KR101631018B1 - Ferritic Stainless Steel Having High Resistance to Intergranular Corrosion - Google Patents

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박진호
서형석
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Abstract

The purpose of the present invention is to improve intergranular corrosion resistance of ferritic stainless steel by preventing the formation of a Cr carbide without using a carbide stabilization element such as Ti or Nb with a carbon affinity higher than Cr used for preventing intergranular corrosion in the past. The present invention provides the ferritic stainless steel with excellent intergranular corrosion resistance capable of fixating carbon inside a steel material by forming a grain and a Mo-Si-Mn-C based compound around the grain by adding Mo, Si, and Mn with a carbon affinity lower than Cr together and preventing intergranular corrosion by preventing the concentration of Cr generated in the grain and exhaustion caused by the same. The ferric stainless steel comprises: 10-14 wt% of Cr; 0.02 wt% or less of C; 0.02 wt% or less of N; 0.04 wt% or less of P; 0.01 wt% or less of S; 0.05-2.0 of Mo; 0.2-1.5 wt% of Si; 0.1-1.0 wt% of Mn; and the remainder consisting of Fe and inevitable impurities.

Description

내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 {Ferritic Stainless Steel Having High Resistance to Intergranular Corrosion} FIELD OF THE INVENTION [0001] The present invention relates to a ferritic stainless steel hav- ing high corrosion resistance,

본 발명은 고온에 장시간 노출되는 자동차 배기계 부품, 화력발전 설비 부품, 원자력 발전 설비 부품, 연료전지 부품 등에 사용될 수 있는 페라이트계 스테인리스강에 관한 것으로서, 더 상세하게는, 고온에 장시간 노출되는 페라이트계 스테인리스강의 입계부식을 방지할 수 있는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강에 관한 것이다.
TECHNICAL FIELD The present invention relates to a ferritic stainless steel that can be used for automotive exhaust system components, thermal power plant components, nuclear power plant components, fuel cell components, and the like, which are exposed to high temperature for a long time. More specifically, the present invention relates to a ferritic stainless steel The present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent intercalation corrosion resistance that can prevent grain boundary corrosion.

스테인리스강의 입계부식은 구조물의 수명을 단축시키는 주요 원인이기 때문에 이를 방지하기 위해 오랜 기간 연구되어 왔다. 최근까지 스테인리스강 입계부식의 주요원인은 스테인리스강 중에 포함된 탄소 (C)와 스테인리스강의 주 합금원소인 Cr의 반응에 의하여 Cr-탄화물이 결정립계에 생성됨으로써, Cr-탄화물의 주위에 형성되는 Cr 결핍부에 의하여 입계부식이 발생하는 것으로 알려져 왔다.
Stainless steel bridges have been studied for a long time to prevent this because it is the main cause of shortening the lifetime of the structure. Until recently, the main cause of grain boundary corrosion in stainless steel was the formation of Cr-carbides in the grain boundaries by the reaction of carbon (C) contained in stainless steel and Cr, which is the main alloy element of stainless steel, It has been known that the physeal phosgene is formed by phloem.

이에 따라, 스테인리스강의 입계부식을 방지하기 위하여 Cr-탄화물 생성을 억제시키는 기술이 다양하게 연구되어 왔는데, Cr-탄화물 생성을 막는 대표적 상용기술은 탄소와의 친화력이 Cr보다 크기 때문에 Cr에 앞서 탄화물을 형성할 수 있는 Ti나 Nb와 같은 소위 '탄화물 안정화 원소'를 스테인리스강에 첨가하는 방법이다.
Accordingly, various techniques for inhibiting Cr-carbide formation have been studied in order to prevent intergranular corrosion of stainless steel. A typical commercial technique for preventing the formation of Cr-carbide is that the affinity with carbon is larger than that of Cr, Called " carbide stabilizing element ", such as Ti or Nb, which can be formed, is added to stainless steel.

이 방법은 스테인리스강에 포함되는 C와 N의 함유량보다 약 8 ~ 20 배 정도 많은 양의 Ti나 Nb와 같은 안정화원소 (M)를 첨가하고 약 1000℃ 부근의 온도에서 열간압연 및 소둔 (annealing) 공정을 거쳐 약 800℃ 이상의 온도에서 먼저 생성되는 M-탄화물 또는 M-탄질화물을 우선적으로 형성시킴으로써, 약 800℃ 이하의 온도에서 주로 생성되는 Cr-탄화물의 형성을 억제하는 것이며, 이는 입계부식을 방지하는 기술로 널리 사용되고 있다.
In this method, a stabilizing element (M) such as Ti or Nb is added in an amount about 8 to 20 times larger than the content of C and N contained in stainless steel, and hot rolling and annealing are performed at a temperature of about 1000 캜, Carbide or M-carbonitride, which is produced first at a temperature of about 800 ° C or higher, is preferentially formed to inhibit the formation of Cr-carbide mainly formed at a temperature of about 800 ° C or lower, It is widely used as a technology to prevent

페라이트계 스테인리스 강재를 용접 시 용접부 주위의 열영향부의 온도는 1300℃ 이상으로 상승하게 된다. 이때 스테인리스강 제조 시에 형성되었던 M-탄화물 혹은 M-탄질화물이 분해되어 용접 후의 냉각과정에서 스테인리스강의 기지 내로 고용된 상태로 존재하게 된다. 그리고 용접된 스테인리스강 부품이나 구조물이 자동차용 강판, 화력발전 설비 부품, 원자력 발전 설비 부품, 연료전지 부품 등과 같이 약 400 ~ 700℃의 온도에서 사용되게 되면, 스테인리스강의 기지 내에 고용되었던 C와 Ti 및/또는 Nb 그리고 Cr이 결정립계로 확산하여 결정립계에서 Ti과 Nb가 탄소와 우선적으로 결합하여 다시 M-탄화물 (예: TiC) 혹은 M-탄질화물 (예: Ti(C, N))을 형성함으로 Cr-탄화물 형성을 억제하여 이에 따라 Cr-고갈층이 형성되지 않기 때문에 입계부식이 방지되는 원리이다.
When the ferritic stainless steel material is welded, the temperature of the heat affected zone around the welded part rises to 1300 ° C or higher. At this time, the M-carbide or M-carbonitride formed at the time of manufacturing the stainless steel is decomposed and is present in the state of being solidified into the base of the stainless steel during the cooling process after welding. When welded stainless steel parts and structures are used at temperatures of about 400 to 700 ° C., such as automotive steel plates, thermal power plant parts, nuclear power plant parts, fuel cell parts, etc., (TiC) or M-carbonitride (eg, Ti (C, N)) is formed by preferential bonding of Ti and Nb to carbon in the grain boundaries by diffusion of Nb and Cr into the grain boundaries, - It is the principle that the grain boundary phase is prevented because the formation of carbide is suppressed and the Cr-depleted layer is not formed.

그러나, 안정화 원소가 첨가된 페라이트계 스테인리스강의 입계부식에 관한 최근 연구 결과 (비특허문헌 1 및 2)에 따르면, 기존의 입계부식 반응 기구와는 달리, 입계에 형성되는 Cr-고갈층은 Cr이 입계로 확산하면서 C와 반응하지 않고 Cr 자체의 입계확산에 의하여 Cr-고갈층이 형성되어 입계부식을 유발시키는 것으로 밝혀졌다. 또한 안정화 원소가 첨가된 페라이트계 스테인리스강재의 입계에 형성된 M-탄화물 혹은 M-탄질화물 주위에서도 Cr 편석이 발생하는 것으로 보고되고 있다 (비특허문헌 3).
However, according to recent research results on intergranular corrosion of ferritic stainless steels to which stabilizing elements are added (Non-Patent Documents 1 and 2), unlike the conventional intergranular corrosion reaction mechanism, the Cr- It is found that Cr-depleted layer is formed by intergranular diffusion of Cr itself without reacting with C while diffusing into grain boundary, thereby causing intergranular corrosion. It has also been reported that Cr segregation occurs around M-carbide or M-carbonitride formed in the grain boundaries of the ferritic stainless steel to which the stabilizing element is added (Non-Patent Document 3).

그러므로, Ti나 Nb와 같이 탄소와 친화력이 강한 탄화물 안정화 원소를 첨가하는 종래의 방법만으로는 용접 열영향부나 고온환경에서 사용되는 스테인리스강, 보다 구체적으로는 저 Cr계 스테인리스강의 입계부식을 방지하는데 한계가 있다. 이와 관련하여, 종래의 특허 (특허문헌 1)에서는 안정화원소인 Ti가 첨가된 스테인리스강의 용접 후 입계부식을 방지하기 위하여, 용접을 하고난 후에 600 ~ 700℃에서 1 ~ 5시간 동안 열처리함으로써 입내로부터 입계의 Cr 결핍층으로 Cr이 확산하여 Cr 결핍층을 없애는 방법이 개시되어 있다. 그런데 이 방법은 용접 후에 별도의 열처리를 해야 하기 때문에 용접공정이 복잡하고 용접구조물의 제조비용이 증가할 뿐 아니라 대형 구조물인 경우 용접 후에 600 ~ 700℃로 열처리하기 곤란한 부분에는 적용할 수 없는 문제점이 있다.
Therefore, only the conventional method of adding a carbide stabilizing element strong in affinity with carbon, such as Ti or Nb, has a limitation in preventing intergranular corrosion of stainless steel used in a welding heat affected zone or a high temperature environment, more specifically, a low Cr stainless steel have. In this connection, in the conventional patent (Patent Document 1), in order to prevent intergranular corrosion after welding of stainless steel to which Ti is added as a stabilizing element, welding is performed and then heat treatment is performed at 600 to 700 ° C for 1 to 5 hours Discloses a method of diffusing Cr into the Cr-depleted layer of the grain boundary to eliminate the Cr-depleted layer. However, since this method requires separate heat treatment after welding, the welding process is complicated and the manufacturing cost of the welded structure is increased. In addition, in the case of a large structure, it is not applicable to a portion difficult to be heat treated at 600 to 700 ° C. after welding have.

대한민국 공개특허 제2003-50212호Korea Patent Publication No. 2003-50212

J. K. Kim, Y. H. Kim, S. H. Uhm, J. S. Lee, K. Y. Kim, Corros. Sci. 51 (2009) 2716.J. K. Kim, Y. H. Kim, S. H. Uhm, J. S. Lee, K. Y. Kim, Corros. Sci. 51 (2009) 2716. J. K. Kim, Y. H. Kim, B. H. Lee, K. Y. Kim, Electrochimica Acta. 56 (2011) 1701.J. K. Kim, Y. H. Kim, B. H. Lee, K. Y. Kim, Electrochimica Acta. 56 (2011) 1701. J. H. Park, J. K. Kim, B. H. Lee, K. Y. Kim, Scripta Mater. 68 (2013) 237.J. H. Park, J. K. Kim, B. H. Lee, K. Y. Kim, Scripta Mater. 68 (2013) 237.

본 발명은 Cr 보다 탄소와 친화력이 높은 탄화물 안정화 원소를 첨가하지 않고서도, 페라이트계 스테인리스강의 입계부식을 억제하는 효과가 우수한 페라이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.
An object of the present invention is to provide a ferritic stainless steel excellent in the effect of inhibiting intergranular corrosion of a ferritic stainless steel without adding a carbide stabilizing element having a higher affinity to carbon than Cr.

본 발명의 일태양은, Cr: 10 ~ 14중량%, C: 0.02중량% 이하, N: 0.02중량% 이하, P: 0.04중량% 이하, S: 0.01중량% 이하, Mo: 0.05 ~ 2.0중량%, Si: 0.2 ~ 1.5중량%, Mn: 0.1 ~ 1.0중량%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 6{(Mo - 0.05)*(Si - 0.2)*(Mn - 0.18)}/(C + N)의 관계식의 값은 1 이상인 것을 만족하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 제공한다.An aspect of the present invention provides a method of manufacturing a semiconductor device, comprising: 10 to 14 wt% of Cr; 0.02 wt% or less of C; 0.02 wt% or less of N; 0.04 wt% or less of P; 0.2 to 1.5% by weight of Si, 0.1 to 1.0% by weight of Mn and the balance of Fe and unavoidable impurities, and 6 {(Mo - 0.05) * (Si - 0.2) * (Mn - 0.18)} / N) satisfies 1 or more. The present invention provides a ferritic stainless steel having excellent intercalation corrosion resistance.

(여기에서, 상기 관계식의 Mo, Si, Mn, C 및 N은 각 성분의 중량%를 의미)
(Wherein Mo, Si, Mn, C and N in the above relational expressions represent the weight% of each component)

본 발명에 따른 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, Ti 및 Nb와 같은 탄소와 친화력이 강한 탄화물 안정화 원소들을 첨가하지 않더라도, Cr 보다 탄소와 친화력이 더 약한 원소인 Mo, Si 및 Mn을 소량 첨가하여 입계 및 그 주변에 금속간 화합물을 형성시켜 강재 내부에 고용된 탄소를 안정화시킴으로써, Cr이 입계로 향하는 확산을 방지하여 Cr 탄화물의 생성을 막을 수 있기 때문에 Cr 결핍층이 발생하지 않아 입계부식을 방지할 수 있다. 특히, 본 발명은 용접 열영향부의 입계부식을 효과적으로 방지할 수 있다.
The ferritic stainless steels having excellent intercalation corrosion resistance according to the present invention can be obtained by adding Mo, Si and Mn, which are elements weaker in affinity with carbon than Cr, with a small amount of Si, even if carbide stabilizing elements strong in affinity with carbon such as Ti and Nb are not added The Cr-containing carbide is prevented from being formed by preventing the diffusion of Cr toward the grain boundary by forming an intermetallic compound at the grain boundary and its periphery to stabilize the carbon solidified in the steel material, Can be prevented. Particularly, the present invention can effectively prevent intergranular corrosion of the weld heat affected zone.

도 1은 주요 금속원소들의 탄화물 생성에너지를 나타내는 그래프로서, 각 금속원소들의 온도에 따른 깁스 자유에너지를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예의 표 1의 비교예 및 발명예들의 성분조성에 따라 첨가한 스테인리스강을 500℃로 열처리한 후, 입계부식시험을 실시한 결과를 보여주는 사진이다.
도 3은 비교예 5 및 6와 발명예 1 및 2를 modified-Strauss 평가 후 입계부식 정도를 광학현미경으로 관찰한 결과이다.
도 4는 Ti 등의 안정화 원소를 C+N 함량보다 20배 이상 첨가한 비교예 1의 스테인리스강의 결정립계를 3DAP를 통해 분석한 결과이다.
도 5는 안정화 원소를 첨가한 비교예 1의 입계에서의 원소별 분포를 3DAP를 통해 분석하여 위치별 농도를 나타낸 그래프이다.
도 6은 본 발명에 부합되는 발명예 2의 입계를 따라 형성된 금속간 화합물을 주사전자현미경을 통해 관찰한 결과이다.
도 7은 발명예 2를 1300℃에서 10분간 용체화 처리한 후, 500℃에서 2시간 예민화 열처리하고 탄소 레플리카 분석 기법을 통해 석출물을 추출하여 투과전자현미경을 통해 촬영한 사진이다.
도 8은 비교예 6의 입계에서의 원소별 분포를 3DAP를 통해 분석한 그래프이다.
도 9는 발명예 2의 입계에서의 원소별 분포를 3DAP를 통해 분석한 그래프이다.
도 10은 본 발명의 실시예의 비교예 및 발명예들의 입계부식 실험 후 강재의 면적 감소율과 관계식의 결과 값의 관계를 나타낸 그래프이다.BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS FIG. 1 is a graph showing carbide formation energies of major metal elements, and is a graph showing the Gibbs free energy according to the temperature of each metal element. FIG.
FIG. 2 is a photograph showing the result of performing intergranular corrosion test after heat treatment of stainless steel added at 500 ° C according to the comparative example of Table 1 of the embodiment of the present invention and the composition of the inventive examples.
FIG. 3 is a result of observing the degree of intergranular corrosion by an optical microscope after the modified-Strauss evaluation of Comparative Examples 5 and 6 and Examples 1 and 2.
Fig. 4 shows the results of analysis of the grain boundaries of stainless steel of Comparative Example 1 in which stabilizing elements such as Ti were added 20 times or more than the C + N content through 3DAP.
FIG. 5 is a graph showing the concentrations of the elements in the grain boundaries of Comparative Example 1 to which the stabilizing elements are added, by analyzing the distribution of the elements by 3DAP.
FIG. 6 is a result of observation of an intermetallic compound formed along grain boundaries of Inventive Example 2 in accordance with the present invention through a scanning electron microscope.
FIG. 7 is a photograph of Example 2 heat treatment at 1300.degree. C. for 10 minutes, annealing at 500.degree. C. for 2 hours, extraction of precipitates through carbon replica analysis, and transmission electron microscopy.
FIG. 8 is a graph of the distribution of the elements in the grain boundaries of Comparative Example 6 through 3DAP. FIG.
FIG. 9 is a graph of the distribution of elements in the grain boundary of Inventive Example 2 through 3DAP.
10 is a graph showing the relationship between the area reduction ratio of the steel after the intergranular corrosion test and the result of the relational expression of the comparative example of the embodiment of the present invention and the inventive examples.

본 발명은 용접 열영향부나 고온에 장시간 노출되는 페라이트계 스테인리스강의 입계부식을 방지할 수 있는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강에 관한 것이다.
The present invention relates to a ferritic stainless steel excellent in intercalation corrosion resistance that can prevent intergranular corrosion of a ferritic stainless steel exposed to a welding heat affected zone or a high temperature for a long time.

탄화물을 형성하는 원소들의 탄소 친화도(carbon affinity)는 도 1에 도시된 바와 같이 각종 탄화물의 생성에너지의 정도에 따라 결정되며, 탄화물 생성 에너지가 낮을수록 탄소와 친화도가 높다. 종래에는 입계부식 방지를 위하여 Ti 또는 Nb 와 같은 탄소 친화도가 Cr 보다 높은 강한 탄화물 형성 원소 (strong carbide former)를 첨가하여 Cr이 탄화물을 형성하는 것을 방지하고자 하였지만 Ti 또는 Nb와 같은 강한 탄화물 형성 원소의 첨가로는 페라이트계 스테인리스강의 입계부식을 방지 할 수 없었다. 본 발명은, 종래기술의 매카니즘과는 완전히 다른 것으로, 탄소 친화도가 Cr 보다 낮은 약한 탄화물 형성 원소(weak carbide former)인 Mo, Si 및 Mn을 복합첨가하여 입계 및 그 주변에 금속간 화합물 생성을 통해 스테인리스강의 입계부식을 방지할 수 있다.
The carbon affinity of the elements forming the carbide is determined according to the degree of formation energy of various carbides as shown in FIG. 1, and the lower the carbide formation energy, the higher the affinity with carbon. Conventionally, a strong carbide former having a carbon affinity higher than that of Cr, such as Ti or Nb, has been added to prevent the formation of carbides of Cr to prevent intergranular corrosion. However, strong carbide forming elements such as Ti or Nb The intergranular corrosion of the ferritic stainless steel could not be prevented. The present invention is completely different from the mechanism of the prior art and involves the addition of Mo, Si and Mn, which are weak carbide formers having carbon affinity lower than Cr, to produce intermetallic compounds at and around the grain boundaries Thereby preventing intergranular corrosion of the stainless steel.

본 발명에서, '탄화물 안정화 원소'란 Ti와 Nb과 같이 탄소와의 친화력이 Cr보다 높은 원소들로서 스테인리스강에 첨가될 때 이 원소들이 탄소와 반응하여 탄화물을 우선적으로 형성하기 때문에, Cr 탄화물의 형성을 방지할 수 있는 원소를 의미한다.
In the present invention, the term "carbide stabilizing element" refers to an element having a higher affinity to carbon such as Ti and Nb than stainless steel. When these elements are added to stainless steel, these elements react with carbon to preferentially form carbide, And the like.

또한, 본 발명에서, '탄화물 안정화 원소를 포함하지 않는다'는 것은 스테인리스강 내에 종래에 안정화원소로 사용되던 Cr 보다 탄소와 친화력이 강한 Ti, Nb와 같은 원소들을 포함하지 않는다는 의미이며, Cr 보다 탄소와 친화력이 약한 Mo, Si 및 Mn은 실질적으로 탄화물 안정화원소로 작용하지 않는다는 의미이다.
In the present invention, 'not containing a carbide stabilizing element' means that it does not contain elements such as Ti and Nb which are stronger in affinity with carbon than Cr which is conventionally used as a stabilizing element in stainless steel, And Mo, Si and Mn having weak affinity do not substantially act as carbide stabilizing elements.

본 발명의 발명자들은 스테인리스강에 Ti, Nb와 같이 Cr보다 우선적으로 탄화물을 형성하는 원소를 첨가하는 경우보다, Mo, Si 및 Mn을 복합첨가하게 되면 용접 열영향부의 입계부식을 보다 효과적으로 방지 할 수 있는 것을 밝혀내었다.
The inventors of the present invention have found that when Mo, Si, and Mn are added in combination to an element such as Ti or Nb, which forms a carbide preferentially over stainless steel, the intergranular corrosion of the weld heat affected zone can be more effectively prevented .

이하, 본 발명의 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강에 대하여 상세히 설명한다.
Hereinafter, the ferritic stainless steel having excellent intercalation corrosion resistance according to the present invention will be described in detail.

본 발명의 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, Cr: 10 ~ 14중량%, C: 0.02중량% 이하, N: 0.02중량% 이하, P: 0.04중량% 이하, S: 0.01중량% 이하, Mo: 0.05 ~ 2.0중량%, Si: 0.2 ~ 1.5중량%, Mn: 0.1 ~ 1.0중량%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 6{(Mo - 0.05)*(Si - 0.2)*(Mn - 0.18)}/(C + N)의 관계식의 값은 1 이상인 것을 만족한다. (여기에서, 상기 관계식의 Mo, Si, Mn, C 및 N은 각 성분의 중량%를 의미)
The ferritic stainless steel excellent in the intercalation corrosion resistance according to the present invention is characterized by containing 10 to 14% by weight of Cr, not more than 0.02% by weight of C, not more than 0.02% by weight of N, not more than 0.04% by weight of P, not more than 0.01% 0.05 to 2.0% by weight of Mo, 0.2 to 1.5% by weight of Si, 0.1 to 1.0% by weight of Mn, balance of Fe and unavoidable impurities, 0.18)} / (C + N) satisfies a value of 1 or more. (Wherein Mo, Si, Mn, C and N in the above relational expressions represent the weight% of each component)

이하 본 발명의 성분 및 조성범위 한정이유를 상세히 설명한다.
The reasons for limiting the components and composition ranges of the present invention will be described in detail below.

Cr: 10 ~ 14 중량%Cr: 10 to 14 wt%

Cr은 스테인리스강에 내식성을 부여하는 기본 성분이며 내식성의 향상을 위해서는 많이 첨가하는 것이 좋다. 또한, 10 중량% 미만일 경우 내식성이 크게 악화되므로 10 중량% 이상으로 한정하고, 또한, 14 중량%를 초과할 경우에는 금속상태의 Cr 농축에 의한 입계부식 현상이 강재의 내식성에 미치는 영향이 낮아, 기존 안정화 원소의 첨가만으로 입겨부식 방지가 가능하기 때문에 본 특허에서 제안하고자 하는 입계부식 저항성이 우수한 페라이트계 스테인레스 강에서의 Cr 함량의 범위는 14 중량% 이하인 것이 바람직하다.
Cr is a basic ingredient that imparts corrosion resistance to stainless steel. It is recommended to add Cr in order to improve corrosion resistance. If it is less than 10% by weight, the corrosion resistance is significantly deteriorated. Therefore, it is limited to not less than 10% by weight, and if it exceeds 14% by weight, the effect of intergranular corrosion due to Cr concentration in the metallic state, It is preferable that the range of the Cr content in the ferritic stainless steel excellent in the grain boundary corrosion resistance to be proposed in the present patent is 14 wt% or less since corrosion can be prevented only by adding the existing stabilizing element.

C: 0.02 중량% 이하C: not more than 0.02% by weight

C은 용접성 및 가공성을 악화시키는 성분이며 0.02 중량%를 초과하여 첨가하면 용접성 및 가공성이 크게 나빠지므로 0.02 중량% 이하로 한정한다.
C is a component which deteriorates the weldability and workability. If it exceeds 0.02% by weight, the weldability and workability are greatly deteriorated. Therefore, the content is limited to 0.02% by weight or less.

N: 0.02 중량% 이하N: not more than 0.02% by weight

N은 용접성 및 가공성을 악화시키는 성분이며 0.02 중량%를 초과하여 첨가하면 용접성 및 가공성이 크게 나빠지므로 0.02 중량% 이하로 한정한다.
N is a component which deteriorates the weldability and workability. When it is added in an amount exceeding 0.02% by weight, weldability and workability are greatly deteriorated. Therefore, the N content is limited to 0.02% by weight or less.

P: 0.04 중량% 이하P: not more than 0.04% by weight

P는 불가피한 불순물로 강중에 함유되는 성분이며 그 양이 적을수록 강의 인성 및 가공성에 좋다. 0.04 중량%를 초과하여 첨가되면 인성 및 가공성이 크게 악화되므로 0.04 중량% 이하로 한정한다.
P is an inevitable impurity contained in steel, and the smaller the amount, the better the toughness and workability of steel. If it is added in an amount exceeding 0.04% by weight, toughness and workability are significantly deteriorated, so that the amount is limited to 0.04% by weight or less.

S: 0.01 중량% 이하S: not more than 0.01% by weight

S는 불가피한 불순물로 강중에 함유되는 성분이며 그 양이 적을수록 강의 열간가공성에 좋다. 0.01 중량% 를 초과하여 첨가되면 열간압연 공정에서 열간가공성을 크게 떨어뜨리므로 0.01 중량% 이하로 한정한다.
S is an inevitable impurity contained in steel. The smaller the amount, the better the hot workability of steel. If it is added in an amount exceeding 0.01% by weight, the hot workability in the hot rolling process is significantly lowered, so that the content is limited to 0.01% by weight or less.

Mo: 0.05 ~ 2.0 중량%Mo: 0.05 to 2.0 wt%

Mo은 페라이트계 스테인리스강의 부식을 억제하는 데에 유효한 원소이다. 특히 Mo은 페라이트 스테인리스강재의 입계에 농축되어 이차상을 생성하기 쉽기 때문에 본 발명에서 제안하는 입계부식 방지 원소로서 적합하다. 그러나 Mo을 2.0 중량% 를 초과하여 첨가하면 650℃ 이상의 온도에서 s상을 석출하여 충격치 및 내식성을 저하하기 때문에 2.0중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한 0.05 중량% 미만일 경우 입계 및 그 주변에 입계부식 방지를 위한 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물을 형성하기 어렵기 때문에, 바람직하게는 0.05 ~ 2.0 중량%의 범위로 첨가한다.
Mo is an effective element for suppressing the corrosion of ferritic stainless steels. Particularly, since Mo is concentrated in the grain boundaries of the ferritic stainless steel material and easily forms a secondary phase, it is suitable as the intergranular corrosion preventing element proposed in the present invention. However, when Mo is added in an amount exceeding 2.0% by weight, the s phase is precipitated at a temperature of 650 ° C or higher to lower the impact value and the corrosion resistance. Therefore, it is preferable to add 2.0% by weight or less. If it is less than 0.05% by weight, it is difficult to form an Mo-Si-Mn-C intermetallic compound for preventing intergranular corrosion at the grain boundary and its periphery, so that it is preferably added in the range of 0.05 to 2.0% by weight.

Si: 0.2 ~ 1.5 중량%Si: 0.2 to 1.5 wt%

Si은 유효한 탈산제이며 강력한 페라이트 생성 원소이다. 또한 강재의 입계에 쉽게 농축되기 때문에 입계부식 방지를 위하여, 0.2 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하며, Si 을 다량 첨가 시 제강 및 산세 공정에서 문제를 일으킬 수 있으므로 1.5중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
Si is an effective deoxidizer and a strong ferrite generating element. Further, it is preferably added in an amount of not less than 0.2% by weight in order to prevent grain boundary corrosion because it is easily concentrated on the grain boundaries of the steel, and it may cause problems in the steelmaking and pickling process when a large amount of Si is added. .

Mn: 0.1 ~ 1.0 중량%Mn: 0.1 to 1.0 wt%

Mn은 탈산, 탈황제로서 작용함과 동시에 오스테나이트 안정화에 유효하게 이용되며, 스테인리스강에 고용(solid solution)되는 S를 저감하여 S의 입계 편석(segregation)을 억제하므로 열간압연 시 S에 의한 균열 발생을 방지하는 역할을 한다. 이러한 효과를 위하여 0.1 중량% 이상을 첨가하는 것이 바람직하며, Mn은 페라이트강에서 다량 첨가 시 인성의 열화와 내식성 및 내산화성을 열화시킬 수 있으므로 1.0중량% 이하로 한정하는 것이 바람직하므로, Mn은 0.1 ~ 1.0 중량% 의 범위로 첨가하는 것이 바람직하다.
Mn acts as a deoxidizing and desulfurizing agent and is effectively used for stabilizing austenite. It suppresses segregation of S by reducing solid solution S in stainless steel, and therefore cracks due to S during hot rolling . For this effect, it is preferable to add 0.1 wt% or more of Mn. When Mn is added in a large amount in ferritic steel, deterioration of toughness and deterioration of corrosion resistance and oxidation resistance may be deteriorated. By weight to 1.0% by weight.

Ti 및 NbTi and Nb

본 발명에서는 Ti 및 Nb 등이 함유될 수 있으며, 이들 Ti 및 Nb등은 입계부식 저항성의 개선에는 영향을 미치지 않는다.
In the present invention, Ti and Nb may be contained, and these Ti and Nb do not affect the improvement of the grain boundary corrosion resistance.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, in the ordinary manufacturing process, impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.

본 발명은 상기의 성분범위를 만족함과 동시에, 하기의 관계식 1을 만족함으로써, 강재의 입계 및 그 주변에 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물을 형성하여 입계부식을 방지할 수 있다.
The present invention satisfies the above-described composition range and satisfies the following relational expression (1), whereby intergranular corrosion can be prevented by forming a Mo-Si-Mn-C intermetallic compound in and around the grain boundary of the steel material.

[관계식 1][Relation 1]

6{(Mo - 0.05)*(Si - 0.2)*(Mn - 0.18)}/(C + N) ≥ 1
6 {(Mo - 0.05) * (Si - 0.2) * (Mn - 0.18)} / (C + N)

강재의 입계 및 그 주변에 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물을 형성하기 위해서는 Mo, Si, Mn 원소가 강재에 각각 일정량 이상 첨가되어야 하며, 다른 두 가지 원소의 함량이 충분히 높더라도 하나의 원소의 함량이 결핍될 경우 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물을 충분히 생성할 수 없다. 관계식 1은 강재 내부의 C, N 함량에 따른 입계부식 방지를 위한 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물 생성에 필요한 Mo, Si, Mn 함량의 필요조건을 도출한 것이다. 하기의 실시예를 참조하여도 상기 관계식 1을 만족하는 발명예들의 경우에는 표2및 도 10을 참조하였을 때 입계부식이 나타나지 않는 것을 확인할 수 있고, 상기 관계식 1을 만족하지 않는 비교예들의 경우에는 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물의 생성과 그에 따른 입계부식 저항성 향상의 효과가 나타나지 않으므로, 내입계부식 저항성을 향상시키기 위해서는 강재에 첨가되는 합금원소의 함량이 관계식 1을 만족하는 것이 바람직한 것임을 알 수 있다.
In order to form a Mo-Si-Mn-C intermetallic compound in and around the grain boundary of the steel, Mo, Si, and Mn elements must be added to the steel at a predetermined amount or more, and even if the content of the other two elements is sufficiently high, When the content of element is deficient, it is impossible to sufficiently generate an Mo-Si-Mn-C intermetallic compound. Relation 1 derives the necessary conditions of Mo, Si and Mn contents necessary for Mo-Si-Mn-C intermetallic compound formation to prevent intergranular corrosion due to the contents of C and N in the steel. In the case of the inventive examples satisfying the relational expression 1, it can be seen from the following examples that the grain boundary equation does not appear when referring to Table 2 and FIG. 10, and in the case of the comparative examples which do not satisfy the relational expression 1 The effect of the generation of Mo-Si-Mn-C intermetallic compounds and the effect of improving the intergranular corrosion resistance is not exhibited. Therefore, in order to improve the resistance to intergranular corrosion, it is preferable that the content of the alloying element added to the steel satisfies the relational expression 1 .

본 발명에서는 상기 약한 탄화물 형성 원소 (weak carbide former)인 Mo, Si 및 Mn을 복합 첨가함으로써, 강재의 미세조직의 입계 및 그 주변에 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물을 형성하여 입계부식을 방지하고자 한다. 상기 금속간 화합물의 생성은 탄소를 금속간 화합물 내에 구속함으로써 강재 내의 고용된 탄소를 안정화 시키는 역할을 한다.
In the present invention, Mo-Si-Mn intermetallic compounds are formed at grain boundaries and around the microstructures of the steel by adding the weak carbide formers Mo, Si and Mn, . The formation of the intermetallic compound serves to stabilize the solid carbon in the steel by restricting the carbon in the intermetallic compound.

여기에서, 상기 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물은 CMn4MoSi인 것이 바람직하다. 강재 내부에서 Mo, Si, Mn, C는 열역학적으로 입계에 농축되기 쉽기 때문에 각원소의 함량이 일정량 이상일 경우, 입계 및 그 주변을 따라 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물이 형성될 수 있으며, 하기 실시예에서도 강재 내부의 입계 및 그 주변에 생성되는 Mo-Si-Mn-C계 금속간 화합물은 주로 CMn4MoSi의 형태로 석출되는 것으로 나타났다.
Here, the Mo-Si-Mn-C intermetallic compound is preferably CMn 4 MoSi. Mo-Si-Mn-C intermetallic compounds can be formed along the grain boundaries and around the Mo-Si-Mn-C intermetallic compounds when the content of each element is more than a certain amount because Mo, Si, Mn and C are easily thermodynamically concentrated in the grain boundary. , The Mo-Si-Mn-C intermetallic compounds generated in and around the grain boundaries in the steel material were mainly precipitated in the form of CMn 4 MoSi.

또한, 본 발명의 페라이트 스테인리스강의 입계에서, Cr 농축의 최대함량과 Cr 고갈층의 최소함량의 편차는 10 원자% 이하인 것이 바람직하다. 페라이트계 스테인리스강재에서 입계부식이 일어나는 원인은 입계에서의 Cr농축과 고갈층의 Cr 농도차이로 인하여 전기화학적 분극이 일어나기 때문이다. 따라서, 페라이트계 스테인리스강의 입계에서의 Cr의 농축의 최대함량과 고갈층의 최소함량의 편차를 10 원자% 이하로 억제함으로써, 입계부식 저항성이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
In the grain boundaries of the ferritic stainless steel of the present invention, the deviation of the maximum content of Cr concentration and the minimum content of Cr-depleted zone is preferably 10 atomic% or less. In the ferritic stainless steels, the grain boundary phase is caused by the Cr concentration in the grain boundaries and the electrochemical polarization due to the difference in the Cr concentrations in the depleted layers. Therefore, it is possible to provide a ferritic stainless steel excellent in intergranular corrosion resistance by suppressing the variation of the maximum content of Cr concentration and the minimum content of the depleted layer in the grain boundaries of the ferritic stainless steel to 10 atomic% or less.

여기에서, 상기 Cr 농축의 최대함량은 20 원자% 이하고, 상기 Cr 고갈층의 최소함량은 9.5 원자% 이상인 것이 더욱 바람직하고, 이러한 최대함량 및 최소함량을 유지한다면 더욱 효과적으로 페라이트계 스테인리스강의 입계부식을 억제할 수 있다.
Here, the maximum content of Cr concentration is 20 atomic% or less, and the minimum content of the Cr-depleted zone is more preferably 9.5 atomic% or more. If the maximum content and minimum content are maintained, the intergranular corrosion of ferritic stainless steel Can be suppressed.

이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 기초로 본 발명을 상세히 설명하기로 한다. 이하의 실시예와 도면에 도시된 구성은 본 발명의 바람직한 실시예에 불과할 뿐이고, 본 발명의 기술적 사상을 모두 대변하는 것은 아니므로, 본 출원시점에 있어서 이들을 대체할 수 있는 다양한 균등물과 변형예들이 있을 수 있으며 본 발명의 범위가 다음에 기술하는 실시예에 한정되는 것은 아니다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to the preferred embodiments of the present invention with reference to the accompanying drawings. It is to be understood that both the foregoing general description and the following detailed description of the present invention are exemplary and explanatory and are intended to provide further explanation of the invention as claimed. And the scope of the present invention is not limited to the following embodiments.

[[ 실시예Example ]]

하기 표 1에서는 본 발명의 비교예와 발명예들의 조성을 나타내고 있다. Table 1 below shows the compositions of Comparative Examples and Inventive Examples of the present invention.

하기 표 1의 성분함량을 갖고, 불순물인 P 및 S를 0.001중량% 이하로 함유하는 페라이트계 스테인리스강재를 1300℃에서 10분간 용체화 처리 후에, 500℃에서 2시간 동안 예민화 열처리를 실시하였다. 이러한 열처리들은 상용 강재의 용접 후 구동 환경을 모사하기 위한 것이다.
A ferritic stainless steel material having the ingredients shown in Table 1 and containing P and S as impurities in an amount of 0.001% by weight or less was subjected to a solution treatment at 1300 캜 for 10 minutes and then a sensitizing treatment at 500 캜 for 2 hours. These heat treatments are intended to simulate the post-weld operating environment of commercial steels.

페라이트계 스테인리스강을 용접할 때, 스테인리스강의 용융온도 부근(약 1300℃ 이상)까지 가열되고, 이러한 용접부를 포함한 스테인리스강 구조물을 400 ~ 700℃의 온도구간에서 사용하게 되면, 탄화물 안정화 원소인 Ti과 Nb을 첨가한 스테인리스강재의 경우에는, 예민화가 진행되어 입계부식을 유발하는 원인이 된다.
When the ferritic stainless steel is heated to a temperature near the melting point of the stainless steel (about 1300 DEG C or higher), and the stainless steel structure including the welded portion is used at a temperature range of 400 to 700 DEG C, In the case of a stainless steel material to which Nb is added, the sensitization progresses and causes grain boundary corrosion.

구분division 조성(중량%)Composition (% by weight) CC NN CrCr TiTi MnMn MoMo SiSi 비교예 1Comparative Example 1 0.01000.0100 0.00670.0067 10.9810.98 0.180.18 0.270.27 -- 0.50.5 비교예 2Comparative Example 2 0.00700.0070 0.00680.0068 11.2611.26 0.200.20 0.200.20 -- 0.50.5 비교예 3Comparative Example 3 0.00890.0089 0.00840.0084 10.9810.98 0.180.18 0.270.27 -- 0.60.6 비교예 4Comparative Example 4 0.00830.0083 0.00820.0082 10.9810.98 0.180.18 0.270.27 -- 0.70.7 비교예 5Comparative Example 5 0.00610.0061 0.00560.0056 10.5410.54 -- 0.370.37 0.10.1 0.30.3 비교예 6Comparative Example 6 0.00400.0040 0.00570.0057 11.2211.22 -- 0.220.22 0.10.1 0.80.8 비교예 7Comparative Example 7 0.00600.0060 0.00690.0069 11.1511.15 0.050.05 0.220.22 0.050.05 0.90.9 발명예 1Inventory 1 0.00580.0058 0.00630.0063 10.4510.45 -- 0.370.37 0.20.2 0.40.4 발명예 2Inventory 2 0.00610.0061 0.00530.0053 10.2010.20 -- 0.370.37 0.10.1 0.60.6 발명예 3Inventory 3 0.00810.0081 0.00470.0047 10.9810.98 0.180.18 0.270.27 0.10.1 0.70.7 발명예 4Honorable 4 0.00670.0067 0.00640.0064 11.1211.12 0.190.19 0.380.38 0.10.1 0.80.8

(‘-’: present as a trace element)
('-': present as a trace element)

상기 각각의 비교예와 발명예들의 성분함량을 갖는 페라이트계 스테인리스강재를 상기 용체화 처리 및 예민화 열처리 후, modified-Strauss 평가 방법을 통해 예민화 정도를 평가하였다. 상기 modified-Strauss 평가 방법은 증류수에 6중량%의 CuSO4 및 0.5중량%의 H2SO4를 포함하는 300ml 부피의 용액을 105℃의 온도로 유지하며, 구리 구슬(copper ball)을 시편과 전기화학적으로 연결하고 20시간 동안 침지한 뒤에 강재의 면적 감소율 및 입계부식성을 측정하는 방법으로 평가하는 방법이다.
The degree of sensitization was evaluated by the modified-Strauss evaluation method after the solution treatment and the sensitization heat treatment of the ferritic stainless steel having the contents of the respective comparative examples and the inventive examples. The modified-Strauss evaluation method is a method in which 300 ml of a solution containing 6% by weight of CuSO 4 and 0.5% by weight of H 2 SO 4 in distilled water is maintained at a temperature of 105 ° C, And then measuring the area decrease rate of the steel and the intergranular corrosion resistance after chemically connecting and immersing for 20 hours.

또한, 상기 각각의 비교예와 발명예들의 성분함량을 갖는 페라이트계 스테인리스강재를 상기 용체화 처리 및 예민화 열처리 후, 강재의 미세구조를 주사전자현미경 (SEM), 투과전자현미경 (TEM) 및 삼차원 원자 현미경 (3DAP) 을 통하여, 입계 근처에서의 금속원소들의 농축, 결핍 현상과, 탄화물, 질화물, 및 금속간 화합물의 석출 거동을 관찰하였다.
Further, after the solution treatment and the sensitizing heat treatment of the ferritic stainless steels having the respective component contents of the comparative examples and the inventive examples described above, the microstructure of the steel was measured by a scanning electron microscope (SEM), a transmission electron microscope (TEM) Through the atomic force microscope (3DAP), the concentration, deficiency, and precipitation behavior of carbides, nitrides, and intermetallic compounds were observed near the grain boundaries.

아래의 표 2에 이러한 측정의 결과들을 정리하여 나타내었다. 표 2에서의 관계식의 값은 "6{(Mo - 0.05)*(Si - 0.2)*(Mn - 0.18)}/(C + N)"의 관계식에 각각의 성분의 중량% 값을 대입한 결과를 의미한다.
The results of these measurements are summarized in Table 2 below. The values of the relational expressions in Table 2 are obtained by substituting the weight% values of the respective components into the relational expression "6 {(Mo - 0.05) * (Si - 0.2) * (Mn - 0.18)} / .

구분division 입계부식 저항성Intergranular corrosion resistance 입계부식 후
면적감소율 (%)After intergranular corrosion
Area reduction rate (%) 석출물 조성Precipitate composition 관계식의 값Value of relation 비교예 1Comparative Example 1 ⅩX 5353 TiC, Si계TiC, Si system -0.49-0.49 비교예 2Comparative Example 2 ⅩX 4141 TiC, Si계TiC, Si system -0.13-0.13 비교예 3Comparative Example 3 △△ 1212 TiC, Si계TiC, Si system -0.62-0.62 비교예 4Comparative Example 4 △△ 33 TiC, Si계TiC, Si system -0.82-0.82 비교예 5Comparative Example 5 △△ 22 Mo-Si계Mo-Si system 0.490.49 비교예 6Comparative Example 6 ⅩX 3838 Mo-Si계Mo-Si system 0.740.74 비교예 7Comparative Example 7 ⅩX 4040 Mo-Si계Mo-Si system 00 발명예 1Inventory 1 ◎◎ 00 Mo-Si-Mn계Mo-Si-Mn system 2.832.83 발명예 2Inventory 2 ◎◎ 00 Mo-Si-Mn계Mo-Si-Mn system 22 발명예 3Inventory 3 ◎◎ 00 Mo-Si-Mn계Mo-Si-Mn system 1.051.05 발명예 4Honorable 4 ◎◎ 00 Mo-Si-Mn계Mo-Si-Mn system 2.752.75

도 2에서 상기와 같은 방법으로 modified-Strauss 평가 이후, 각각의 비교예와 발명예들의 강재의 표면을 나타내고 있다. 도 2을 살펴보면, 탄화물 안정화 원소인 Ti을 첨가한 비교예 1과 비교예 2의 경우 입계부식이 진행된 것을 확인 할 수 있다. 또한 약한 탄화물 형성원소(weak carbide former)의 함량이 입계부식 정도에 미치는 영향을 관찰한 결과, Mo가 첨가되지 않은 비교예 3 및 4의 시편에서 입계부식이 심하게 발생하였으며, Si 함량이 부족한 비교예 5와 Mn이 부족한 비교예 6 및 Mn과 Mo가 부족한 비교예 7에서도 입계부식이 심하게 발생하였다. 그러나 약한 탄화물 형성원소(weak carbide former)들이 적정 함량 첨가된 시편인 발명예 1 및 2에서는 입계부식이 전혀 발생하지 않았다. 또한 약한 탄화물 형성 원소들인 Mo, Si, Mn의 적정 함량을 첨가하고 Ti를 동시 첨가한 시편인 발명예 3 및 4에서도 입계부식이 발생하지 않았다. 상기 결과로부터, 본 발명의 성분조성에 Ti를 첨가하였을 경우에는 임계부식의 향상에 아무런 영향을 주지 않은 것을 알 수 있으며, Ti의 첨가에 상관없이 동일한 효과를 갖는 것을 확인할 수 있다.
FIG. 2 shows the surface of the steel of each comparative example and the inventive examples after the modified-Strauss evaluation in the same manner as described above. Referring to FIG. 2, it can be seen that the grain boundary phase is advanced in Comparative Example 1 and Comparative Example 2 in which Ti, which is a carbide stabilizing element, is added. In addition, the influence of the content of weak carbide formers on the degree of intergranular corrosion was observed. As a result, the grain size of the specimens of Comparative Examples 3 and 4, in which Mo was not added, 5 and Comparative Example 6 in which Mn was insufficient and Comparative Example 7 in which Mn and Mo were insufficient. However, in the case of Examples 1 and 2 in which the weak carbide formers were added in an appropriate amount, no grain boundary equation was generated. In addition, in the specimens 3 and 4 in which Ti, the optimum content of Mo, Si, and Mn, which are weak carbide forming elements, were simultaneously added, the grain boundary phase did not occur. From the above results, it can be seen that the addition of Ti to the composition of the present invention has no effect on the improvement of critical corrosion, and it can be confirmed that the same effect is obtained irrespective of the addition of Ti.

도 3은 비교예 5 및 6과 발명예 1 및 2을 modified-Strauss 평가 후 입계부식 정도를 광학현미경으로 관찰한 결과를 나타내는 사진을 도시하고 있다. 비교예 5 및 6에서는 입계부식으로 인하여 입자 탈락(grain drop-out) 현상을 명확히 보여준다. 그러나 발명예 1 및 2의 사진에서는 입계부식이 전혀 발생하지 않았다. 이러한 실험을 통하여 Ti 첨가 없이도 약한 탄화물 형성원소인 Mo, Si, Mn의 함량을 적정량 첨가하면 페라이트계 스테인리스강의 입계부식을 완전히 방지할 수 있음을 확인할 수 있다.
FIG. 3 is a photograph showing the results of observation of the degree of intergranular corrosion by optical microscopy after the modified-Strauss evaluation of Comparative Examples 5 and 6 and Examples 1 and 2. In Comparative Examples 5 and 6, grain drop-out phenomenon is clearly shown due to intergranular corrosion. However, in the photographs of the inventive examples 1 and 2, the mouth-and-mouth part expression did not occur at all. Through these experiments, it can be confirmed that the addition of Mo, Si, and Mn, which are weak carbide forming elements, without Ti addition can completely prevent intergranular corrosion of the ferritic stainless steel.

ASTM A 240/A 240M-08을 따르면 일반적인 환경에서의 저Cr 페라이트계 스테인리스강은 Ti의 함량이 C+N 함량 보다 8배 이상 많을 경우 입계 부식이 방지된다고 한다. 하지만 최근 연구결과에 따르면 400℃ ~ 700℃에서 사용되는 강재의 용접 열영향부에서는 Ti, Nb 등의 안정화원소를 C+N 함량보다 20배 이상 첨가했음에도 불구하고 Cr은 해당 온도범위에서 입계로 확산하고, Cr의 편석에 의해 Cr 고갈층이 생기며 이에 따른 입계부식이 진행된다.
According to ASTM A 240 / A 240M-08, low-Cr ferritic stainless steels in general environments are said to prevent intergranular corrosion when the content of Ti is more than 8 times the content of C + N. However, according to recent research results, in the heat affected zone of steel used at 400 ° C ~ 700 ° C, even though stabilizing elements such as Ti and Nb are added 20 times more than C + N content, And the Cr segregation is caused by the Cr segregation, and the grain boundary phase progresses accordingly.

상기 비교예 1 및 2의 입계부식 실험 결과는 안정화 원소 첨가가 저 Cr 스테인리스강의 입계부식을 완전히 방지하지 못한다는 것을 나타낸다.
The results of the intergranular corrosion tests of Comparative Examples 1 and 2 show that addition of stabilizing elements does not completely prevent intergranular corrosion of low Cr stainless steels.

도 4는 Ti 등의 안정화 원소를 C+N 함량보다 10배 이상 첨가한 비교예 1의 결정립계를 3DAP를 통해 분석한 결과이다. 상기의 조건에서 안정화원소와 C의 반응에 의하여, Cr이 입계에 석출물을 형성하지 못하더라도 입계석출물 주변과 입계에 농축되는 현상이 일어나는 것을 확인할 수 있다.
Fig. 4 shows the results of analysis of the grain boundaries of Comparative Example 1 in which stabilizing elements such as Ti were added 10 times or more than the C + N content through 3DAP. Under the above-mentioned conditions, it can be seen that the reaction between the stabilizing element and C causes a phenomenon that the Cr is concentrated around the grain boundary precipitates and in the grain boundaries even if the Cr does not form precipitates in the grain boundary.

도 5는 안정화원소를 첨가한 비교예 1의 입계에서의 Cr의 분포를 나타낸 것이다. 도 4에서 확인할 수 있는 Cr의 농축현상으로 인하여 입계에서의 Cr 농도가 35 원자% 이상 증가되었으며 농축된 Cr의 주변부에서는 Cr 고갈이 일어나 Cr 농도가 5.3 원자% 이하로 감소된 것을 확인할 수 있다. 이것은 저 Cr 스테인리스강재에서는 안정화원소를 첨가하여 Cr 석출물의 형성을 억제하더라도 입계에서의 Cr 농축과 입계주변에서의 Cr 고갈 및 그에 따른 입계부식을 막지 못한다는 것을 의미한다.
5 shows the distribution of Cr in the grain boundaries of Comparative Example 1 to which a stabilizing element was added. It can be seen from FIG. 4 that the Cr concentration in the grain boundary is increased by 35 atomic% or more due to the concentration of Cr, and the Cr concentration is reduced to 5.3 atomic% or less due to the Cr depletion at the periphery of the concentrated Cr. This means that even in the case of low Cr stainless steels, the addition of stabilizing elements inhibits the formation of Cr precipitates, but does not prevent Cr concentration in the grain boundaries and Cr depletion around the grain boundaries and thus intergranular corrosion.

도 2를 참조하면, 각각 0.6 중량% 및 0.7 중량% 의 Si이 첨가된 비교예 3 및 4 와 0.1중량%의 Mo가 첨가된 비교예 5의 경우 입계부식이 일어났으나, 비교예 1 및 2에 비하여 입계부식 속도가 현저히 감소된 것을 확인 할 수 있다. 비교예 3 내지 5와 비교하여 Mo 및 Si의 함량은 높지만, Mn 함량이 낮은 비교예 6 및 7의 경우 오히려 입계부식 저항성이 비교예 3 내지 5보다 낮은 것으로 나타났다.
2, in the case of Comparative Examples 3 and 4 in which 0.6 wt% and 0.7 wt% of Si were added and Comparative Example 5 in which 0.1 wt% Mo was added, the grain boundary condition occurred, whereas Comparative Examples 1 and 2 It is possible to confirm that the intergranular corrosion rate is remarkably reduced. Compared with Comparative Examples 3 to 5, the contents of Mo and Si were high, but in Comparative Examples 6 and 7 in which the Mn content was low, the intergranular corrosion resistance was lower than those of Comparative Examples 3 to 5.

반면 Mo, Si, Mn이 복합첨가된 발명예 1 내지 4의 경우 입계부식이 전혀 일어나지 않은 것을 확인할 수 있다. 상기의 결과를 통해 탄소 친화도가 Cr 보다 높은 탄화물 안정화 원소인 Ti의 첨가로 방지하지 못하는 스테인리스강의 입계부식을 본 발명에서 제안하는 Cr 보다 탄소 친화도가 낮은 원소들을 복합첨가한 방법을 통해 방지할 수 있다는 것을 확인할 수 있다.
On the other hand, in the case of Inventive Examples 1 to 4 in which Mo, Si, and Mn are added in combination, it can be confirmed that no grain boundary equation is generated at all. The above results show that the intergranular corrosion of the stainless steel which can not be prevented by addition of Ti, which is a carbide stabilizing element higher than Cr, is prevented by the addition of elements having lower carbon affinity than that of Cr proposed in the present invention .

상기의 결과는 Mo-Si-Mn의 복합첨가할 때 각각의 농도가 일정중량 이상일 경우 페라이트계 스테인리스강재의 예민화 및 입계부식을 완전히 방지할 수 있음을 의미한다.
The above results indicate that when the concentration of Mo-Si-Mn is more than a certain weight, the ferritic stainless steel material can be completely prevented from being sensitized and intergranular corrosion.

도 6은 입계부식이 일어나지 않은 대표 강종인 발명예 2를 1300℃에서 10분간 용체화 처리한 후에, 500℃에서 2시간 동안 예민화 열처리를 실시하고 입계를 SEM 분석을 통해 관찰한 결과이다. 관찰결과 금속간 화합물이 균일하게 형성되어 입계를 따라 위치한 것을 확인하였다.
FIG. 6 is a result of SEM analysis of Formation 2, which is a representative steel grade in which the grain boundary phase did not occur, at a temperature of 1300 ° C. for 10 minutes, followed by annealing at 500 ° C. for 2 hours. As a result, it was confirmed that the intermetallic compound was uniformly formed and located along the grain boundaries.

도 7은 발명예 2를 1300℃에서 10분간 용체화 처리 후에, 500℃에서 2시간 동안 예민화 열처리를 실시하고, 탄소 레플리카 분석 기법을 통해 석출물을 추출하여 투과전자현미경을 통해 관찰한 결과이다. 발명예 2의 경우 입계를 따라 Mo-Si-Mn계 금속간 화합물이 형성 되었으며, Diffraction pattern 분석에 의하여 금속간 화합물인 CMn4MoSi가 형성됨이 관찰되었다. 특히 주목할 현상은 CMn4MoSi 금속간화합물에 C가 고용됨으로 인하여 탄화물 형성 가능성을 낮추어 준다는 점이다.
FIG. 7 shows the result of the method 2 for the solution treatment at 1300.degree. C. for 10 minutes, the annealing treatment at 500.degree. C. for 2 hours, the extraction of the precipitate through the carbon replica analysis technique, and the observation through the transmission electron microscope. In the case of Example 2, an Mo-Si-Mn intermetallic compound was formed along the grain boundary, and an intermetallic compound, CMn 4 MoSi, was formed by Diffraction pattern analysis. Particularly noteworthy is the fact that C is incorporated into the CMn 4 MoSi intermetallic compound, which reduces the likelihood of carbide formation.

도 8에서는 비교예 6의 입계에서의 원소별 분포를 3DAP를 통해 분석한 그래프를 도시하고 있다. 비교예 6은 Mn의 적정 함량보다 낮은 0.22 중량%로 조절된 시편으로 입계부식이 심하게 일어난 경우이며, 이 시편의 입계를 3DAP를 통해 관찰한 결과 입계를 따라 Cr 농도가 23 원자%로 증가하였으며 농축된 Cr의 주변부에서는 Cr 고갈이 일어나 Cr 농도가 7.8 원자%로 감소된 것을 확인할 수 있다. 그러므로 비교예 6의 경우 첨가된 Mo-Si-Mn의 함량이 충분하지 않아 Cr의 농축 및 고갈 현상을 일어났으며, 따라서 입계부식을 막을 수 없다는 것을 의미한다.
FIG. 8 shows a graph in which the distribution of elements in the grain boundaries of Comparative Example 6 is analyzed through 3DAP. In Comparative Example 6, the grain size of the grain was severely affected by 0.22 wt% of Mn, which was lower than the titratable amount of Mn. As a result of observing the grain boundaries of the specimen through 3DAP, the Cr concentration increased to 23 atomic% Cr depletion occurred at the periphery of Cr, and the Cr concentration was reduced to 7.8 atomic%. Therefore, in the case of Comparative Example 6, the content of added Mo-Si-Mn was insufficient, so that the Cr concentration and depletion phenomenon occurred, which means that the intergranular corrosion can not be prevented.

도 9는 발명예 2의 입계를 3DAP를 통해 관찰한 결과이다. 관찰결과 입계를 따라 Cr 농도가 18.2 원자%로 증가하였으나, 이 수치는 도 5의 비교예 1, 도 8의 비교예 6보다 현저히 낮았으며, 농축부 인근의 Cr 최저함량은 9.9 원자%로 입내의 Cr 함량과 유사하다. 따라서 발명예 2의 경우 입계를 따라 Cr 고갈이 일어나지 않았으며 입계부식이 효과적으로 방지되었다.
FIG. 9 shows the results of observing the grain boundaries of Inventive Example 2 through 3DAP. As a result of observation, the Cr concentration increased to 18.2 atomic% along the grain boundaries, but this value was significantly lower than that of Comparative Example 1 of FIG. 5 and Comparative Example 6 of FIG. 8, and the minimum Cr content near the concentrate was 9.9 atomic% Cr content. Therefore, in the case of Inventive Example 2, Cr depletion did not occur along grain boundaries and the grain boundary phase was effectively prevented.

구분division 조성(원자%)Composition (atom%) 탄소농축Carbon enrichment Cr 농축Cr concentration Cr 결핍Cr deficiency △Cr(농축-결핍) △ Cr (concentration-deficient) 입계부식 발생Intergranular corrosion 비교예 1Comparative Example 1 11.211.2 35.835.8 5.35.3 30.330.3 OO 비교예 6Comparative Example 6 5.55.5 23.023.0 7.87.8 15.215.2 OO 발명예 2Inventory 2 0.260.26 18.218.2 9.99.9 8.38.3 XX

상기 표 3은 비교예 1, 비교예 6 및 발명예 2의 3DAP 분석 결과 중 입계부식에 가장 중요한 영향을 미치는 Cr 과 탄소의 농도를 입계부식시험 결과와 함께 나타낸 실시예이다. 상기 언급된 바와 같이, 안정화 페라이트계 스테인리스강의 입계부식은 용체화 처리후 고용되어있던 탄소원자들이 입계로 농축되고, 그로 인해 Cr 의 입계농축 및 결핍현상 이 일어나며 발생한다. 표 3의 탄소농축 함량을 비교했을 때, 비교예 1의 탄소농축량에 비해 비교예 6의 탄소농축량이 절반 미만으로 줄어들었으며, 그에 따라 Cr 의 입계 농축 및 결핍 현상이 줄어들었으나 여전히 입계부식으로 인한 손상은 발생한다. 발명예 2의 경우 비교예 1 및 6에 비해 탄소농축량이 현저하게 감소하였으며, 그에 따라 입계의 Cr 농축 현상 또한 현저히 줄어들었고, Cr 결핍 현상은 일어나지 않았다. 따라서 발명예 2의 탄소농축량이 최소화된 결과 입계부식은 방지되었다.
Table 3 shows the results of the 3DAP analysis of Comparative Example 1, Comparative Example 6 and Inventive Example 2, showing the concentrations of Cr and carbon which are most important to intergranular corrosion together with the results of intergranular corrosion test. As mentioned above, the grain boundary phase of the stabilized ferritic stainless steel is generated when the solubilized carbon atoms are concentrated to the grain boundary, thereby causing grain boundary enrichment and deficiency of Cr. Compared with the carbon concentration of Comparative Example 1, the carbon concentration of Comparative Example 6 was reduced to less than half of that of Comparative Example 1, thereby reducing the grain boundary concentration and deficiency of Cr. However, due to intergranular corrosion Damage occurs. In the case of Inventive Example 2, the amount of carbon concentration was significantly reduced compared with Comparative Examples 1 and 6, and the Cr concentration in the grain boundary was remarkably reduced, and Cr deficiency did not occur. As a result, the amount of carbon enrichment in Inventive Example 2 was minimized, and the grain boundary condition was prevented.

보다 상세하게 설명하면, Mo-Si-Mn이 충분한 함량으로 복합첨가된 페라이트계 스테인리스강에 입계부식이 일어나지 않는 이유는 다음의 2가지 현상에 의하여 가능한 것이다.More specifically, the reason why the grain boundary phase does not occur in the ferritic stainless steel in which Mo-Si-Mn is added in a sufficient amount is possible by the following two phenomena.

1) 약한 탄화물 생성 원소(weak carbide former)들인 Mo, Si 및 Mn이 첨가된 합금에서 CMn4MoSi 금속간화합물이 생성되면서 강재 내부에 고용된 탄소를 금속간 화합물 내부에 고착화시켜 탄소의 안정성을 높여 줌으로 인하여, 탄소의 입계 농축에 의한 Cr의 확산을 방지시켜준다.1) CMn 4 MoSi intermetallic compound is formed from weak carbide formers (Mo, Si and Mn), which are added with weak carbide formers, so that the solid carbon in the steel is fixed inside the intermetallic compound Zoom prevents diffusion of Cr by grain boundary enrichment of carbon.

2) 입계 주변부에 조대한 금속간 화합물이 형성되어 Cr이 입계로 확산하는 것을 막아 준다. 또한, 입계 주변에서 Cr을 포함하지 않은 금속간 화합물이 형성됨에 따라 금속간 화합물이 형성된 위치에 분포하던 Cr 이 입계 인근의 Cr 고갈층으로 확산하여 Cr의 고갈을 약화시켜 준다.
2) Coarse intermetallic compounds are formed around the grain boundary to prevent Cr from diffusing into the grain boundary. In addition, as the intermetallic compound containing no Cr is formed around the grain boundary, Cr, which was distributed at the position where the intermetallic compound is formed, diffuses to the Cr-depleted layer near the grain boundary to weaken the depletion of Cr.

즉, 본 발명에 따른 스테인리스강은 그 제조 및 용접 후 고온환경에서, 고용된 탄소는 Mo-Si-Mn-C 금속간 화합물에 포획된 상태로 안정화되기 때문에 고용된 탄소와 Cr 의 반응에 의해 생성되는 Cr 탄화물 형성을 차단하고, 이에 따른 Cr 결핍층의 유발을 막을 수 있으므로 고온환경에 사용되는 스테인리스강, 특히 용접 열영향부의 입계부식을 효과적으로 방지할 수 있게 된다.
That is, the stainless steel according to the present invention is stabilized in the state of being trapped by the Mo-Si-Mn-C intermetallic compound in the high temperature environment after its manufacture and welding, It is possible to effectively prevent intergranular corrosion of the stainless steel used in a high temperature environment, particularly the weld heat affected zone.

이에 비해, Cr 보다 탄소 친화력이 우수하여 Cr 에 비하여 우선적으로 탄화물을 형성하는 안정화원소를 첨가하는 종래의 입계부식 방지기술은, 형성된 Ti탄화물 또는 Nb 탄화물과 같은 금속탄화물이 용접과정에서 고온으로 가열되는 용접 열영향부에서 분해되어 탄소가 기지 내에 재 고용되고, 재 고용된 탄소는 고온환경에서 사용될 때 Cr 결핍층을 형성하므로, 고온 환경용 스테인리스강 부품의 용접 열영향부에서의 입계부식을 막기 어렵다.
On the other hand, the conventional intergranular corrosion prevention technique of adding a stabilizing element which is superior in carbon affinity to Cr and which forms a carbide preferentially in comparison with Cr is preferable because a metal carbide such as Ti carbide or Nb carbide formed is heated to a high temperature in a welding process It is difficult to prevent intergranular corrosion in the weld heat affected zone of the stainless steel part for high temperature environment because carbon decomposed in the heat affected zone of the weld is reused in the matrix and the re-solidified carbon forms a Cr depletion layer when used in a high temperature environment .

도 10은 본 발명의 비교예 및 발명예들의 입계부식 실험 후 강재의 면적 손실율을 관계식의 결과값에 따라 도시한 것이다. 조대한 Mo-Si-Mn계 금속간 화합물이 석출되는 관계식의 값이 1 이상인 강재에서는 입계부식 손실율이 0으로서 입계부식이 일어나지 않는다.
10 shows the area loss rate of the steel after the intergranular corrosion test according to the comparative example of the present invention and the inventive examples according to the result of the relational expression. In the case of a steel material having a value of a relation of precipitation of a coarse Mo-Si-Mn intermetallic compound of not less than 1, the intergranular corrosion loss rate is zero, so that the grain boundary phase does not occur.

상기의 실시예에 나타난 바와 같이 Cr: 10~14중량%, C: 0.02중량% 이하, N: 0.02중량% 이하, P: 0.04중량% 이하, S: 0.01중량% 이하, Mo: 0.05 ~ 2.0중량%, Si: 0.2 ~ 1.5중량%, Mn 0.1 ~ 1.0중량%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 “6{(Mo-0.05)*(Si-0.2)*(Mn-0.18)}/(C+N)”의 결과값이 1 이상을 만족하는 페라이트계 스테인리스강은 입계부식을 효과적으로 억제한다는 것을 확인할 수 있다.
10 to 14% by weight of Cr, not more than 0.02% by weight of Cr, not more than 0.02% by weight of N, not more than 0.04% by weight of P, not more than 0.01% 0.2 to 1.5% by weight of Si, 0.1 to 1.0% by weight of Mn and the balance of Fe and unavoidable impurities, and the relation "6 {(Mo-0.05) * (Si-0.2) * C + N) " satisfies 1 or more, it can be confirmed that the ferritic stainless steel effectively inhibits intergranular corrosion.

이상 설명한 바와 같이 본 발명의 예시적인 실시예가 도면을 참조하여 설명되었지만, 다양한 변형과 다른 실시예가 본 분야의 숙련된 기술자들에 의해 행해질 수 있을 것이다. 이러한 변형과 다른 실시예들은 첨부된 청구범위에 모두 고려되고 포함되어, 본 발명의 진정한 취지 및 범위를 벗어나지 않는다 할 것이다.While the illustrative embodiments of the present invention have been described with reference to the drawings, various modifications and alternative embodiments may be made by those skilled in the art. Such variations and other embodiments will be considered and included in the appended claims, all without departing from the true spirit and scope of the invention.

Claims (6)

Cr: 10~14중량%, C: 0.02중량% 이하, N: 0.02중량% 이하, P: 0.04중량% 이하, S: 0.01중량% 이하, Mo: 0.05 ~ 2.0중량%, Si: 0.2 ~ 1.5중량%, Mn: 0.1 ~ 1.0중량%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 6{(Mo - 0.05)*(Si - 0.2)*(Mn - 0.18)}/(C + N)의 관계식의 값은 1 이상인 것을 만족하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
(여기에서, 상기 관계식의 Mo, Si, Mn, C 및 N은 각 성분의 중량%를 의미)
P: 0.04 wt% or less, S: 0.01 wt% or less, Mo: 0.05 to 2.0 wt%, Si: 0.2 to 1.5 wt% (Mo - 0.05) * (Si - 0.2) * (Mn - 0.18)} / (C + N) 1. A ferritic stainless steel having excellent intercalation corrosion resistance.
(Wherein Mo, Si, Mn, C and N in the above relational expressions represent the weight% of each component)
제 1 항에 있어서, 상기 페라이트 스테인리스강의 입계 및 그 주변에 Mo-Si-Mn-C 복합 금속간 화합물이 형성되는 것을 특징으로 하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
The ferritic stainless steel according to claim 1, wherein an Mo-Si-Mn-C intermetallic compound is formed at and around the grain boundaries of the ferritic stainless steel.
제 2 항에 있어서, 상기 금속간 화합물은 CMn4MoSi인 것을 특징으로 하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
The ferritic stainless steel according to claim 2, wherein the intermetallic compound is CMn 4 MoSi.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트 스테인리스강의 입계에서, Cr 농축의 최대함량과 Cr 고갈층의 최소함량의 편차는 10 원자% 이하인 것을 특징으로 하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
The ferritic stainless steel according to any one of claims 1 to 3, wherein the deviation of the maximum content of Cr concentration and the minimum content of Cr-depleted zone in the grain boundaries of the ferritic stainless steel is 10 atomic% or less. Based stainless steel.
제 4 항에 있어서, 상기 Cr 농축의 최대함량은 20 원자% 이하인 것을 특징으로 하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
5. The ferritic stainless steel according to claim 4, wherein the maximum concentration of Cr concentration is 20 atomic% or less.
제 4 항에 있어서, 상기 Cr 고갈층의 최소함량은 9.5 원자% 이상인 것을 특징으로 하는 내입계부식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.5. The ferritic stainless steel according to claim 4, wherein the Cr-depleted layer has a minimum content of 9.5 atomic% or more.
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107876211B (en) * 2017-11-28 2023-08-29 嘉峪关天源新材料有限责任公司 Composite magnetic focusing medium rod with high magnetic field strength and preparation method thereof
KR20220146884A (en) 2021-04-26 2022-11-02 김재휘 Motorhome variable toilet with folding partition structure

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020051269A (en) * 2000-12-22 2002-06-28 이구택 annealing and pickling method for uniform surface quality of high Cr ferritic stainless steel
KR20030050212A (en) 2001-12-18 2003-06-25 주식회사 포스코 method of prevention of intergranular corrosion of ferritic stainless steels

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06184637A (en) * 1992-12-22 1994-07-05 Nippon Steel Corp Production of steel tube for automotive exhaust system
JPH07150301A (en) * 1993-11-29 1995-06-13 Sumitomo Metal Ind Ltd Ferritic stainless steel excellent in corrosion resistance and workability
JPH07268554A (en) * 1994-03-28 1995-10-17 Nippon Steel Corp Ferritic stainless steel for automobile exhaust system excellent in formability and heat resistance
JPH07268468A (en) * 1994-03-28 1995-10-17 Nippon Steel Corp Production of stainless steel tube excellent in formability
JPH08170155A (en) * 1994-10-19 1996-07-02 Nippon Steel Corp Heat resistant ferritic stainless steel small in amount of internal intergranular oxidation
JPH09291342A (en) * 1996-04-26 1997-11-11 Kawasaki Steel Corp Iron-chrome alloy small in sensitizing degree
JPH10280035A (en) * 1997-04-11 1998-10-20 Nippon Steel Corp Production of high purity ferritic stainless hot rolled steel strip excellent in workability and heat resistance
JP4259151B2 (en) * 2003-03-20 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 Heat resistant material
JP4519505B2 (en) * 2004-04-07 2010-08-04 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ferritic stainless steel sheet having excellent formability and method for producing the same
JP5093984B2 (en) * 2005-01-12 2012-12-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ferritic stainless steel welded pipe excellent in pipe expansion workability and manufacturing method thereof
CN101397638A (en) * 2007-09-25 2009-04-01 宝山钢铁股份有限公司 Ferritic stainless steel for automobile exhaust emission system
CN101748339B (en) * 2008-12-11 2012-03-28 宝山钢铁股份有限公司 High-strength ferritic stainless steel band and manufacturing method thereof
CN102021480B (en) * 2009-09-22 2013-05-15 宝山钢铁股份有限公司 Manufacturing method of low-chromium ferritic stainless steel
JP5414769B2 (en) * 2011-11-09 2014-02-12 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ferritic stainless steel welded pipe excellent in pipe expansion workability and manufacturing method thereof
JP6159775B2 (en) * 2014-10-31 2017-07-05 新日鐵住金ステンレス株式会社 Ferritic stainless steel with excellent resistance to exhaust gas condensate corrosion and brazing, and method for producing the same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20020051269A (en) * 2000-12-22 2002-06-28 이구택 annealing and pickling method for uniform surface quality of high Cr ferritic stainless steel
KR20030050212A (en) 2001-12-18 2003-06-25 주식회사 포스코 method of prevention of intergranular corrosion of ferritic stainless steels

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
J. H. Park, J. K. Kim, B. H. Lee, K. Y. Kim, Scripta Mater. 68 (2013) 237.
J. K. Kim, Y. H. Kim, B. H. Lee, K. Y. Kim, Electrochimica Acta. 56 (2011) 1701.
J. K. Kim, Y. H. Kim, S. H. Uhm, J. S. Lee, K. Y. Kim, Corros. Sci. 51 (2009) 2716.

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