KR20120108786A - 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법 - Google Patents

고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 중량%로 C: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Si: 0 wt% 초과 내지 0.5 wt% 이하, Mn: 0 wt% 초과 내지 2.0 wt% 이하, P: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, S: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, Cr: 12 wt% 이상 내지 19 wt% 이하, Mo: 0 wt% 이상 내지 0.8 wt% 이하, Ti: 0 wt% 이상 내지 0.3 wt% 이하, Nb: 0 wt% 초과 내지 0.6 wt% 이하, N: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Al: 0 wt% 이상 내지 0.01 wt% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 상기 Mo+0.83W값은 3.5 wt% 이상 내지 5 wt% 이하이고, [(Ti+1/2Nb)/(C+N)]비 값이 19.5 이상 내지 32 이하를 만족하는 페라이트계 스테인리스강에서, 하기의 관계식을 만족하는 연성취성천이온도 (DBTT(℃))를 90℃ 이하로 제어하는 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것이다.
DBTT(℃)=-184.6+3.2(Cr wt%)+27.5(Mo wt%)+4243.4(C wt%+N wt%)-295.6(Al wt%) +0.9[Nb wt%/(C wt%+N wt%)]

Description

고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법 {Fabrication method of ferritic stainless steel having excellent high temperatures strength}
본 발명은 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고온강도 및 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 배가스에 의하여 유발되는 환경문제의 심각성으로 인하여 각국에서는 배가스 유해물질의 배출에 대한 법규제가 실행되고 있다. 이러한 추세에 대한 대응으로, 촉매를 이용하는 배가스의 정화능을 향상시키기 위한 기술이 주목 받고 있다. 배가스는 그 온도가 상승할수록 NOx, HC, CO의 정화반응이 증가하는 경향을 나타낸다. 따라서, 오염물질 배출을 저감시키기 위하여, 배가스의 온도를 지속적으로 상승시키는 추세이며, 이에 따라 상기 배가스를 제어하는 배기계 시스템을 구성하는 각 구성품의 고온특성의 향상이 절실히 요구되고 있는 실정이다.
배기 매니폴드 (exhaust manifold)는 엔진의 각 기통으로부터 배출되는 배가스를 모아 배기 파이프로 배출하는 부품이다. 통상, 배가스 온도는 900℃ 정도까지 달하기 때문에 상기 배기 매니폴드는 우수한 내산화성, 고온강도, 열피로특성 등이 요구되는 부품이다. 종래에는 배기 매니폴드용 소재로 구상흑연주철을 많이 사용해 왔으나, 엔진성능을 향상에 따른 배가스 온도상승 및 부품의 경량화 등의 요청에 의하여 페라이트계 스테인리스강으로 그 소재가 전환 추세에 있다. 또한, 최근에는 차량 연비 향상을 위하여 터보 (turbo) 장착 및 엔진의 소형화 (downsizing)에 따라 배가스 온도가 기존 차량에 비해 30℃ 내지 50℃ 이상 상승될 것으로 예상되고 있다.
따라서, 종래의 배기 매니폴드용으로 사용되는 페라이트계 스테인리스강종 등급 (grade)인 (429EM, 441, 444)로서는 고객요구 품질특성을 만족시킬 수 없으므로, 고온에서의 성능이 보다 향상된 페라이트계 스테인리스강에 대하여 다양한 연구가 진행되고 있다.
상술한 문제점을 해결하기 위해 안출된 본 발명의 목적은 고온에서의 내구성이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 제공하기 위한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 목적은 고가 원소의 첨가량을 감소하고, 이를 저가 원소로 대처함으로써 생산비가 절감된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 제공하기 위함이다.
상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 중량%로 C: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Si: 0 wt% 초과 내지 0.5 wt% 이하, Mn: 0 wt% 초과 내지 2.0 wt% 이하, P: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, S: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, Cr: 12 wt% 이상 내지 19 wt% 이하, Mo: 0 wt% 이상 내지 0.8 wt% 이하, Ti: 0 wt% 이상 내지 0.3 wt% 이하, Nb: 0 wt% 초과 내지 0.6 wt% 이하, N: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Al: 0 wt% 이상 내지 0.01 wt% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 상기 Mo+0.83W값은 3.5 wt% 이상 내지 5 wt% 이하이고, [(Ti+1/2Nb)/(C+N)]비 값이 19.5 이상 내지 32 이하를 만족하는 페라이트계 스테인리스강에서, 하기의 관계식을 만족하는 연성취성천이온도 (DBTT(℃))를 90℃ 이하로 제어하는 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것이다.
DBTT(℃)=-184.6+3.2(Cr wt%)+27.5(Mo wt%)+4243.4(C wt%+N wt%)-295.6(Al wt%) +0.9[Nb wt%/(C wt%+N wt%)]
상기 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은 가열온도가 1180℃ 이상 내지 1240℃ 이하인 슬라브 (slab) 가열단계; 열연소둔단계; 냉연소둔단계; 및 상온에서의 냉간압연단계;를 포함할 수 있다.
상기 열연소둔단계는 열연소둔온도를 스트립 (strip)온도 기준으로 1020℃ 이상 내지 1070℃ 이하일 수 있다.
또한, 상기 페라이트계 스테인리스강의 결정입도는 ASTM No.를 기준으로 3.0 이상일 수 있다.
상기 냉연소둔단계는 냉연소둔온도를 스트립온도 기준으로 1030℃ 이상 내지 1080℃ 이하일 수 있다.
상기 열연소둔단계의 열연소둔온도와 냉연소둔단계의 냉연소둔온도에 있어서, (냉연소둔온도)/(열연소둔온도)는 1.0 이상 내지 1.1 이하일 수 있다.
이상 살펴본 바와 같은 본 발명에 따르면, 내구성이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면 생산비가 절감된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 바람직한 실시예에 의한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 개략적으로 나타낸 흐름도.
도 2는 고온강도에 미치는 Mo 및 W의 영향에 대한 평가결과를 나타낸 그래프.
도 3은 슬라브 가열온도에 따른 페라이트계 스테인리스강의 결정입도를 나타낸 그래프.
도 4는 슬라브 가열온도에 따른 페라이트계 스테인리스강의 평균 r-bar값.
도 5는 열연소둔단계에서 열연소둔온도에 따른 평균 r-bar값을 도시한 그래프.
도 6은 냉연소둔단계에서 냉연소둔온도에 따른 고온인장강도를 도시한 그래프.
도 7은 냉연소둔온도/열연소둔온도에 따른 평균 r-bar값을 도시한 그래프.
도 8은 냉연소둔온도/열연소둔온도에 따른 고온인장강도를 도시한 그래프.
기타 실시예들의 구체적인 사항들은 상세한 설명 및 도면들에 포함되어 있다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 이하의 설명에서 어떤 부분이 다른 부분과 연결되어 있다고 할 때, 이는 직접적으로 연결되어 있는 경우뿐 아니라 그 중간에 다른 소자를 사이에 두고 전기적으로 연결되어 있는 경우도 포함한다. 또한, 도면에서 본 발명과 관계없는 부분은 본 발명의 설명을 명확하게 하기 위하여 생략하였으며, 명세서 전체를 통하여 유사한 부분에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다.
이하, 첨부된 도면들을 참고하여 본 발명에 대해 설명하도록 한다.
도 1은 본 발명의 바람직한 실시예에 의한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 개략적으로 나타낸 흐름도이다.
본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로 C: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Si: 0 wt% 초과 내지 0.5 wt% 이하, Mn: 0 wt% 초과 내지 2.0 wt% 이하, P: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, S: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, Cr: 12 wt% 이상 내지 19 wt% 이하, Mo: 0 wt% 이상 내지 0.8 wt% 이하, Ti: 0 wt% 이상 내지 0.3 wt% 이하, Nb: 0 wt% 초과 내지 0.6 wt% 이하, N: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Al: 0 wt% 이상 내지 0.01 wt% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 상기 Mo+0.83W값은 3.5 wt% 이상 내지 5 wt% 이하이고, [(Ti+1/2Nb)/(C+N)]비 값이 19.5 이상 내지 32 이하를 만족하는 페라이트계 스테인리스강에서, 하기의 관계식을 만족하는 연성취성천이온도 (DBTT(℃))를 90℃ 이하로 제어할 수 있다.
DBTT(℃)=-184.6+3.2(Cr wt%)+27.5(Mo wt%)+4243.4(C wt%+N wt%)-295.6(Al wt%) +0.9[Nb wt%/(C wt%+N wt%)]
또한, 상기 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은 가열온도가 1180℃ 이상 내지 1240℃ 이하인 슬라브 (slab) 가열단계 (S1); 열연소둔단계 (S2); 냉연소둔단계 (S3); 및 상온에서의 냉간압연단계 (S4);를 포함할 수 있다.
본 발명에 따라 제조된 페라이트계 스테인리스강은 고온내산화성, 고온내염부식, 고온강도, 열피로특성 및 성형성이 우수하다. 이는 상기 페라이트계 스테인리스강에 포함되는 각각의 합금원소 및 이의 첨가량에 따라 영향받을 수 있다. 이하에서는, 본 발명의 페라이트계 스테인리스강을 구성하는 각 성분계에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하의 성분계는 중량%로 기준으로 하였다.
상기 페라이트계 스테인리스강에서, C는 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하일 수 있다. 상기 C는 페라이트계 스테인리스강의 상온강도 향상에 영향을 미칠 수 있으므로, 상기 C는 0 wt% 초과로 첨가됨으로써 페라이트계 스테인리스강의 상온강도를 증가시킬 수 있다. 반면, 상기 C의 첨가량이 0.01 wt%을 초과하는 경우에는 페라이트계 스테인리스강의 상온강도가 증가되는 한편, 상대적으로 고온강도 및 상온에서의 연성, 가공성, 인성 등이 저하될 수 있다. 따라서, C는 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
Si는 0 wt% 초과 내지 0.5 wt% 이하로 포함될 수 있다. 상기 Si는 페라이트계 스테인리스강의 용강상태에서 탈산제로서 작용하는 원소로서 제강 과정에서 필요한 원소이다. 또한, 상기 Si는 페라이트계 스테인리스강의 내산화성을 개선시키는데 유리하게 작용할 수 있다. 반면, 상기 Si가 0.5 wt%를 초과하여 첨가되는 경우, Si 고용강화현상에 의하여 페라이트계 스테인리스강의 경도가 상승할 수 있으므로, 상기 페라이트계 스테인리스강의 연신율 및 가공성 등이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 Si는 0 wt% 초과 내지 0.5 wt% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.
Mn은 0 wt% 초과 내지 2.0 wt% 이하로 포함될 수 있다. 페라이트계 스테인리스강은 자동차용 배기 매니폴드용 소재로 사용될 때, 고온에서 스케일 등이 생성될 수 있다. 이때, 생성된 스케일은 쉽게 탈락될 수 있으며, 또한 탈락된 스케일은 촉매장치 (컨버터)에 유입되어 촉매장치를 통로를 막을 수 있다. 따라서, 페라이트계 스테인리스강은 스케일에 대하여 내박리성을 갖아야 하므로, 이를 위하여 Mn을 포함할 수 있다. 반면, 상기 Mn의 첨가량이 2.0 wt%를 초과하는 경우에는 상기 Mn과 S이 서로 반응하여 MnS를 형성할 수 있다. 상기 MnS는 페라이트계 스테인리스강의 내식성에 불리한 영향을 미칠 수 있으므로, 상기 Mn은 0 wt% 초과 내지 2.0 wt% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
P는 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하로 포함될 수 있다. 상기 P는 페라이트계 스테인리스강의 강도를 증가시킬 수 있지만, 가공성을 저하시킬 수 있다. 또한, 페라이트계 스테인리스강의 제강공정에서 P는 불순물로 처리되는 경우가 대부분이므로 가능한 저감시키는 것이 바람직하다. 반면, 공정단계에서 P를 극도로 저감하는 것은 정련비용이나 생산성 측면에서 비효율적이므로 P는 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
S는 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하로 포함될 수 있다. S는 페라이트계 스테인리스강 내에서 개재물로써 존재할 수 있고, 또한 내식성을 저하시키는 불순물로 작용할 수도 있다. 따라서, 상기 페라이트계 스테인리스강의 내식성을 향상시키기 위해서는 상기 S의 첨가량을 최대한 낮추는 것이 바람직하지만, 공정단계에서 S를 극도로 낮추는 것은 비용이나 시간적인 면에서 비효율적일 수 있다. 따라서, 상기 S의 첨가량은 0.02 wt% 이하로 제어하는 것이 바람직할 수 있다.
Cr은 12 wt% 이상 내지 19 wt% 이하로 포함될 수 있다. 상기 Cr은 페라이트계 스테인리스강의 내식성 및 내산화성 향상을 위하여 반드시 첨가되어야 하는 합금원소이다. 즉, 페라이트계 스테인리스강은 Cr의 첨가량이 낮으면 충분한 내식성을 얻기 곤란하므로, 상기 Cr은 12 wt% 이상으로 포함될 수 있다. 반면, 상기 Cr의 첨가량이 19 wt%를 초과한 경우, 상기 페라이트계 스테인리스강의 내식성은 향상되는 반면, 강도가 너무 높아지고 이에 따라서 연신율 및 충격특성이 급격하게 저하될 수 있다. 따라서, 페라이트계 스테인리스강에서, Cr은 12 wt% 이상 내지 19 wt% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
Ti는 0 wt% 이상 내지 0.3 wt% 이하로 포함될 수 있다. 상기 Ti는 페라이트계 스테인리스강의 고온강도와 내입계부식성을 향상시키기 위하여 첨가되는 합금 원소이다. 상기 페라이트계 스테인리스강 중의 Ti의 첨가량이 0.3 wt% 초과하면 제강성 개재물이 증가하여 스캡 (scab) 등의 표면결함이 빈번하게 발생할 수 있고, 연주시 노즐막힘 등이 발생하여 공정효율을 저하시킬 수 있다. 또한, 고용 Ti의 증가로 페라이트계 스테인리스강의 연신율 및 저온충격성을 저하시킬 수 있다. 또한, 상기 페라이트계 스테인리스강 중에서 Ti와 Nb가 함께 첨가되는 경우, 상기 페라이트계 스테인리스강을 고온에서 장시간 사용하면 Fe3Nb3C 탄화물 석출될 수 있고, 조대화가 발생하여, 고온열화를 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ti의 첨가량은 0.3 wt% 이하일 수 있다.
N의 첨가량은 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하일 수 있다. 상기 N은 C와 마찬가지로 페라이트계 스테인리스강의 강도를 높이는 역할을 하지만, 연성 및 가공성을 저하시킬 수 있다. 특히, 페라이트계 스테인리스강의 충분한 용접부 인성 및 가공성을 확보하기 위해서, 상기 N은 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하로 포함되는 것이 바람직하다.
상기 페라이트계 스테인리스강에서 Mo의 첨가량은 0 wt% 이상 내지 1.0 wt% 이하일 수 있다. 또한, 상기 Mo는 0.8 wt% 이하인 것이 특히 바람직할 수 있고, 이때 상기 페라이트계 스테인리스강의 열연소둔조직은 시그마상분율을 5% 이하로 포함할 수 있다. 바람직하기로는 상기 W는 2 wt% 이상 내지 7 wt% 이하일 수 있고, 더욱 바람직하기로는 상기 W는 3 wt% 이상 내지 6 wt% 이하로 포함될 수 있다.
페라이트계 스테인리스강은 고온강도를 향상시키기 위하여 Mo를 첨가하는 등의 다양한 연구와 노력이 있어왔다. 이중 Mo를 첨가하는 방법에서 페라이트계 스테인리스강에 첨가된 Mo가 3 wt% 이상인 경우, 페라이트계 스테인리스강의 시그마상을 생성시키는 단점이 있다. 시그마상은 상기 페라이트계 스테인리스강을 제조하는데 불량을 유발할 수 있을 뿐 아니라, 자동차용 배기 매니폴드용으로 사용될 경우에도 내구성에 문제가 될 수 있다. 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 Mo를 저감시켜 시그마상의 생성을 억제시킬 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 고온강도 확보를 위해서 Mo의 첨가량은 1 wt%이하일 수 있다.
상기 Mo의 첨가량은 0 wt% 이상 내지 0.8 wt% 이하인 것이 특히 바람직할 수 있다. 페라이트계 스테인리스 제강 공정에서, 상기 제강 고정은 대량으로 이루어지기 때문에 첨가되는 물질의 양을 미량으로 제어하는 것은 용이하지 않으므로, 이를 제어하기 위한 노력은 비효율적일 수 있다. 반면, Mo 등의 원소는 고가의 원료이므로 상기 Mo의 첨가량을 미세하게 조정하는 것은 생산비를 절감하는데 유리하게 작용할 수 있다. 따라서, 상기 Mo의 첨가량은 0.8 wt% 이하로 조절함으로써, 소정의 페라이트계 스테인리스강의 물성을 유지함과 동시에 공정효율을 향상시킬 수 있다는 장점이 있다.
상기 W의 첨가량이 2 wt% 미만이면 Fe2W 등과 같은 나노 사이즈의 미세석출물의 생성량과, 기지 (matrix)내의 W 고용량이 저하되어, 페라이트계 스테인리스강은 충분한 고온강도 및 열피로특성을 얻기 어렵다. 또한, 상기 W의 첨가량이 7 wt% 초과인 경우에는 상기 페라이트계 스테인리스강의 원재료비가 증가될 수 있으며, 또한 페라이트계 스테인리스강 내에 다량의 Fe2W가 생성되어 라인 통판성에 불리하게 작용하여 생산효율을 저하시키고, 용접성 및 성형성 등을 저하시킬 수 있다. 페라이트계 스테인리스강은 W을 더 포함함으로써 900℃에서 시험하는 고온인장시험에서 인장강도가 40MPa 이상으로, 고온에서 높은 강도를 요구하는 자동차용 배기 매니폴드용으로 적용이 가능하다.
상기 Mo의 첨가량이 0.8 wt% 이하인 경우, 페라이트계 스테인리스강는 고온내산화성, 고온내염부식성, 고온강도 및 열피로특성 등을 확보하기 위하여 W를 더 포함할 수 있다. 이때, 상기 첨가되는 Mo 및 W는 페라이트계 스테인리스강의 고온강도에 미치는 영향을 고려할 때, 상기 두 원소의 관계는 Mo+0.84W = 3.5 wt% 이상 내지 5.0 wt% 이하로 표현될 수 있다. 이때, 상기 Mo+0.84W가 3.5 wt% 미만인 경우, 페라이트계 스테인리스강의 고온강도, 열피로수명, 고온내산화성, 고온내염부식성 특성이 저하될 수 있고, 5.0 wt% 초과인 경우에는 고온특성은 우수하나 상온가공성 인자인 연신율이 저하되고, 용접부 및 모재의 인성 또한 저하될 수 있다.
페라이트계 스테인리스강은, Mo+0.83W는 3.5 wt% 이상 내지 5.0 wt% 이하로 포함할 수 있다. 페라이트계 스테인리스강 내에 포함된 Mo 및 W에 대하여, Mo+0.83W의 값이 3.5wt% 미만인 경우에는 상기 페라이트계 스테인리스강은 자동차용 배기 매니폴드용으로 사용되기 위하여 충분한 고온강도 및 열피로특성을 갖기 어렵다. 즉, 페라이트계 스테인리스강에서 Mo+0.83W의 값이 3.5wt% 미만로 포함된 경우에는, 이를 이용한 자동차용 배기 매니폴드의 최대 사용온도는 900℃ 이하로, 그보단 높은 온도에서는 사용할 수 없다는 문제가 있다. 또한, 상기 Mo+0.83W의 값이 5.0 wt%를 초과하는 경우에는, 페라이트계 스테인리스강의 라인 통판성에 문제가 되어 생산성이 저하되고, 성형성 및 용접성도 저하되는 등의 문제를 유발할 수 있다.
상기 페라이드계 스테인리스강에서, Ti는 0 wt% 이상 내지 0.3 wt% 이하이고, Nb는 0 wt% 초과 내지 0.6 wt% 이하이며, N는 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, 및 Al는 0.01 wt%이하일 수 있다. 이때, 상기 원소들의 관계가 [(Ti+1/2Nb)/(C+N)]는 19.5 이상 내지 32 이하일 수 있다.
페라이트계 스테인리스강의 고온강도 및 열피로특성을 확보하기 위하여 소정의 Ti 및 Nb가 첨가되어야 한다. 이때, Ti 및 Nb의 첨가량이 소정 이하인 경우, 페라이트계 스테인리스강의 용접 열영향부에서 입계부식이 발생하거나, 또는 고온강도 및 열피로특성이 저하될 수 있다. 따라서, (Ti+1/2Nb)/(C+N)가 19.5 이상 첨가되도록 Ti 및 Nb의 첨가량을 조절할 수 있다. 반면, (Ti+1/2Nb)/(C+N)가 32를 초과하는 경우, 페라이트계 스테인리스강의 고온특성에는 유리할 수 있지만, 고용 Nb의 첨가량이 과다하게 높아져 상온 연신율, 인성 및 가공성이 저하될 수 있다. 따라서, (Ti+1/2Nb)/(C+N)는 19.5 이상 내지 32 이하로 포함될 수 있다.
도 1을 참조하면, 본 발명은 페라이트계 스테인리스강은 전술한 물질을 포함할 수 있으며, 이와 같은 조성을 가진 강을 가열온도가 1180℃ 이상 내지 1240℃ 이하인 슬라브 (slab) 가열단계 (S1); 열연소둔단계 (S2); 냉연소둔단계 (S3); 및 상온에서의 냉간압연단계 (S4);를 포함하는 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 포함할 수 있다.
전술한 바와 같이, 슬라브 가열단계 (S1)는 상기 슬라브를 가열하는 온도를 1180℃ 이상 내지 1240℃ 이하로 하여 수행될 수 있다.
상기 슬라브 가열단계 (S1)에서 가열온도가 1180℃ 미만인 경우, 이후에 수행되는 단계인 열간압연단계에서 페라이트계 스테인리스강이 압연롤에 부착되어 페라이트계 스테인리스강의 표면이 떨어져 나가는 스티킹 (stiking) 결합이 생길 수 있다. 또한, 상기 슬라브의 가열온도가 1240℃ 초과인 경우에는, 페라이트계 스테인리스강의 결정입도가 조대하여 인성 및 r-bar값이 저하될 수 있다. 따라서 상기 슬라브의 가열온도는 1180℃ 이상 내지 1240℃ 이하로 제어하여, 페라이트계 스테인리스강의 결정입도를 미세화활 수 있으며, 이에 따라 인성 및 r-bar값을 개선하여, 성형성 및 가공성을 확보할 수 있다.
상기 열연소둔단계 (S2)는 열연소둔온도를 스트립 (strip)온도 기준으로 1020℃ 이상 내지 1070℃ 이하일 수 있다.
상기 열연소둔단계 (S2)는 열연소둔온도는 소둔시 페라이트계 스테인리스강의 재결정이 일어나는 범위내에 포함되어야 하며, 동시에 상기 재결정이 일어나는 온도범위에서 가급적 낮은 온도로 소둔하는 것이 바람직하다. 상기 열연소둔온도가 낮을수록 페라이트계 스테인리스강은 열연소둔후 재결정 입도가 미세할 수 있으며, 따라서 최종적으로 냉연소둔된 페라이트계 스테인리스강의 r-bar값이 우수한 특성을 보일 수 있다. 즉, 열연소둔단계 (S2)에서의 열연소둔온도가 1020℃ 미만인 경우에는, 페라이트계 스테인리스강은 재결정이 불충분하게 일어나 성형성 및 연신율이 저하될 수 있다. 또한, 상기 열연소둔온도가 1070℃ 초과인 경우에는, 열연소둔후의 페라이트계 스테인리스강의 인성이 저하되어 제조공정 중에서 판파단이 발생되거나, 냉연소둔된 페라이트계 스테인리스강의 결정입도가 조대화되어 성형시 오랜지필 (orange peel) 불량이 발생할 수 있다. 따라서, 상기 열연소둔단계 (S2)는 열연소둔온도를 스트립 (strip)온도 기준으로 1020℃ 이상 내지 1070℃ 이하로 수행함으로써, 페라이트계 스테인리스강의 인성 및 r-bar값을 개선할 수 있다.
이때, 상기 페라이트계 스테인리스강의 결정입도는 ASTM No.를 기준으로 3.0 이상일 수 있다. 페라이트계 스테인리스강은 ASTM No.을 기준으로 그 수치가 커질수록 미세한 결정입도를 갖음을 나타낸다. 따라서, 상기 결정입도는 클수록 미세한 결정입도를 갖으므로 바람직할 수 있다. ASTM No.을 기준으로 3.0 미만인 경우, 페라이트계 스테인리스강의 결정입도가 조대화되어 열연소둔단계에 페라이트계 스테인리스강의 취화되기 쉬어 판파단 등의 불량이 발생할 수 있다.
상기 냉연소둔단계 (S3)는 냉연소둔온도를 스트립온도 기준으로 1030℃ 이상 내지 1080℃ 이하일 수 있다.
냉연소둔단계 (S3)에서 냉연소둔온도가 1030℃ 미만인 경우, 냉연소둔시에 재결정이 불충분하게 발생할 수 있어, 페라이트계 스테인리스강의 연신율 및 성형성이 저하될 수 있다. 또한, 상기 냉연소둔온도가 1080℃ 초과인 경우, 페라이트계 스테인리스강의 결정입도가 조대화되어 성형시 오랜지필 불량 등이 발생할 수 있다. 따라서, 페라이트계 스테인리스강의 석출물을 미세화하여 고온강도를 향상시키기 위해서는 냉연소둔온도를 스트립온도 기준으로 1030℃ 이상 내지 1080℃ 이하로 조절하여 냉연소둔을 수행하는 것이 바람직하다.
상기 열연소둔단계 (S2)의 열연소둔온도와 냉연소둔단계 (S3)의 냉연소둔온도에 있어서, (냉연소둔온도)/(열연소둔온도)는 1.0 이상 내지 1.1 이하일 수 있다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 열연소둔단계 (S2)와 냉연소둔단계 (S3)를 통하여 제작될 수 있으며, 상기 열연소둔단계 (S2) 및 냉연소둔단계 (S3)에서의 온도는 서로 영향을 미칠 수 있다. 구체적으로, 냉연소둔된 페라이트계 스테인리스강은 냉연소둔온도가 상승하면 성형성 및 r-bar값이 개선되어 고온인장강도가 향상될 수 있으나, 상기 냉연소둔온도와 열열소둔온도와의 관계에서 (냉연소둔온도)/(열연소둔온도)가 1.0 미만인 경우, 냉연소둔된 페라이트계 스테인리스강은 r-bar값이 낮아지게 되어 성형성이 저하될 수 있다. 또한, 냉연소둔온도가 너무 높아져 (냉연소둔온도)/(열연소둔온도)가 1.1을 초과하는 경우에는, 결정입도가 조대화되어 페라이트계 스테인리스강을 성형시 오랜지필 불량이 발생할 수 있다. 따라서, r-bar값 및 고온인장강도를 동시에 높이기 위해서는 상기 (냉연소둔온도)/(열연소둔온도)는 1.0 이상 내지 1.1 이하가 되도록 조절하는 것이 바람직하다.
본 발명의 제조방법에 따르는 페라이트계 스테인리스강은 이하의 식을 만족하는 DBTT(℃) 온도가 90℃ 이하일 수 있다.
DBTT(℃)=-184.6+3.2(Cr wt%)+27.5(Mo wt%)+4243.4(C wt%+N wt%)-295.6(Al wt%) +0.9[Nb wt%/(C wt%+N wt%)
상기 DBTT(℃) 온도는 낮을수록 공정에 유리하게 작용될 수 있는 항목으로, 상기 DBTT(℃) 온도가 90℃ 초과인 경우, 페라이트계 스테인리스강은 깨지기 쉬워 판파단 등의 불량이 발생할 수 있다. (유선상으로 설명해주신 내용을 토대로 위와 같은 내용을 추가하였습니다. 검토부탁드립니다. 또한, 추가 가능한 내용이 있으면 알려주시기 바랍니다.)
상기 페라이트계 스테인리스강은 DBTT(℃) 온도가 90℃ 초과인 경우에는, 제조공정중 인성의 열위로 열연소둔단계 (S2) 및 냉연소둔단계 (S3)에서 레이저 용접, 심저항 용접에 의하여 구비될 수 있는 용접부에서 판파단이 발생할 수 있다. 또한, 상온에서의 냉간압연단계 (S4)에서 페라이트계 스테인리스강은 인성의 열위로 미압부 및 판파단이 발생할 수 있으므로, 이를 방지하도록 페라이트계 스테인리스강의 인성을 확보하는 방안으로 상기 식을 만족하는 DBTT(℃) 온도가 90℃ 이하인 것이 바람직하다.
본 발명은 900℃ 이상의 온도에서 내열성을 갖고 고온강도가 40MPa 이상이며, 성형성이 444강과 동등 또는 그이상의 수준을 갖는 페라이트계 스테인리스강을 제조하는 방법에 관한 내용이다.
통상, 페라이트계 스테인리스강의 고온강도의 향상은 Nb, Mo, W, Ta, Hf 등의 원자반경이 비교적 큰 원소의 첨가함으로써, 고용강화되어 달성될 수 있다. 종전의 내열용으로 사용되는 페라이트계 스테인리스강에서 가장 우수한 고온강도를 보이는 종류는 444강으로 Mo를 2 wt% 이하로 함유하는 강이다. Mo 만을 단독으로 첨가하는 페라이트계 스테인리스강은 Mo 첨가량을 3 wt% 이상으로 증가시켜도 고온강도의 향상 효과는 그다지 크지 않다. 또한, Mo 첨가량을 증가시키면 페라이트계 스테인리스강의 제조과정에서 시그마상 석출이 용이하여 모재 및 용접부 인성의 열위로 판파단 또는 오랜지필 등의 불량이 증가되어 생산효율이 감소될 수 있다.
따라서, 본 발명은 미세한 라베스상 (laves phase)을 극대로 활용할 수 있는 합금설계에 중점을 두어, Mo에 비하여 라베스상의 석출속도가 빠른 W에 착목하여 Mo의 첨가량을 낮추고 동시에 W의 첨가량을 증가시킨 페라이트계 스테인리스강을 기반으로 개발한다. 또한, 본 발명은 Mo+W 첨가량을 높인 페라이트계 스테인리스강에 대하여, 용접부 및 코일의 용접부 인성의 열위로 발생할 수 있는 제조상의 불량을 방지하고, 또한 최적화된 열연소둔단계, 냉연소둔단계 및 냉간압연단계를 포함하는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 실시예 및 비교예를 통하여 설명하는데, 이는 본 발명을 용이하게 설명하기 위한 것으로, 본 발명이 하기 실시예 및 비교예에 의하여 제한되는 것은 아니다.
1. 시편 제작
표 1에는 각각의 실시예 및 비교예에서 사용된 시편의 화학성분표을 나타내었다. 표 1을 참조하면, 각각의 실시예 및 비교예들은 Fe-15 wt%Cr를 기본조성으로 하고, Mo, W, Nb의 첨가량 및 (Ti+1/2Nb)/(C+N)를 변화시켜 페라이트계 스테인리스강을 각각 제조하였다. 이중, 열연의 일부는 20mmt 및 5mmt로 각각 작업하여, 1050℃ 온도에서 열연소둔단계 및 냉연소둔단계를 거쳐 두께 2.0mm의 코일과 20mmt bar 시편을 제작하였다. 이와 같이 제작된 시편들은 아래 표 1과 같이 실시예 1~7 및 비교예 1~4이다.
(표 1)
Figure pat00001
2. 페라이트계 스테인리스강의 상온 및 고온에서의 특성 평가
표 1에 기재된 바와 같이 제작된 각각의 실시예 1~7 및 비교예 1~4에 대하여 상온인장시험, 900℃에서의 고온인장시험과, 각각의 성분에 따른 고온특성을 확인하기 위하여 고온에서의 열피로수명, 내산화성 및 내염부식성을 평가하였다.
먼저, 표 1에 따른 시편들을 가공하여 열피로시편을 제작하였다, 이와 같이 제작된 열피로시편을 이용하여 200~900℃ 범위의 온도에서 구속율 0.3으로 열피로수명을 평가하였다. 또한, 내산화성을 평가하기 위하여 각각의 실시예 1~7 및 비교예 1~4를 1000℃에서 200시간 가열하였다. 이와 같이 가열에 의하여 생성된 산화 스케일을 산세하여 제거 후 무게변화를 측정하여 고온에서의 내산화성을 확인하였다. 내염부식성을 평가하기 위하여 26%NaCl 용액을 제작하였다. 실시예 1~7 및 비교예 1~4에 따른 시편을 500℃에서 2시간 등온으로 유지 후 제작된 26%NaCl 용액에서 5분간 침지하는 것을 총 10회 실시한 후 무게감량을 측정하여 고온에서의 내염부식성을 평가하였다.
아래, 표 2는 표 1에 따른 각각의 실시예 및 비교예에 대한 평가결과를 나타낸 것으로, 상온인장강도, r-bar값, 고온인장강도, 열피로수명, 고온내산화성 및 고온내염부식성에 대한 값을 나타낸 표이다.
(표 2)
Figure pat00002
또한, 표 1에 따른 실시예 1~7 및 비교예 1~4의 시편 (2.0t)을 브이-노치 (V-notch) 충격시편으로 가공하여 충격실험을 수행하여 DBTT (℃)를 구하였다. 표 1에 따른 실시예 1~7의 DBTT (℃)은 모두 90℃ 이하임을 확인할 수 있었다.
표 1 및 표 2를 참조하면, 성형의 용이성을 평가하는 항목인 상온인장강도 및 r-bar값은 실시예 1~7 및 비교예 1~4에서 모두 소정의 목표치를 만족함을 확인할 수 있었다. 반면, 고온에서의 특성을 평가하는 항목인 고온인장강도, 열피로수명, 고온내산화성 및 고온내염부식성에서는 실시예 1~7은 자동차용 배기 매니폴드용의 소재로 요구되는 소정의 목표치를 만족하였나, 반면 비교예 1~4에서는 상기 평가항목에 대하여 만족하지 못함을 확인할 수 있었다.
본 발명에 따른 실시예 1~7은 상온에서의 성형성뿐 아니라, 고온에서의 특성을 모두 만족함을 확인할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 고온에서 사용이 가능하고, 또한 성형성도 소정의 조건을 만족할 수 있다. 따라서, 상기 실시예들은 정밀한 성형성을 요구하는 자동차용 배기 매니폴드용으로 적용이 가능함을 확인할 수 있었다.
본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강은 고가의 원료인 Mo의 첨가량을 저감시키면서, 동시에 배기 매니폴드용 소재로 적합한 물성을 갖으므로 제조단가를 낮출 수 있다는 장점을 갖는다. 반면, 상기 Mo와 W의 함량을 만족하지 못하는 비교예의 경우는 고온에서의 특성인 열피로수명, 고온내산화성 및 고온내염부식성을 모두 만족하지 못함을 확인할 수 있었다.
또한, 표 1 및 표 2를 참조하면, Mo+0.83W 값이 3.5% 이상 내지 5% 이하, [(Ti+1/2Nb)/(C+N)]의 값이 19.5 이상 내지 32 이하 범위 내로 제어하여 제작된 시편들은 또한 고온특성 및 상온성형성이 동시에 우수하여 모든 요구특성을 만족시키는 것으로 나타났다.
도 2는 고온강도에 미치는 Mo 및 W의 영향에 대한 평가결과를 나타낸 그래프이다.
도 2를 참조하면, 중량%로 C: 0.005 wt%, N: 0.0006 wt%, Cr: 15 wt%, Nb: 0.4 wt% 및 Ti: 0.1 wt%를 동일하게 포함하되, Mo와 W의 첨가량을 변화시켜 페라이트계 스테인리스강의 고온강도에 미치는 Mo 및 W의 영향을 평가하였다.
먼저, Mo 및 W가 고온강도에 미치는 영향을 평가하고자 Mo 단독첨가강과 Mo+W 복합첨가강의 첨가량을 변화시켜 900℃ 고온인장강도를 평가하였다. X축은 Mo의 첨가량 (Mo 단독첨가강) 또는 Mo+W의 첨가량 (Mo+W 복합첨가강)을 나타내었고, Y축은 이에 따른 고온인장강도를 그래프로 도시하고, 관계식을 도출하였다. 이를 회귀방정식 (regression equation)을 사용하여 고온강도에 미치는 Mo 또는 Mo+W의 첨가량과의 관계를 나타내었다. 이 결과 900℃에서의 고온인장강도 (MPa) = 22.4 + 4.67Mo +3.91W의 관계식을 도출할 수 있었고, 따라서 고온강도에 미치는 W 원소의 기여도는 84% (W/Mo=3.91/4.67=0.84) 수준임을 알 수 있었다.
2. 페라이트계 스테인리스강의 온도에 따른 특성평가
표 1의 실시예 2에 따른 페라이트계 스테인리스강을 이용하여, 슬래브 가열단계에서의 가열온도를 1230℃, 1280℃로 변화시켜 시편을 제작하였다.
도 3은 슬라브 가열온도에 따른 페라이트계 스테인리스강의 결정입도를 나타낸 그래프이고, 도 4는 슬라브 가열온도에 따른 페라이트계 스테인리스강의 평균 r-bar값이다.
도 3는 페라이트계 스테인리스강을 슬라브 가열단계에서 가열온도를 달리하여 제작한 후, 1050℃에서 열연소둔된 페라이트계 스테인리스강의 결정입도 (grain size)를 확인한 그래프이다. 슬라브 가열온도에 따른 열연소둔된 페라이트계 스테인리스강의 결정입도는 슬라브의 가열온도에 따라 영향받음을 알 수 있었다. 구체적으로, 상기 열연소둔된 페라이트계 스테인리스강은 슬라브 가열온도가 1280℃으로 1240℃을 초과하는 경우에는 결정입도가 크고, 상대적으로 슬라브 가열온도가 낮은 1230℃에서 결정입도가 미세함을 확인할 수 있었다.
도 4는 페라이트계 스테인리스강을 슬라브 가열단계에서 가열온도를 달리하여 제작한 후, 1050℃에서 열연소둔단계를 수행한 후 냉연소둔된 페라이트계 스테인리스강의 평균 r-bar값에 대하여 도시한 그래프이다. 슬라브의 가열온도가 낮아지면, 냉연소둔된 페라이트계 스테인리스강은 평균 r-bar값이 상승함을 확인할 수 있었다.
전술한 내용을 바탕으로, 슬라브 가열단계에서 가열온도를 낮추는 경우, 페라이트계 스테인리스강의 결정입도가 미세화되고, 평균 r-bar값이 상승함을 확인할 수 있었다.
도 5는 열연소둔단계에서 열연소둔온도에 따른 평균 r-bar값을 도시한 그래프이고, 도 6은 냉연소둔단계에서 냉연소둔온도에 따른 고온인장강도를 도시한 그래프이다.
도 5를 참조하면, 열연소둔단계에서 열연소둔온도를 1040℃ 및 1080℃로 변화시켜 페라이트계 스테인리스강의 평균 r-bar값을 측정하였다. 측정한 결과, 열연소둔단계에서 온도가 낮을수록 r-bar값이 높게 나타남을 확인할 수 있었다.
도 6은 냉연소둔단계에서 냉연소둔온도에 따른 페라이트계 스테인리스강의 고온인장강도를 측정한 결과이다. 상기 고온인장강도는 900℃에서 측정하였으며, 냉연소둔온도는 1030℃ 및 1060℃으로 변화시켰다. 이를 검토하면, 페라이트계 스테인리스강은 냉연소둔온도가 높은 경우, 상기 고온인장강도가 상승함을 확인할 수 있었다.
도 7은 냉연소둔온도/열연소둔온도에 따른 평균 r-bar값을 도시한 그래프이고, 도 8은 냉연소둔온도/열연소둔온도에 따른 고온인장강도를 도시한 그래프이다.
도 7을 참조하면, 냉연소둔온도/열연소둔온도를 변화시켜 측정한 냉연소둔후 페라이트계 스테인리스강의 평균 r-bar값은 상기 냉연소둔온도/열연소둔온도가 커질수록 증가됨을 확인할 수 있었다. 즉, 열온소둔온도에 대한 냉연소둔온도가 높아질수록 평균 r-bar값은 증가되었다. 반면, 냉연소둔온도/열연소둔온도가 1.1을 초과하는 경우, 페라이트계 스테인리스강에서 오랜지필 불량이 발생함을 확인할 수 있었다.
도 8을 참조하면, 냉연소둔온도/열연소둔온도를 변화시켜 그에 따른 고온인장강도를 측정한 값이다. 상기 고온인장강도는 900℃에서 측정하였다. 페라이트계 스테인리스강은 열연소둔단계 및 냉연소둔단계에서의 각각의 소둔온도의 비인 냉연소둔온도/열연소둔온도가 높을수록 고온인장강도가 향상됨을 확인할 수 있었다.
본 발명이 속하는 기술분야의 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구의 범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구의 범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims (6)

  1. 중량%로 C: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Si: 0 wt% 초과 내지 0.5 wt% 이하, Mn: 0 wt% 초과 내지 2.0 wt% 이하, P: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, S: 0 wt% 이상 내지 0.02 wt% 이하, Cr: 12 wt% 이상 내지 19 wt% 이하, Mo: 0 wt% 이상 내지 0.8 wt% 이하, Ti: 0 wt% 이상 내지 0.3 wt% 이하, Nb: 0 wt% 초과 내지 0.6 wt% 이하, N: 0 wt% 초과 내지 0.01 wt% 이하, Al: 0 wt% 이상 내지 0.01 wt% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하되, 상기 Mo+0.83W값은 3.5 wt% 이상 내지 5 wt% 이하이고, [(Ti+1/2Nb)/(C+N)]비 값이 19.5 이상 내지 32 이하를 만족하는 페라이트계 스테인리스강에서, 하기의 관계식을 만족하는 연성취성천이온도 (DBTT(℃))를 90℃ 이하로 제어하는 고온강도가 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
    DBTT(℃)=-184.6+3.2(Cr wt%)+27.5(Mo wt%)+4243.4(C wt%+N wt%)-295.6(Al wt%) +0.9[Nb wt%/(C wt%+N wt%)]
  2. 제1항에 있어서,
    상기 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은 가열온도가 1180℃ 이상 내지 1240℃ 이하인 슬라브 (slab) 가열단계;
    열연소둔단계;
    냉연소둔단계; 및
    상온에서의 냉간압연단계;를 포함하는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 열연소둔단계는 열연소둔온도를 스트립 (strip)온도 기준으로 1020℃ 이상 내지 1070℃ 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  4. 제2항에 있어서,
    상기 페라이트계 스테인리스강의 결정입도는 ASTM No.를 기준으로 3.0 이상인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  5. 제2항에 있어서,
    상기 냉연소둔단계는 냉연소둔온도를 스트립온도 기준으로 1030℃ 이상 내지 1080℃ 이하인 것을 특징으로 하는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  6. 제2항에 있어서,
    상기 열연소둔단계의 열연소둔온도와 냉연소둔단계의 냉연소둔온도에 있어서, (냉연소둔온도)/(열연소둔온도)는 1.0 이상 내지 1.1 이하인 것을 특징으로 하`는 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
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