to 4 hours.
  • Fine niobium precipitation heat treatment was performed at 700° C. for 1 hour ( Comparative Example 1 ), 700° C. for 2 hours ( Comparative Example 2 ), 700° C. for 4 hours ( Comparative Example 3 ), and 750° C. for 1 hour During ( Comparative Example 4 ), at 750°C for 2 hours ( Comparative Example 5 ), at 750°C for 4 hours ( Comparative Example 6 ), at 800°C for 1 hour ( Comparative Example 7 ), at 800°C An austenitic stainless steel including fine niobium carbide was manufactured through the same manufacturing process except for performing for 2 hours ( Comparative Example 8 ) and performing for 4 hours at 800° C. ( Comparative Example 9).
  • a transmission electron microscope microstructure photograph of an austenitic stainless steel containing fine niobium carbide according to Example 5 is shown in Figs. 4A to 4C, and an austenite containing fine niobium-molybdenum carbide according to Example 15 is shown in Figs.
  • a transmission electron microscope microstructure photograph of the nitrite stainless steel is shown in FIGS. 5A to 5C, and a transmission electron microscope microstructure photograph of the austenitic stainless steel including fine niobium carbide according to Comparative Example 8 is shown in FIG. 6.
  • the stainless steel according to Examples 5 and 15 is relatively very homogeneously or evenly distributed in the matrix structure.
  • the number density, density, and average diameter size of the fine niobium carbide are 1.67x10 15 #/m 2 , 6.87x10 22 #/m 3 , and 7.7 nm, respectively, and the number density, density and average diameter of the fine niobium-molybdenum carbide The sizes are 2.45x10 15 #/m 2 , 1.21x10 23 #/m 3 , and 5.9 nm, respectively.
  • the niobium carbide is relatively very homogeneously or uniformly distributed in the matrix structure, it can be seen that the density of the niobium carbide or the niobium-molybdenum carbide is relatively low. I can.
  • the number density, density, and average size of the stainless steel according to Comparative Example 8 are 5.12x10 14 #/m 2 , 1.13x10 22 #/m 3 , and 9.4 nm, respectively.
  • the average diameter of the nano-sized niobium carbide precipitates according to the examples is in the range of 5.2 nm to 10.8 nm, and is similar or relatively small compared to the comparative examples according to the heat treatment conditions. And, it can be seen that the density is generally higher than that of the comparative examples in the range of 0.07x10 22 #/m 3 to 13.48x10 22 #/m 3. Compared to the comparative example, the average density of the nano-sized niobium carbide precipitates according to Examples 1 to 9 was increased by up to about 14 times.
  • niobium-molybdenum carbide is precipitated and distributed homogeneously/uniformly, thereby forming carbides having a relatively higher density than the comparative examples and exhibiting relatively high stability at high temperatures.
  • the mechanical behavior of stainless steel may be more excellent than that of the comparative examples, and while having a high specific gravity-to-strength, irradiation resistance to neutrons may be significantly improved than that of the comparative examples, and creep resistance is also greater than that of the comparative examples. It can be further improved.
  • the manufacturing method of austenitic stainless steel can be applied to carbides of vanadium, titanium, tantalum, and hafnium in addition to niobium carbide, or nitrides thereof, as long as precipitates are formed under a known melting temperature.

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Abstract

오스테나이트계 스테인리스강은 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 2-3.5 중량%을 포함하고, 오스테나이트계 기지 조직을 가지며, 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀 탄화물이 석출되어 있으며, 미세 나이오븀 탄화물이 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있다. 오스테나이트계 스테인리스강은 몰리브데넘(Mo) 0.5-1.5 중량%를 더 포함할 수 있다.

Description

균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 다량 함유한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법
균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 다량 함유한 오스테나이트계 스테인리스강(austenitic stainless steel) 및 이의 제조방법이 제공된다.
통상적으로 오스테나이트계 스테인리스강은 우수한 내식성, 기계적 물성, 가공성 등의 장점으로 인해 구조물, 건축 등 현대 산업 전반에 걸쳐 널리 사용되고 있다.
최근 에너지 산업에서 사용되는 구조 재료는 높은 열효율을 위해 상당히 높은 운전 온도 영역에 노출된다. 그러나 오스테나이트계 스테인리스강은 고온에서 재료의 건전성을 확보하기 어렵기 때문에 그 사용이 제한된다. 특히, 고에너지 중성자 환경에 노출되는 원자로 내부 구조물에 오스테나이트계 스테인리스강이 사용된다면, 원자로의 장기간 운전에 따른 재료 내 기공 팽창으로 인하여 원자료 내부 구조물의 건전성이 저해될 것이다.
따라서 일반적인 오스테나이트계 스테인리스강의 고온 물성, 조사 저항성 등을 향상시키기 위해, 오스테나이트 기지 내 미세한 석출물을 분산시키는 연구들이 진행되고 있다.
예를 들어, 고온 열처리를 통한 용체화 처리 후에 수행되는 냉각과 안정화 열처리 공정, 침질 및 침탄 기법을 활용한 확산 반응 공정, 기계적 합금화 공정 등이 있다.
그러나, 종래의 공정들을 오스테나이트계 스테인리스강에 적용하여 미세한 석출물을 형성시키려고 하는 경우, 지나치게 오랜 시간이 필요할 수 있고, 값 비싼 처리 방법을 사용해야 하기 때문에 많은 제조 비용이 소요될 수 있다. 특히, 현재 활용되고 있는 공정들은 기지 내에 높은 밀도를 가지면서 균일하게 분포된 수 나노 크기의 석출물을 형성하는데 있어 한계가 있다.
한편, 본 출원의 발명자들이 발명한 한국등록특허 1,943,591에 의하면, 나이오븀 함유 오스테나이트계 스테인리스강은 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 티타늄(Ti) 0.015-0.025 중량%, 질소(N) 0.004-0.01 중량%, 그리고 망간(Mn) 0.5-2 중량%를 포함하고, 오스테나이트계 기지 조직을 가지며, 오스테나이트계 기지 조직 내에 11nm 이하의 미세 나이오븀 탄화물(NbC) 을 평균 1x1022 #/m3 의 밀도로 포함하고 있다.
하지만, 한국등록특허 1,943,591에 의하면, 오스테나이트 기지 내에 미세하면서 높은 밀도를 갖는 나노 크기의 석출물을 형성시킬 수 있음에도 불구하고, 고온 강도, 조사 저항성, 크리프 저항성 등을 더욱 향상시키기 위해서는 석출물의 크기가 더욱 미세하면서 더욱 높은 밀도를 갖는 나노 크기의 석출물을 오스테나이트 기지 내 분포시키는 것이 필요하다.
선행문헌으로, 한국등록특허 1,943,591, 한국공개특허 2017-0074265, 한국등록특허 1,401,625, 일본등록특허 3,764,586이 있다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트 기지 내 높은 수밀도를 가지고 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 함유하기 위한 것이다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트 스테인리스강에서 다량의 미세한 나노 크기의 나이오븀 탄화물 (NbC) 또는 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물((Nb,Mo)C)을 기지 내에 균일하게 분포시키기 위한 것이다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트계 스테인리스강의 고온 강도 등 기계적 특성을 향상시키기 위한 것이다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트계 스테인리스강의 중성자에 대한 조사 저항성을 향상시키기 위한 것이다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트계 스테인리스강의 크리프 저항성을 향상시키기 위한 것이다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 비용을 감소시키기 위한 것이다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트계 스테인리스강의 생산성을 향상시키기 위한 것이다.
상기 과제 이외에도 구체적으로 언급되지 않은 다른 과제를 달성하는 데 본 발명에 따른 실시예가 사용될 수 있다.
일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 2-3.5 중량%을 포함하고, 오스테나이트계 기지 조직을 가지며, 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀 탄화물(NbC)이 석출되어 있으며, 그리고 미세 나이오븀 탄화물이 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 몰리브데넘(Mo) 0.5-1.5 중량%를 더 포함할 수 있다.
오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 석출되어 있으며, 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있을 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 실리콘(Si) 0 중량% 초과 0.3 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
미세 나이오븀 탄화물의 평균 크기는 11 nm 이하일 수 있다.
오스테나이트계 기지 조직 내에서, 미세 나이오븀 탄화물의 수밀도가 1x1014-5x1015 #/m2 일 수 있다.
오스테나이트계 기지 조직 내에서, 미세 나이오븀 탄화물의 밀도가 1x1022-1x1023 #/m3 일 수 있다.
미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 평균 크기는 6 nm 이하일 수 있다.
오스테나이트계 기지 조직 내에서, 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 수밀도가 5x1014-5x1015 #/m2 일 수 있다.
오스테나이트계 기지 조직 내에서, 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 밀도가 1x1022-5x1023 #/m3 일 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 인(P) 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하, 그리고 황(S) 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
일 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 2-3.5 중량%을 포함하는 혼합 강재를 용해하고, 용해된 혼합 강재를 주조하여 오스테나이트계 기지 조직을 갖는 주조 강재를 형성하는 용해 및 주조 단계, 주조 강재의 고온 변형 거동을 평가하여 재결정 정지 온도를 도출하는 단계, 주조 강재를 균질화 열처리하는 단계, 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 1 패스(pass) 이상의 열간 압연을 수행한 후, 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 1 패스 이상의 열간 압연을 수행하는 다단 패스(multi-pass) 열간 압연 단계, 그리고 열간 압연된 주조 강재를 열처리한 후 공랭시켜 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀 탄화물을 석출시키는 단계를 포함하고, 미세 나이오븀 탄화물이 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있다.
혼합 강재는 몰리브데넘(Mo) 0.5-1.5 중량%를 더 포함할 수 있다.
열간 압연된 주조 강재를 열처리한 후 공랭시켜 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 석출시키고, 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있을 수 있다.
혼합 강재는 실리콘(Si) 0 중량% 초과 0.3 중량% 이하를 더 포함할 수 있다.
다단 패스 열간 압연 단계에서, 5-15 패스의 열간 압연을 수행할 수 있다.
재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 3-10 패스의 열간 압연을 수행한 후, 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 2-5 패스의 열간 압연을 수행할 수 있다.
각 패스의 열간 압연이 순차적으로 수행되면서 각 패스의 수행 온도가 10-50 ℃씩 낮아질 수 있다.
주조 강재를 균질화 열처리하는 단계에서, 1200-1300 ℃의 온도 범위에서 30분-2시간 동안 열처리가 진행될 수 있다.
열간 압연된 주조 강재를 열처리할 때, 700-800 ℃의 온도 범위에서 1-4 시간 동안 열처리가 진행될 수 있다.
실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법은 오스테나이트 기지 내 높은 수밀도를 가지고 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 함유할 수 있고, 오스테나이트계 스테인리스강에서 다량의 미세한 나노 크기의 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 기지 내에 균일하게 분포시킬 수 있고, 오스테나이트계 스테인리스강의 고온 강도 등 기계적 특성을 향상시킬 수 있으며, 중성자에 대한 조사 저항성을 향상시킬 수 있고, 크리프 저항성을 향상시킬 수 있으며, 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 비용을 감소시킬 수 있고, 생산성을 향상시킬 수 있다.
도 1은 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법을 나타내는 순서도이다.
도 2는 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 공정 및 조건의 일체를 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 3a 및 도 3b는 실시예 1의 재결정 정지 온도 도출 단계에서의 고압 압축 시험 결과를 나타내는 그래프들이다.
도 4a 내지 도 4c는 실시예 5에 따른 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 투과전자현미경 미세조직 사진들이다.
도 5a 내지 도 5c는 실시예 15에 따른 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 투과전자현미경 미세조직 사진들이다.
도 6은 비교예 8에 따른 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 투과전자현미경 미세조직 사진들이다.
도 7a 내지 7b는 실시예 1 내지 18 및 비교예 1 내지 9에 따른 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 열처리 조건(heat treatment conditions)에 따른 석출물의 평균 크기와 밀도를 측정하여 그 결과를 나타내는 그래프이다.
첨부한 도면을 참고로 하여 본 발명의 실시예에 대해 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며 여기에서 설명하는 실시예에 한정되지 않는다. 도면에서 본 발명을 명확하게 설명하기 위해서 설명과 관계없는 부분은 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성요소에 대해서는 동일한 도면부호가 사용되었다. 또한 널리 알려져 있는 공지기술의 경우 그 구체적인 설명은 생략한다.
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.
실시예들에 따른 오스테나이트계 스테인리스강은 크롬(Cr) 약 16-26 중량%, 니켈(Ni) 약 8-22 중량%, 탄소(C) 약 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 약 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 약 2-3.5 중량%을 포함한다.
오스테나이트계 스테인리스 강은 오스테나이트계 기지 조직을 가질 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스 강은 기지 내 높은 수밀도를 가지고 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물을 함유할 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 16-26 중량%의 크롬(Cr)을 포함한다.
크롬은 페라이트(ferrite) 안정화 원소로 내산화성, 내부식성, 그리고 크립(creep) 강도가 동시에 우수할 필요성이 있는 고온 및 고압 환경에서 사용되는 스테인리스강 재료에서 필수적으로 사용되는 원소이다.
오스테나이트계 스테인리스강에서 크롬 함량이 약 16 중량% 미만으로 포함되는 경우, 스테인리스강의 내산화성과 내식성이 저하될 수 있고, 약 26 중량%를 초과하여 포함되는 경우, 델타 페라이트(delta ferrite) 조직이 형성되어 오스테나이트계 조직과 함께 이상 조직을 형성함으로써 스테인리스강의 강도 및 인성이 저하될 수 있다. 또한, 고온에서의 오스테나이트 상의 안정성을 저하시켜, 크리프 강도의 저하를 초래한다.
오스테나이트계 스테인리스강은 약 8-22 중량%의 니켈(Ni)을 포함한다.
니켈은 오스테나이트계 스테인리스강의 비산화성 분위기에서의 내식성을 개선시킬 수 있으며 적층 결함 에너지를 높여, 응력부식균열의 저항성을 갖는다. 안정된 오스테나이트 조직을 확보하기 위한 필수의 원소로서, 장시간 사용시의 조직 안정성을 확보하여 원하는 크리프 강도를 얻기 위한 필수의 원소이다. 단일 결정 구조를 갖도록 하기 위해 크롬, 철, 니켈 함량에 따른 열역학적 계산을 통해 니켈의 함량이 결정될 수 있고, 예를 들어, 니켈은 약 8-22 중량% 범위로 제어될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 약 0.02-0.1 중량%의 탄소(C)를 포함한다.
탄소는 오스테나이트 상을 안정화하는 효과를 가지는 원소이면서, 스테인리스강 중에 과포화되어 열처리 과정 또는 냉각 과정에서 크롬, 나이오븀, 티타늄 등의 원소와 결합되어 석출물을 생성함으로써 스테인리스강의 강도를 향상시킬 수 있다. 따라서, 고온 강도의 확보라는 관점에서는 탄화물 형성 원소의 양에 알맞은 양의 탄소를 함유 시키는 것이 결정립 내 탄화물의 석출에 의한 강화의 점에서 바람직하다. 또한 탄소는 스테인리스강의 상온 강도 및 고온 강도, 용접성, 성형성 등의 특성을 향상시킬 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강에서 탄소의 함량이 약 0.02 중량% 미만인 경우 스테인리스강의 상온에서의 기계적 강도 특성이 저하될 수 있고, 탄소의 함량이 약 0.1 중량%를 초과하는 경우 스테인리스강의 용접성 및 성형성이 나빠질 수 있으며, 스테인리스강의 인성이 저하될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 약 2-3.5 중량%의 망간(Mn)을 포함한다.
망간은 제조시의 탈산에 기여함과 더불어, 오스테나이트계 기지 조직을 안정화시킬 수 있고, 고용 강화 성능을 갖는다. 또한, N의 용해도를 크게 하여 강도를 높이는데 간접적으로 기여한다. 특히 오스테나이트 기지 내에서 나이오븀의 확산속도를 제어하여 석출물이 조대화 되는 것을 저지한다.
오스테나이트계 스테인리스강에서 망간 함량이 약 2 중량% 미만인 경우 석출물의 미세화에 큰 영향을 주지 못할 수 있으며 스테인리스강의 강도가 낮아질 수 있고, 망간의 함량이 약 3.5 중량%를 초과하는 경우 시그마상 등의 금속간 화합물상의 석출을 조장하고 고온 환경하에서 조직 안정성의 열화에 기인한 인성 및 연성의 저하를 초래할 수 있다. 또한, 용접시에 흄이 되어 용접부에 부착되고 이에 따른 스테인리스강의 용접성이 저하될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 약 0.2-1 중량%의 나이오븀(Nb)을 포함한다.
나이오븀 원소는 전술한 탄소와 결합하여 나노 크기의 미세 나이오븀 탄화물을 형성할 수 있고, 미세 나이오븀 탄화물은 오스테나이트 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있을 수 있다. 이러한 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산된 미세 나이오븀 탄화물은 스테인리스강의 강도 등의 기계적 특성을 현저하게 향상시킬 수 있고, 중성자 조사 저항성을 향상시킬 수 있으며, 크리프 저항성을 향상시킬 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강에서 나이오븀이 약 0.2 중량% 미만으로 포함된 경우에는 석출되는 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 양이 적어 스테인리스강의 기계적 특성이나 조사 저항성이 향상되는 정도가 미미할 수 있고, 나이오븀이 약 1 중량%를 초과하는 경우, 입자 크기가 조대한 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 형성되어 스테인리스강의 강도 및 인성이 저하될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 몰리브데넘(Mo) 약 0.5-1.5 중량%를 더 포함할 수 있다.
몰리브데넘은 기지 내 고용되어 고온 강도의 향상, 그 중에서도 고온에서의 크리프 강도의 향상에 기여하는 원소이다. 특히, 몰리브데넘은 나이오븀과의 복합 첨가에 의한 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 형성하여 나이오븀 탄화물에 비해 기지와의 단위 격자 길이 차이가 줄어들 뿐만 아니라, 오스테나이트 기지와 석출물 사이에서 몰리브데넘 원소의 비교적 느린 확산 속도로 인해 석출물의 조대화를 저지하고, 더불어 밀도를 높이는 역할을 할 수 있으며, 더 나아가 고온환경에서 석출상의 상 안정성을 확보할 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강에서 몰리브데넘 함량이 약 0.5 중량% 미만인 경우 석출물의 미세화에 영향을 미치지 못하고, 상 안정성을 확보하지 못할 수 있고, 몰리브데넘의 함량이 약 1.5 중량%를 초과하는 경우 오스테나이트 조직이 불안정해지고 크리프 강도를 저하시킬 수 있다. 또한, 다량의 몰리브데넘 함유는 비용의 증대를 초래한다.
나이오븀 원소는 전술한 탄소 및 몰리브데넘과 결합하여 나노 크기의 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 형성할 수 있고, 나이오븀-몰리브데넘 탄화물은 오스테나이트 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있을 수 있다. 이러한 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산된 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물은 스테인리스강의 강도 등의 기계적 특성을 현저하게 향상시킬 수 있고, 중성자 조사 저항성을 향상시킬 수 있으며, 크리프 저항성을 향상시킬 수 있다.
미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 평균 크기는 약 11 nm 또는 약 6 nm 이하일 수 있다. 또한, 오스테나이트계 기지 조직 내에서, 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 수밀도는 약 1x1014-5x1015 #/m2 또는 5x1014-5x1015 #/m2 일 수 있고, 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 밀도는 약 1x1022-1x1023 #/m3 또는 1x1022-5x1023 #/m3 일 수 있다. 이러한 범위 내에서 스테인리스강의 기계적 특성, 중성자 조사 저항성, 크리프 저항성 등이 더욱 향상될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 0 중량% 초과 약 0.3 중량% 이하의 실리콘(Si)을 포함할 수 있다.
실리콘은 탈산 기능을 수행할 수 있고, 탄화물의 석출량을 높일 수 있다. 다만, 실리콘은 석출물을 응집시켜 조대화시킬 수 있으므로, 석출물의 미세화를 위해 스테인리스강의 실리콘 함량이 약 0.3 중량% 이하일 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강은 0 중량% 초과 약 0.01 중량% 이하의 인(P)과, 0 중량% 초과 약 0.01 중량% 이하의 황(S)을 포함할 수 있다.
인과 황은 스테인리스강에서 불가피하게 존재하는 불순물로서 함량이 많으면 결정립계에서 편석되는 경향이 있고, 이로 인해 입계 취화를 유발하여 인성 등의 특성이 저하될 수 있으므로, 인과 황의 함량이 각각 약 0.01 중량%, 약 0.01 중량% 이하로 제한될 수 있다.
이하에서는, 도면들을 참조하여 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법에 대하여 설명한다.
스테인리스강의 구성 원소 및 함량에 대한 내용은 전술하였으므로, 이하에서 생략될 수 있다.
도 1은 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법을 나타내는 순서도이고, 도 2는 실시예에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조 공정 및 조건을 개략적으로 나타낸 도면이다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은 모델 합금의 열역학적 시뮬레이션 단계, 용해 및 주조 단계, 재결정 정지 온도를 도출하는 단계, 균질화 열처리 단계, 다단 패스(multi-pass) 열간 압연 단계, 그리고 미세 나이오븀 탄화물 또는 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 석출시키는 단계를 포함한다.
우선 모델 합금의 열역학적 시뮬레이션 단계를 수행한 이후에 용해 및 주조 단계가 수행된다.
용해 및 주조 단계에서는, 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 2-3.5 중량%을 포함하는 혼합 강재를 용해하고, 용해된 혼합 강재를 주조하여 오스테나이트계 기지 조직을 갖는 주조 강재를 형성한다.
여기서 혼합 강재는 몰리브데넘(Mo) 약 0.5-1.5 중량%을 더 포함할 수 있다. 혼합 강재는 실리콘(Si) 0 중량% 초과 0.3 중량% 이하를 더 포함할 수 있다. 혼합 강재는 인(P) 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하, 황(S) 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하, 잔여 철(Fe), 그리고 불가피한 불순물을 더 포함할 수 있다.
용해 공정은 공지의 공정일 수 있다. 예를 들어, 진공 유도 용해(vacuum induction melting) 공정이 적용될 수 있으며, 특별히 이에 제한되지 않는다.
주조 공정 또한 공지의 공정이 적용될 수 있다. 예를 들어, 잉곳(ingot) 형태로 주조될 수 있으며, 특별히 이에 제한되지 않는다.
용해 및 주조 단계에서, 오스테나이트계 기지 조직이 형성될 수 있다.
다음으로, 용해 및 주조 단계에서 형성된 주조 강재의 고온 변형 거동을 평가하여 재결정 정지 온도(non-recrystallization temperature, TNR)를 도출하는 단계가 수행된다.
열 비틀림 시험(hot torsion test) 또는 동적 물성 시험을 통해 주조 강재의 고온 변형 거동이 평가될 수 있다. 예를 들어, 주조 강재의 고온 변형 거동을 평가하기 위해, Gleeble 동적 물적 시험기가 사용될 수 있고, Gleeble 압축 시험을 통해 재결정 정지 온도가 도출될 수 있다. Gleeble 압축 시험 방식은 공지의 논문(예를 들어, C. N. Homsher, "Determination of the Non-Recrystallization Temperature (TNR) in Multiple Microalloyed Steels," Colorado School of Mines, 2012.)에 개시되어 있다.
이어서, 균질화 열처리(homogenizing heat treatment) 단계가 수행된다.
균질화 열처리를 통해, 주조 강재의 수지상 및 의도하지 않는 탄화물이 기지 내로 용해될 수 있고, 해당 열처리 온도 영역에서 오스테나이트 단일상을 형성함으로써 후속되는 다단 패스 열간 압연 공정이 효과적으로 수행될 수 있다. 이로 인해 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물 석출 공정에서 미세 석출물이 기지 내에 미세하고 균질하게 분포될 수 있다.
이 단계에서, 주조된 강재는 약 1200-1300 ℃의 온도 범위에서 약 30분-2시간 동안 균질화 열처리될 수 있다.
열처리가 약 1200 ℃ 미만에서 진행되면 수지상 및 탄-질화물의 재용해가 충분히 일어나지 않아 합금 원소의 균질화에 불리할 수 있고, 약 1300 ℃를 초과하여 진행되면 생산 비용이 증가할 뿐만 아니라, 국부적으로 오스테나이트 기지가 용융될 수 있고, 이로 인해 오스테나이트 기지의 미세구조적 균질성을 해칠 수 있다.
열처리가 약 30분 미만 동안 진행되는 경우 수지상 및 의도하지 않은 탄화물의 재용해가 충분히 일어나지 않으며 용질 원자들이 불충분하게 확산될 수 있다. 열처리 시간이 약 2시간을 초과하면 결정립이 조대화 될 수 있고, 생산 비용이 증가될 수 있다.
전술한 균질화 열처리의 온도 범위와 시간 범위 내에서, 열처리 온도가 높아지는 경우, 이에 대응하여 열처리 시간이 짧아질 수 있고, 열처리 온도가 낮아지는 경우, 이에 대응하여 열처리 시간이 길어질 수 있다.
다음으로, 균질화 열처리된 주조 강재는 공기 또는 물 중에서 냉각될 수 있고, 설계된 열간 압연 시작 온도에서 다단 패스 열간 압연 단계가 수행될 수 있다.
다단 패스(multi-pass) 열간 압연 단계는, 전술한 도출된 재결정 정지 온도를 기준으로, 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 1 패스(pass) 이상의 열간 압연을 수행한 후, 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 1 패스 이상의 열간 압연을 수행하는 단계이다. 여기서, 다단 패스 열간 압연은 열간 압연이 복수의 구간으로 나누어져 단계적으로 수행되는 것을 의미할 수 있고, 각 구간을 패스(pass)로 정의할 수 있다.
예를 들어, 전체적으로 5-15 패스의 열간 압연이 수행될 수 있다. 구체적으로 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 3-10 패스의 열간 압연을 수행한 후, 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 2-5 패스의 열간 압연을 수행할 수 있다.
종래의 나이오븀 함유 오스테나이트계 스테인리스강을 제조하는 공정 중 열간 압연 공정은 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 진행된다.
반면, 실시예들에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법의 경우, 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서도 열간 압연을 진행하고, 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서도 열간 압연을 진행한다.
각 패스의 수행 온도는 약 10-50 ℃씩 상이할 수 있다. 예를 들어, 복수의 패스로 열간 압연이 수행되는 경우, 각 패스의 열간 압연이 순차적으로 수행되면서 각 패스의 수행 온도가 10-50 ℃씩 낮아질 수 있다. 구체적으로, 5 패스 열간 압연이 수행되는 경우, 상대적으로 가장 높고 재결정 정지 온도보다 높은 열간 압연 시작 온도에서 제1 패스 열간 압연이 수행되고, 제1 패스 열간 압연 온도보다 약 10-50 ℃가 낮은 온도에서 제2 패스 열간 압연이 수행되며, 제2 패스 열간 압연 온도보다 약 10-50 ℃가 낮은 온도에서 제3 패스 열간 압연이 수행되고, 제3 패스 열간 압연 온도보다 약 10-50 ℃가 낮고 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 제4 패스 열간 압연이 수행되며, 제4 패스 열간 압연보다 약 10-50 ℃가 낮은 열간 압연 종료 온도에서 제5 패스 열간 압연이 수행될 수 있다.
도 2에는 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 6 패스 열간 압연이 수행되고, 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 2 패스 열간 압연이 진행되는 다단 패스 열간 압연 단계가 도시되었다.
이러한 단계적 다단 패스 열간 압연에 의해 기지 내의 전위가 적절하게 분포될 수 있고, 이에 대응하여 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 보다 미세하고 균일하게 분산될 수 있다.
다단 패스 열간 압연 단계를 수행함에 따른 주조 강재의 압하율은 필요에 따라 설계될 수 있고, 이에 따라 두께가 조절될 수 있다.
다음으로, 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀 탄화물(NbC) 또는 나이오븀-몰리브데넘 ((Nb,Mo)C)을 석출시키는 단계가 수행된다.
이 단계는, 다단 패스 열간 압연 단계를 거친 강재를 약 700-800 ℃ 에서 약 1-4 시간 동안 안정화 열처리(stabilizing heat treatment)한 후 공랭(air cooling)시키는 단계이고, 이 과정에서 나노 크기의 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 석출되며, 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물은 기지 내에 균일하게 분포된다.
안정화 열처리 온도가 약 700℃ 미만인 경우에는 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 석출량이 지나치게 적을 수 있다. 또한 안정화 열처리 온도가 약 800 ℃를 초과하는 경우에는 기지 내 전위의 움직임으로 인해 셀 조직이 형성되고, 이때 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 기지 내에 균질하게 분포되지 못하고 셀 조직의 경계를 따라 석출됨으로써 스테인리스강의 인성을 약화시켜 균열이 발생할 수 있다.
종래의 나이오븀 탄화물을 포함하는 스테인리스강의 제조방법의 경우, 안정화 열처리가 상대적으로 높은 약 900 ℃ 온도 범위에서 이루어짐으로써 석출물의 조대화 및 불균질 분포가 발생할 수 있으나, 실시예들에 따른 스테인리스강 제조방법에 따르면, 나이오븀 탄화물이 형성되는 적정 온도인 약 700-800 ℃에서 안정화 열처리가 수행됨으로써, 오스테나이트계 기지 조직 내에 나노 크기의 미세 나이오븀 탄화물이 균질하고 균일하게 석출되어 분포될 수 있다.
안정화 열처리 시간이 약 1 시간 미만인 경우에는 나이오븀 탄화물의 석출량이 지나치게 적을 수 있고, 약 4 시간을 초과하는 경우에는 나이오븀 탄화물이 조대화될 수 있고, 나이오븀 결핍 영역에서 형성되는 M23C6 탄화물이 스테인리스강의 내식성을 저감시킬 수 있다. 이때, M 은 크롬이나 철 등의 원소를 포함할 수 있다.
안정화 열처리 후, 온도에 따른 기지 내 원소의 용해도 차이를 활용하여 기지에 미세한 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물 핵이 형성될 수 있도록 수냉 또는 급랭 방식이 아닌 공랭 방식으로 강재를 냉각시켜, 기지 내 높은 수밀도를 가지고 균일하게 분포하는 나노 크기의 석출물 함유 오스테나이트계 스테인리스강을 제조할 수 있다.
이하, 실시예를 들어 본 발명에 대해서 더욱 상세하게 설명할 것이나, 하기의 실시예는 본 발명의 실시예일뿐 본 발명이 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.
실시예 1 및 실시예 10
1) 주조
하기 표 1에 기재되어 있는 조성 성분을 갖는 혼합 강재를 진공 유도용해로를 사용하여 용해/주조하여 주조 잉곳을 형성한다.
하기 표 1은 ICP-AES 분석법으로 측정한 화학조성 값을 나타내고, 각 수치의 단위는 중량%이다.
Fe Cr Ni C Mn Si Mo
실시예1 Bal. 24.03 20.88 0.035 3.41 0.21 -
실시예10 Bal. 24.12 20.94 0.034 3.44 0.21 0.77
2) 재결정 정지 온도(TNR) 설정
고온 변형 거동을 평가하기 위하여, 고온 압축 시험인 Gleeble 동적 물성 시험기(Gleeble 3800)를 이용한다.
시편 형상은 고온 압축 시험에서 통상적으로 사용되고 있는 규격인 직경 10 mm, 높이 12 mm의 원통 형태이다. Gleeble 압축시험은 963 ℃부터 1050 ℃까지 12.5℃ 간격으로, 5 s-1의 변형 속도에서 행하며, 각 실험에서 얻어진 진응력-진변형률 곡선으로부터 고온 변형 구성 방정식을 도출한다. 또한 시편은 산화 방지를 위해 고순도 아르곤 분위기 하에서, 10 ℃/sec의 가열 속도로 1200 ℃ 온도까지 시편을 승온하여 10 분간 유지 후 공랭하여, 시험 온도에서 2번의 압축 시험을 수행하고, 각 압축 마다 20%의 변형을 준다. 고압 압축 시험 결과는 도 3a 및 도 3b에 도시되었다.
시험을 통해 도출된 재결정 정지 온도는 1013 ℃ 이다.
3) 균질화 열처리
단계 1)에서 얻은 주조 잉곳을 1300 ℃에서 1시간 동안 균질화 열처리 한다.
4) 다단 패스 열간 압연
단계 2)에서 얻은 재결정 정지 온도인 1013 ℃를 기준으로 총 8번의 다단-패스(multi-pass) 압연을 진행하고, 이에 따른 총 압하율은 70%이다. 열간 압연 시작 온도는 1235 ℃이고, 재결정 정지 온도까지 약 40 ℃의 온도 간격을 두고 6 패스 압연을 수행하며, 재결정 정지 온도 아래에서도 마찬가지로 약 40 ℃의 온도 간격을 두고 2 패스 압연을 수행한다.
균질화온도(℃) 압연 시작온도(℃) 압연 종료온도(℃) 최초 강판두께(mm) 최종 강판두께(mm) 압하율(%)
실시예 1 1300 1235 955 65.0 19.4 70
실시예 10 1300 1235 955 65.0 19.4 70
5) 미세 나이오븀 탄화물 또는 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물 석출
단계 4)를 거친 강재를 700 ℃에서 1 시간 동안 미세 나이오븀 탄화물 형성(실시예 1) 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물 형성(실시예 10)을 위한 열처리를 실시하고, 공랭을 수행함으로써 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 제조한다.
실시예 2 내지 실시예 9
실시예 1의 단계 5)의 열처리를 700 ℃에서 2 시간 동안 수행(실시예 2), 700 ℃에서 4 시간 동안 수행(실시예 3), 750 ℃에서 1 시간 동안 수행(실시예 4), 750 ℃에서 2 시간 동안 수행(실시예 5), 750 ℃에서 4 시간 동안 수행(실시예 6), 800 ℃에서 1 시간 동안 수행(실시예 7), 800 ℃에서 2 시간 동안 수행(실시예 8), 800 ℃에서 4 시간 동안 수행(실시예 9) 한 것을 제외하고는 동일한 제조 공정을 거쳐 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 제조한다.
실시예 11 내지 실시예 18
실시예 2의 단계 5)의 열처리를 700 ℃에서 2 시간 동안 수행(실시예 11), 700 ℃에서 4 시간 동안 수행(실시예 12), 750 ℃에서 1 시간 동안 수행(실시예 13), 750 ℃에서 2 시간 동안 수행(실시예 14), 750 ℃에서 4 시간 동안 수행(실시예 15), 800 ℃에서 1 시간 동안 수행(실시예 16), 800 ℃에서 2 시간 동안 수행(실시예 17), 800 ℃에서 4 시간 동안 수행(실시예 18) 한 것을 제외하고는 동일한 제조 공정을 거쳐 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 제조한다.
비교예 1 내지 9
실시예 1 및 실시예 10과 상이하게, 1200 ℃ 에서 1시간 동안 균질화 열처리 수행 후 설정된 재결정 정지온도를 기준으로 열간 압연을 진행한다. 열간 압연 시작 온도는 1120℃ 이고, 재결정 정지 온도까지 약 27 ℃의 온도 간격을 두고 4 패스 압연을 수행하며, 재결정 정지 온도 아래에서도 마찬가지로 약 27 ℃의 온도 간격을 두고 2 패스 압연을 수행한다. 열간 압연을 거친 강재를 미세 나이오븀 탄화물 형성을 위해 온도 및 시간 범위에 따른 열처리를 실시하고, 공랭을 수행함으로써 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 준비한다.
상기 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트강인 비교예 1 내지 9 는 망간과 몰리브데넘 함량을 제외하고, 실시예 1 및 실시예 10 과 유사한 화학적 조성을 가지는 스테인리스강이다. 정량 분석된 화학조성 값은 하기 표 3에 제시하였다.
미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 준비하기 위한 열처리 조건 중 온도는 실시예와 동일한 조건인 700 ℃ 내지 800 ℃의 범위를 가지고, 시간은 1 시간 내지 4 시간의 범위를 갖는다.
미세 나이오븀 석출 열처리를 700 ℃에서 1 시간 동안 수행(비교예 1), 700 ℃에서 2 시간 동안 수행(비교예 2), 700 ℃에서 4 시간 동안 수행(비교예 3), 750 ℃에서 1 시간 동안 수행(비교예 4), 750 ℃에서 2 시간 동안 수행(비교예 5), 750 ℃에서 4 시간 동안 수행(비교예 6), 800 ℃에서 1 시간 동안 수행(비교예 7), 800 ℃에서 2 시간 동안 수행(비교예 8), 800 ℃에서 4 시간 동안 수행(비교예 9) 한 것을 제외하고는 동일한 제조 공정을 거쳐 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강을 제조한다.
비교예 1의 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 자세한 설명은 본 출원의 발명자들이 발명한 한국등록특허 1,943,591에 기재되어 있다.
Fe Cr Ni C Mn Si Nb Ti N
비교예1 Bal. 24.13 21.07 0.042 1.32 0.23 0.27 0.023 0.008
실험예
실시예 5에 따른 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 투과전자현미경 미세조직 사진을 도 4a 내지 도 4c에 나타내었고, 실시예 15에 따른 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 투과전자현미경 미세조직 사진을 도 5a 내지 도 5c에 나타내었으며, 비교예 8에 따른 미세 나이오븀 탄화물을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 투과전자현미경 미세조직 사진을 도 6에 나타내었다. 또한 실시예 5 및 실시예 15 와 비교예 8을 포함하여 실시예 1 내지 18 및 비교예 1 내지 9에 따른 미세 나이오븀 탄화물 또는 미세 나이오븀-몰리브데넘을 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 열처리 조건(heat treatment conditions)에 따른 석출물의 평균 크기와 밀도를 측정하여 그 결과를 도 7a 내지 7b에 도시하였다.
도 4a 내지 도 5c 그리고 도 7a 및 7b를 참조하면, 실시예 5와 15에 따른 스테인리스강의 경우, 기지 조직 내에 상대적으로 매우 균질 또는 균일하게 분포되어 있는 것을 볼 수 있다. 이때, 미세 나이오븀 탄화물의 수밀도, 밀도 그리고 평균 지름 크기는 각각 1.67x1015 #/m2, 6.87x1022 #/m3, 7.7 nm이며 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 수밀도, 밀도 그리고 평균 지름 크기는 각각 2.45x1015 #/m2, 1.21x1023 #/m3, 5.9 nm이다.
한편, 비교예 1 내지 9에 따른 스테인리스강의 경우, 나이오븀 탄화물이 기지 조직 내 상대적으로 매우 균질 또는 균일하게 분포되어 있지만, 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 밀도가 상대적으로 낮은 것을 볼 수 있다. 비교예 8에 따른 스테인리스강의 수밀도, 밀도 그리고 평균 크기는 각각 5.12x1014 #/m2, 1.13x1022 #/m3, 9.4nm 이다.
도 7a 내지 7b를 다시 참조하면, 실시예들에 따른 나노 크기의 나이오븀 탄화물 석출물의 평균 직경은 5.2 nm 에서 10.8 nm 범위로 열처리 조건에 따라 비교예들에 비해 비슷하거나, 상대적으로 작은 것을 알 수 있고, 밀도는 0.07x1022 #/m3에서 13.48x1022 #/m3의 범위로 비교예들에 비해 대체적으로 높은 것을 알 수 있다. 비교예 대비 실시예 1 내지 9 들에 따른 나노 크기의 나이오븀 탄화물 석출물의 평균 밀도는 최대 약 14 배 증가하였다.
비교예 1 내지 9의 경우, 실시예들과 비슷한 화학적 조성 및 동일한 열-기계적 공정을 수행했음에도 불구하고, 실시예보다 상대적으로 적은 함량의 망간을 포함하거나, 또는 몰리브데넘 원소를 포함하지 않기 때문에, 기지 조직 내 탄화물 형성 과정에서 탄화물의 크기가 실시예들에 비해 상대적으로 조대화되고 이에 따라 탄화물의 밀도가 실시예들에 비해 상대적으로 낮은 것으로 볼 수 있다.
반면, 실시예들에 따른 오스테나이트계 스테인리스강의 경우, 비교예보다 상대적으로 많은 함량의 망간을 포함하거나, 또는 몰리브데넘 원소를 포함하기 때문에, 오스테나이트계 기지 조직 내에 나노 크기의 미세 나이오븀 탄화물 또는 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 균질/균일하게 석출되어 분포될 수 있도록 조장하여, 비교예들보다 상대적으로 높은 밀도의 탄화물을 형성하고 상대적으로 높은 고온 안정성을 나타낸다. 이로 인해, 스테인리스강의 기계적 거동이 비교예들보다 더욱 우수할 수 있고, 높은 비중 대비 강도를 가지면서, 중성자에 대한 조사 저항성이 비교예들보다 더욱 크게 향상될 수 있고, 크리프 저항성도 비교예들보다 더욱 향상될 수 있다.
오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법은, 기지의 용융 온도 아래에서 석출물이 형성되는 경우라면, 나이오븀 탄화물 이외에도 바나듐, 티타늄, 탄탈륨, 그리고 하프늄의 탄화물이나, 또는 이들의 질화물에도 적용될 수 있다.
이상에서 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고 다음의 청구범위에서 정의하고 있는 본 발명의 기본 개념을 이용한 당업자의 여러 변형 및 개량 형태 또한 본 발명의 권리범위에 속하는 것이다.

Claims (20)

  1. 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 2-3.5 중량%을 포함하고,
    오스테나이트계 기지 조직을 가지며,
    상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀 탄화물(NbC)이 석출되어 있으며, 그리고
    상기 미세 나이오븀 탄화물이 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있는
    오스테나이트계 스테인리스강.
  2. 제1항에서,
    상기 오스테나이트계 스테인리스강은 몰리브데넘(Mo) 0.5-1.5 중량%를 더 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강.
  3. 제2항에서,
    상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 석출되어 있으며, 상기 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있는 오스테나이트계 스테인리스강.
  4. 제3항에서,
    상기 오스테나이트계 스테인리스강은 실리콘(Si) 0 중량% 초과 0.3 중량% 이하를 더 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강.
  5. 제3항에서,
    상기 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 평균 크기는 6 nm 이하인 오스테나이트계 스테인리스강.
  6. 제3항에서,
    상기 오스테나이트계 기지 조직 내에서, 상기 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 수밀도가 5x1014-5x1015 #/m2 인 오스테나이트계 스테인리스강.
  7. 제3항에서,
    상기 오스테나이트계 기지 조직 내에서, 상기 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물의 밀도가 1x1022-5x1023 #/m3 인 오스테나이트계 스테인리스강.
  8. 제1항에서,
    상기 미세 나이오븀 탄화물의 평균 크기는 11 nm 이하인 오스테나이트계 스테인리스강.
  9. 제1항에서,
    상기 오스테나이트계 기지 조직 내에서, 상기 미세 나이오븀 탄화물의 수밀도가 1x1014-5x1015 #/m2 인 오스테나이트계 스테인리스강.
  10. 제1항에서,
    상기 오스테나이트계 기지 조직 내에서, 상기 미세 나이오븀 탄화물의 밀도가 1x1022-1x1023 #/m3 인 오스테나이트계 스테인리스강.
  11. 제1항에서,
    상기 오스테나이트계 스테인리스강은 인(P) 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하, 그리고 황(S) 0 중량% 초과 0.01 중량% 이하를 더 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강.
  12. 크롬(Cr) 16-26 중량%, 니켈(Ni) 8-22 중량%, 탄소(C) 0.02-0.1 중량%, 나이오븀(Nb) 0.2-1 중량%, 그리고 망간(Mn) 2-3.5 중량%을 포함하는 혼합 강재를 용해하고, 용해된 상기 혼합 강재를 주조하여 오스테나이트계 기지 조직을 갖는 주조 강재를 형성하는 용해 및 주조 단계,
    상기 주조 강재의 고온 변형 거동을 평가하여 재결정 정지 온도를 도출하는 단계,
    상기 주조 강재를 균질화 열처리하는 단계,
    상기 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 1 패스(pass) 이상의 열간 압연을 수행한 후, 상기 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 1 패스 이상의 열간 압연을 수행하는 다단 패스(multi-pass) 열간 압연 단계, 그리고
    열간 압연된 상기 주조 강재를 열처리한 후 공랭시켜 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀 탄화물을 석출시키는 단계
    를 포함하고,
    상기 미세 나이오븀 탄화물이 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있는
    오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  13. 제12항에서,
    상기 혼합 강재는 몰리브데넘(Mo) 0.5-1.5 중량%를 더 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  14. 제13항에서,
    열간 압연된 상기 주조 강재를 열처리한 후 공랭시켜 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물을 석출시키고, 상기 미세 나이오븀-몰리브데넘 탄화물이 상기 오스테나이트계 기지 조직 내에 균일하게 분산되어 있는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  15. 제14항에서,
    상기 혼합 강재는 실리콘(Si) 0 중량% 초과 0.3 중량% 이하를 더 포함하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  16. 제12항에서,
    상기 다단 패스 열간 압연 단계에서,
    5-15 패스의 열간 압연을 수행하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  17. 제16항에서,
    상기 재결정 정지 온도보다 높은 온도에서 3-10 패스의 열간 압연을 수행한 후, 상기 재결정 정지 온도보다 낮은 온도에서 2-5 패스의 열간 압연을 수행하는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  18. 제17항에서,
    상기 각 패스의 열간 압연이 순차적으로 수행되면서 상기 각 패스의 수행 온도가 10-50 ℃씩 낮아지는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  19. 제12항에서,
    상기 주조 강재를 균질화 열처리하는 단계에서, 1200-1300 ℃의 온도 범위에서 30분-2시간 동안 열처리가 진행되는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
  20. 제12항에서,
    상기 열간 압연된 상기 주조 강재를 열처리할 때, 700-800 ℃의 온도 범위에서 1-4 시간 동안 열처리가 진행되는 오스테나이트계 스테인리스강의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115074503A (zh) * 2022-07-07 2022-09-20 中国原子能科学研究院 一种调控含铌奥氏体不锈钢碳化铌分布及尺寸的方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114959214A (zh) * 2022-05-19 2022-08-30 中国科学院金属研究所 一种含铌奥氏体不锈钢的均质化处理方法
CN116695028B (zh) * 2023-05-30 2024-05-14 鞍钢股份有限公司 一种高强韧高耐蚀性核电奥氏体不锈钢及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007070696A (ja) * 2005-09-07 2007-03-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 無段変速機ベルト、該ベルト用ステンレス鋼板及びその製造法
KR100856659B1 (ko) * 2000-12-14 2008-09-04 캐타필라 인코포레이티드 고온 강도 및 연성이 개선된 내열 및 내식 주조스테인리스 강
KR20160018748A (ko) * 2013-12-09 2016-02-17 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP2016183412A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに高圧水素ガスおよび液体水素環境中で用いる水素用機器
KR101943591B1 (ko) * 2018-11-13 2019-01-30 한국과학기술원 나이오븀 함유 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2602015B2 (ja) * 1986-08-30 1997-04-23 愛知製鋼株式会社 耐腐食疲労性、耐海水性に優れたステンレス鋼およびその製造方法
JPH0297648A (ja) * 1988-09-30 1990-04-10 Aichi Steel Works Ltd クリープ破断強度の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JPH0297649A (ja) * 1988-09-30 1990-04-10 Aichi Steel Works Ltd 極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JPH1088289A (ja) * 1996-09-12 1998-04-07 Hitachi Ltd 高耐食性高強度Ｃｒ−Ｍｎ系オーステナイト焼結鋼とその製造方法及びその用途
JP3764586B2 (ja) 1998-05-22 2006-04-12 新日本製鐵株式会社 冷間加工性と低浸炭歪み特性に優れた肌焼鋼の製造方法
KR100570894B1 (ko) * 2001-12-17 2006-04-12 주식회사 포스코 나이오븀 첨가 오스테나이트계 347 스테인레스강 열연강재의 제조방법
CN101501233B (zh) * 2006-08-11 2011-12-28 新日本制铁株式会社 疲劳特性优异的汽车行走部件用钢材以及使用该钢材的汽车行走部件的制造方法
US7744813B2 (en) * 2007-01-04 2010-06-29 Ut-Battelle, Llc Oxidation resistant high creep strength austenitic stainless steel
KR101401625B1 (ko) 2010-10-07 2014-06-02 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션 내피로성이 우수한 석출 경화형 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강선 및 그 제조 방법
JP5858424B2 (ja) * 2011-12-01 2016-02-10 株式会社日本製鋼所 固体高分子型燃料電池セパレータ用ステンレス鋼およびその製造方法
JP6622527B2 (ja) 2015-09-10 2019-12-18 アネスト岩田株式会社 スクロール流体機械
KR20170074265A (ko) * 2015-12-21 2017-06-30 주식회사 포스코 내크립 특성 및 인장강도가 향상된 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법
CN106244945B (zh) * 2016-08-26 2018-09-14 浙江隆达不锈钢有限公司 耐高温耐腐蚀无缝不锈钢管及该无缝不锈钢管的制备方法
CN107283086A (zh) * 2017-05-27 2017-10-24 太原钢铁(集团)有限公司 高合金奥氏体不锈钢、高合金奥氏体不锈钢焊丝及其制备方法
KR101974815B1 (ko) * 2017-11-28 2019-05-07 포항공과대학교 산학협력단 크롬(Cr) 저감을 통한 상온 및 고온강도가 우수한 오스테나이트강
CN110499455B (zh) * 2018-05-18 2021-02-26 宝武特种冶金有限公司 一种时效硬化奥氏体不锈钢及其制备方法
CN109504833A (zh) * 2018-12-22 2019-03-22 中南大学 一种含铜铌高强度高耐蚀奥氏体不锈钢及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100856659B1 (ko) * 2000-12-14 2008-09-04 캐타필라 인코포레이티드 고온 강도 및 연성이 개선된 내열 및 내식 주조스테인리스 강
JP2007070696A (ja) * 2005-09-07 2007-03-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 無段変速機ベルト、該ベルト用ステンレス鋼板及びその製造法
KR20160018748A (ko) * 2013-12-09 2016-02-17 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 오스테나이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법
JP2016183412A (ja) * 2015-03-26 2016-10-20 新日鐵住金ステンレス株式会社 耐水素脆化特性に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法、ならびに高圧水素ガスおよび液体水素環境中で用いる水素用機器
KR101943591B1 (ko) * 2018-11-13 2019-01-30 한국과학기술원 나이오븀 함유 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115074503A (zh) * 2022-07-07 2022-09-20 中国原子能科学研究院 一种调控含铌奥氏体不锈钢碳化铌分布及尺寸的方法
CN115074503B (zh) * 2022-07-07 2023-11-14 中国原子能科学研究院 一种调控含铌奥氏体不锈钢碳化铌分布及尺寸的方法

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