KR20150075538A - 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents
성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDFInfo
- Publication number
- KR20150075538A KR20150075538A KR1020130163590A KR20130163590A KR20150075538A KR 20150075538 A KR20150075538 A KR 20150075538A KR 1020130163590 A KR1020130163590 A KR 1020130163590A KR 20130163590 A KR20130163590 A KR 20130163590A KR 20150075538 A KR20150075538 A KR 20150075538A
- Authority
- KR
- South Korea
- Prior art keywords
- ferritic stainless
- stainless steel
- less
- cold
- steel sheet
- Prior art date
Links
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 64
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 30
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 23
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 9
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 39
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 37
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 37
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 31
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 27
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 14
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 13
- 238000012805 post-processing Methods 0.000 claims description 13
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 11
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 9
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 5
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 claims description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 abstract description 17
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 abstract 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 33
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 17
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 12
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 12
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 11
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 10
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 210000000988 bone and bone Anatomy 0.000 description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 9
- 239000000047 product Substances 0.000 description 9
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 150000003606 tin compounds Chemical class 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- CXOWYMLTGOFURZ-UHFFFAOYSA-N azanylidynechromium Chemical compound [Cr]#N CXOWYMLTGOFURZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 210000001519 tissue Anatomy 0.000 description 2
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001295 No alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 206010039509 Scab Diseases 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 1
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 238000007517 polishing process Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 238000005406 washing Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
본 발명은 주조조직의 등축정부 입도가 미세하고, 성형 후 표면성상이 우수한 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강에 관한 것으로서, 본 발명의 일 실시형태에 따른, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강은 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
Description
발명은 페라이트계 스테인리스강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 주조조직의 등축정부 입도가 미세하고, 성형 후 표면성상이 우수한 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법에 관한 것이다.
일반적으로 페라이트계 스테인리스강은 오스테나이트계 스테인리스강에 비해 가격이 저렴하고 표면광택, 드로잉성 및 내산화성이 양호하여 주방용품, 건축 외장재, 가전제품, 전자부품 등에 널리 사용되고 있다.
이러한, 페라이트계 스테인레스강의 냉연 박판은 열간압연공정, 열간압연된 코일의 표면스케일을 제거하고 재료 내부 응력을 제거하는 소둔산세공정, 냉간압연 및 냉연소둔공정을 통해 제조된다.
상기의 공정을 통해 제조된 페라이트계 스테인레스강의 냉연 박판을 이용하여 박판제품 가공시 재료가 받는 소성변형 구간에 따라 벤딩크랙(bending crack), 리징(ridging) 및 스트레쳐 스트레인(stretcher strain) 등의 가공에 기인한 표면결함이 발생된다.
특히, 페라이트계 스테인리스강은 성형가공시 압연방향에 평행하게 주름형태의 리징(ridging) 표면결함의 발생원인은 조대한 주조조직에 기인한다. 즉, 주조조직이 압연 또는 소둔공정에서 파괴되지 않고 조대한 밴드조직으로 잔류하는 경우, 인장가공시 주변의 재결정 조직과 상이한 폭 및 두께 방향 변형 거동으로 인해 리징 결함으로 표출된다.
이러한 리징 결함은 제품의 외관을 나쁘게 할 뿐만 아니라 성형시 넥킹을 발생시켜 성형성을 저하시키며, 리징이 심하게 발생할 경우 성형 후에 추가의 연마공정을 필요로 하므로 최종제품의 제조단가를 상승시키는 원인이 된다.
따라서, 성형 및 미려한 표면성상이 요구되는 양식기, 세탁조, 건조기 등의 가전 부품용의 제품에 대해서는 내리징성이 우수한 페라이트계 강종의 개발 및 그 제조기술의 개발이 시급한 실정이다.
일반적으로, 가정용 양식기 및 가전제품 부품용으로 널리 사용되고 있는 페라이트계 스테인리스강은 약 16중량%의 크롬(Cr)을 함유한 STS430강으로서, 페라이트계 스테인리스강의 대표적인 강종이다.
이러한, STS430강은 여타 페라이트계 스테인리스강 중에서 내리징성이 우수한 편이나 여전히 리징 결함은 발생하므로 연마 비용 절감 혹은 리징으로 인하여 유발되는 기계적 결함 감소를 위하여 지속적으로 리징 저감 페라이트계 스테인리스강이 요구되고 있는 실정이다.
STS430강의 내리징성이 여타 페라이트계 스테인리스강에 비하여 상대적으로 우수한 편에 속하는 이유는 주조 후 열연압연 완료되기까지의 구간에서 25~40% 정도의 오스테나이트 변태를 거치기 때문이다.
전술한 바와 같이, 페라이트계 스테인리스강에서 리징이 발생하는 이유는 주조 시 형성되는 조대한 조직 때문인데 STS430강에서는 일부 오스테나이트 변태로 인하여 이러한 주조 조직이 다소 제거되어 리징 발생이 완화된다.
종래 강의 조성, 압연조건, 소둔조건을 적정화하여 특유의 집합조직이 발달 되도록 제어하여 내리징성을 향상시킨 페라이트계 스테인리스 강판 및 제조방법에 대해서는 "면내이방성이 작고 내 리징성이 우수한 페라이트 계 스테인레스강판 및 그 제조방법(공개특허 10-1997-0015775)" 등에서 구체적으로 공지되어 있다.
그러나, 오스테나이트 변태 구간을 갖는 페라이트계 스테인리스강은 열간압연 후 오스테나이트 조직 분해를 위한 상소둔 열처리가 필수적이나 이를 위하여 비용이 소모되어 생산비용을 상승시키고, 제조시간이 증대되는 문제점을 가지고 가지고 있었다.
또한, 제조시간이 증가함에 따라, 생산성이 저하되는 문제점을 가지고 있었다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위한 본 발명은 성형성 및 내리징성이 우수하고, 제품 성형시 표면 품질을 향상된 성형성 및 성형 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강는 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 하기의 식을 만족하는 것을 특징으로 한다.
8 ≤ Ti/N ≤ 20 --------------(1)
0.2 ≤ C/N ≤ 0.67 ------------(2)
단, 상기 Ti, N, C는 각각의 중량%를 의미한다.
또한, 냉간압연 방향의 결정립 길이/두께 방향의 결정립 길이의 비가 1.5 ~ 3.0 범위를 만족하는 것을 특징으로 한다.
또한, 최대 리징 폭이 2㎛이하이고, 최대 리징 높이가 15㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.
또한, 주조조직은 등축정부과 주상정부가 1:2의 부피비로 형성되며, 등축정부의 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하이고, 주상정부의 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연주공정에 의해 슬라브를 제조하는 과정; 상기 슬라브를 1180 ~ 1240℃로 가열하여 조압연 및 사상압연 공정에 의해 열연강판을 제조하는 과정; 상기 열연강판의 온도가 875 ~ 1025℃가 되도록 연속 소둔공정에서 1차 열처리하는 과정; 및
상기 열연강판을 냉간압연 공정에 의해 냉연강판을 제조하는 과정;을 포함한다.
상기 용강은, Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 하기의 식을 만족하는 것을 특징으로 한다.
8 ≤ Ti/N ≤ 20 --------------(1)
0.2 ≤ C/N ≤ 0.67 ------------(2)
이때, 상기 Ti, N, C는 각각의 중량%를 의미한다.
상기 슬라브를 제조하는 과정에서, 연속주조 공정은 1530 ~ 1550℃의 온도에서 0.7 ~ 1.0 /min의 속도로 제어하면서, 전자교반장치(EMS; Electro Magnetic Stirrer)의 전류범위를 800 ~ 1700A로 제어하는 것을 특징으로 한다.
상기 슬라브의 주조조직은 등축정부가 중심으로부터 전체 두께의 1/3 위치에 형성되고 주상정부는 전체 두께의 1/3 위치에서 표층부까지 형성되며, 등축정부과 주상정부가 1:2의 부피비로 형성되며, 등축정부의 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하이고, 주상정부의 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 것을 특징으로 한다.
상기 냉연강판을 제조하는 과정에서, 상기 열연강판의 결정립은 냉간압연 방향의 결정립 길이/두께 방향의 결정립 길이의 비가 1.5 ~3.0 범위를 만족하는 것을 특징으로 한다.
바람직하게, 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 상기 냉연강판을 냉연연속 소둔공정에 의해 775 ~ 925℃가 되도록 2차 열처리하는 과정;을 더 포함한다.
본 발명의 실시예에 따르면 N의 함량을 최적화함으로써, 주조조직의 등축정부 입도를 미세하게 하하여 내리징성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
또한, 미려한 표면성상이 요구되는 양식기, 건조기 등 제품 성형시 결함을 최소화하여 제품의 품질을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
도 1(a)는 일반적인 페라이트계 스테인리스강 및 본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 이용한 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이고,
도 2는 성형 후 리징 골의 최대 폭 및 깊이를 설명하기 위한 그래프이며,
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 비교강들에 대한 리징 골의 폭 및 깊이를 보여주는 그래프이고,
도 4는 주조조직의 타입별 등축정부와 주상정부의 형성을 비교 설명하기 위한 도면이며,
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 비교강의 주조조직 입도 분포를 보여주는 그래프이고,
도 6는 비교강과 본 발명의 일 실시형태에 따른성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 TD(Transverse Direction)면의 평균 결정입도 형상 및 결정입도의 분포를 보여주는 도면이며,
도 7은 본 발명의 실시예 및 비교예의 성분, 주조조직의 위치별 입도, 냉연소둔재의 재결정 조직의 결정입도와 입도 형상비 및 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이다.
도 2는 성형 후 리징 골의 최대 폭 및 깊이를 설명하기 위한 그래프이며,
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 비교강들에 대한 리징 골의 폭 및 깊이를 보여주는 그래프이고,
도 4는 주조조직의 타입별 등축정부와 주상정부의 형성을 비교 설명하기 위한 도면이며,
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 비교강의 주조조직 입도 분포를 보여주는 그래프이고,
도 6는 비교강과 본 발명의 일 실시형태에 따른성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 TD(Transverse Direction)면의 평균 결정입도 형상 및 결정입도의 분포를 보여주는 도면이며,
도 7은 본 발명의 실시예 및 비교예의 성분, 주조조직의 위치별 입도, 냉연소둔재의 재결정 조직의 결정입도와 입도 형상비 및 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이다.
이하 첨부된 도면들을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세하게 설명하지만, 본 발명이 실시예에 의해 제한되거나 한정되는 것은 아니다. 참고로, 본 설명에서 동일한 번호는 실질적으로 동일한 요소를 지칭하며, 이러한 규칙 하에서 다른 도면에 기재된 내용을 인용하여 설명할 수 있고, 당업자에게 자명하다고 판단되거나 반복되는 내용은 생략될 수 있다.
이하, 첨부된 도면들을 참고하여 본 발명에 대해 설명하기로 한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강은 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이때, Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 하기의 식을 만족하는 것이 바람직히다.
8 ≤ Ti/N ≤ 20 --------------(1)
0.2 ≤ C/N ≤ 0.67 ------------(2)
단, 상기 Ti, N, C는 각각의 중량%를 의미한다.
왜냐하면, 일반적으로 N가 함유된 일반적인 페라이트계 스테인리스 강에서는 상소둔(BAF:Batch Annealing Furnace) 열처리를 통해 크롬-질화물 때문에 형성되는 크롬 결핍층의 해소가 필수적이다. 그러나, 만약 상기 크롬 결핍층이 해소되지 않으면 내식성과 표면광택의 열화를 유발하는 문제점을 가지고 있다.
반면에, 본 발명의 실시예에 따르면, 티타늄(Ti)의 첨가를 통해 TiN 화합물을 형성시킴으로써 크롬-질화물의 함량을 낮추어 상소둔(BAF) 열처리를 실시하지 않더라도 내식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 제조할 수 있는 효과가 있다.
또한, 통상적인 페라이트계 스테인리스강과 달리 N/C 비를 높게 제어하고 TiN 화합물의 형성을 촉진함에 따라 등축정 입도가 미세한 페라이트계 스테인리스강의 제조가 가능하여, 내리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조가 가능하다.
또한, N 함량이 높음에도 불구하고 Ti를 첨가하여 기지에 고용되는 N 함량을 제어함으로써 연신율의 열화 없이 성형성이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조가 가능하기 때문이다.
이하에서는 본 발명에 따른 실시 예에서의 성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명하기로 한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
Cr: 12.5~16.5%
크롬(Cr)의 양은 14.5중량% 내지 18.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 크롬(Cr)은 강의 내식성을 향상시키기 위해 첨가하는 합금원소로, 상기 크롬이 14.5중량% 미만으로 포함되는 경우에는, 본 발명의 조성 범위에서는 페라이트계 스테인리스강의 내식성이 저하되어 문제된다. 반면, 상기 크롬이 18.5중량%를 초과하여 포함되는 경우에는 슬라브를 열간압연하는 과정에서 사상압연 롤부하 증가 및 열연성 결함 (Sticking)이 발생될 가능성이 높고, 제조단가 증가를 불필요하게 증가시키기 때문이다.
따라서, 본 발명에 따른 실시 예에서의 상기 크롬은 14.5중량% 내지 18.5중량%로 한정한다.
C: 0~0.010% (단, 0% 제외)
탄소(C)의 양은 0초과 0.010중량% 이하인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 상기 탄소(C)는 강의 오스테나이트 안정화 및 고용강화 원소로서, 0.010중량%를 초과하는 경우 오스테나이트 분율을 증가시키고, 고용강화 현상으로 인하여 연신율이 저하되어 제품의 성형성을 저하시키고, 내식성을 감소시키는 문제가 있으며, 저 소성변형 구간에서의 스트레처 스트레인(stretcher strain)의 결함을 방지할 수 있기 때문이다.
이때, 상기 연신율은 페라이트계 스테인리스강의 냉연제품의 가공성을 알려 주는 품질특성 중 하나로서 널리 통용되는 용어이며, 상기 페라이트계 스테인리스강의 냉연제품을 1축 인장하였을 때 파단이 일어나는 순간까지 연신된 양을 초기 길이로 나눈 값으로부터 계산한다.
N: 0.012~0.030%
질소(N)의 양은 바람직하게 0.012중량% 내지 0.030중량%이며, 더욱 바람직하게는 0.015중량% 내지 0.023중량% 첨가되는 것이 바람직하다.
왜냐하면, 질소(N)는 주조 및 응 고시 Ti와 결합하여 TiN 화합물을 형성함으로써 슬라브의 미세조직을 미세화시키는 효과가 있는 본 발명에서 중요한 역할을 하는 원소로서 0.01중량% 이상으로 첨가하는 반면, 상기 질소가 0.030중량%를 초과하여 다량의 첨가되면 가공성을 저해시킬 뿐만 아니라 TiN에 의한 Scab 결함을 발생시킬 수 있으며, 가공성을 저해 문제와 냉연제품의 스트레처 스트레인(Stretcher Strain)의 원인이 되기 때문이다. 특히, 질소의 첨가량을 0.015중량% 내지 0.023중량%로 제어하면 성형 후의 리징골의 최대 폭(Max A)은 0.7 ~ 1.2㎛, 리징 최대 높이(Max B)는 8 ~ 14㎛로 제어할 수 있으며, 등축정의 입도가 0.7 ~ 1.5㎜로 미세하게 하는 효과가 있다.
Si: 0~0.5% (단, 0% 제외)
실리콘(Si)의 양은 0초과 0.5중량% 이하인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 실리콘(Si)은 제강시 탈산제 역할로 첨가되는 원소이며, 페라이트 안정화원소이므로 미량 함유되는 것이 바람직하나, 0.5중량%를 초과하여 다량 함유되면 재질의 경화를 일으켜서 연성을 저하시키기 때문에 0.5중량% 이하로 한정한다.
Mn: 0~0.5% (단, 0% 제외)
망간(Mn)의 양 0초과 0.5중량% 이하인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 망간(Mn)은 강중에 불가피하게 포함되는 불순물이지만, 다량으로 포함될 경우 용접시 망간계 퓸(fume)이 발생하며 MnS상 석출의 원인이 되어 연신율을 저하시키기 때문에 본 발명에 따른 실시예에서의 Mn의 함량을 상기 범위로 한정한다.
Ti: 0.15~0.3%
티타늄(Ti)의 양은 0.15중량% 내지 0.30중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 티타늄(Ti)은 주편 조직의 등축정 입도를 미세화시키는 중요한 역할을 하는 원소로서, 탄소, 질소 등을 고정시켜 가공성을 향상시키는 역할을 하므로 0.15중량% 이상으로 첨가한다. 반면, 상기 티타늄이 0.30중량%을 초과하여 첨가되는 경우에는, 스테인리스강의 제조단가 증가시키고, 냉연제품의 슬리브(sliver) 결함의 원인이 되기 때문에 본 발명에 따른 실시예에서는 Ti의 함량을 상기 범위로 한정한다.
Al: 0~0.15% (단, 0% 제외)
알루미늄(Al)의 양은 0초과 0.15중량% 이하인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 알루미늄(Al)은 제강 시 탈산제 역할로 첨가되는 원소이나, 0.15중량%를 초과하여 첨가되는 경우에는 비금속 개재물로 존재하여 냉연스트립의 슬리브 결함의 원인이 되며 용접성 저하를 일으키므로 본 발명에 따른 실시예에서의 Al의 함량을 상기 범위로 한정한다.
전술한 원소들을 제외한 나머지 원소는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
도 1(a)는 일반적인 페라이트계 스테인리스강을 이용하여 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이고, 도 1(b)는 본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 이용한 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이다.
도 1에 도시된 바와 같이, 성형 후 관찰되는 리징 골의 폭 및 깊이가 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 이용한 양식기에 비하여, 일반적인 페라이트계 스테인리스강을 이용한 양식기에서 심하게 관찰되는 것을 육안으로도 확인할 수 있었다.
도 2는 성형 후 리징 골의 최대 폭 및 깊이를 설명하기 위한 그래프이고, 도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 비교강들에 대한 리징 골의 폭 및 깊이를 보여주는 그래프이다.
도 2 내지 도 3에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실싱예에 따른 형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강은 성형 후 리징 골의 최대 폭(Max A)은 2㎛ 이하, 리징 최대 높이(Max B)는 15㎛ 이하로 관찰됨을 알 수 있다.
반면, 일반적인 페라이트계 스테인리스강의 대표적인 강종 중 하나인 STS430강 소재의 경우, 비교 B군과 같은 양상을 보인다. 특이한 점은 리징 골의 최대 폭이 4 ~ 6㎛ 범위로 넓게 나타남을 알 수 있으며, 이는 버핑 공정의 부하로 연결되어 후처리 공정 비용 상승을 초래할 수 있다.
또한, STS439강 소재의 경우, 비교 A군과 같은 양상을 보이며 안정화 강으로 분류되어 있는 전형적인 리징 패턴을 보이고 있다. 하지만, 내리징성 제어 기술이 반영되지 않은 경우 리징 최대 높이가 15 ~ 25㎛ 범위로 나타남을 알 수 있다.
도 4는 주조조직의 타입별 등축정부와 주상정부의 형성을 비교 설명하기 위한 도면이고, 도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 비교강의 주조조직 입도 분포를 보여주는 그래프이다.
도 4 내지 도 5에 도시된 바와 같이, TYPE-Ⅰ의 주조조직은 Al탈산을 하나 Ti, N 비율 및 각각의 양이 적정화가 되지 않은 경우에 나타나는 현상으로, 이는 N의 함량이 통상 0.005 ~ 0.01중량% 범위의 Ti 첨가강에서 나타나는 주조조직이다.
TYPE-Ⅱ의 주조조직은 Al + Ti 복합탈산 또는 Mg계 탈산을 실시한 경우 등축정율이 80%이상으로 향상된 주조조직을 나타낸다. 이는 등축정율의 향상에는 큰 이점이 있으나, 복합탈산 또는 Mg계 탈산 등의 복잡한 프로세스로 제조 원가 상승을 가져오며, 등축정 입도의 미세화에는 큰 효과를 나타내지 못한다.
일반적으로, 슬라브의 표층부에서 중심부의 절반위치(1/4t지점)의 주조조직은 열연공정에서 파괴되기 때문에 실제로 내리징성 개선을 위해서는 중심부의 절반위치(1/4t지점)에서 중심부의 등축정부의 주조조직 미세화가 더 효과적이다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 주조조직은 TYPE-Ⅲ은 Al단독 탈산 및 N함량 0.012 ~ 0.03중량%로 이루어지는 Ti첨가강에서 얻어진다.
본 발명에서는 얻어진 주조조직의 특징은 열연구간에서 파괴되기 쉬운 부위(표층부에서 중심부의 절반위치(1/4t지점))는 주상정 조직을 가지나, 열연공정에서 파괴되기 어려운 부위(중심부의 절반위치(1/4t지점)에서 중심부)의 등축정부의 주조조직이 1.5mm이하로 이루어짐을 확인할 수 있다.
도 6는 비교강과 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 최종 냉연 소둔 후 0.5㎜ 두께를 갖는 소재의 TD(Transverse Direction)면의 평균 결정입도 형상 및 결정입도의 분포의 비교를 나타낸다.
도 6에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강은 내리징성 개선 및 오렌지 필(peel) 발생을 억제하기 위하여, 냉연 소둔제품의 최종 소둔 재결정 조직의 평균 결정입도가 0 초과 25㎛ 이하로 제어하였으며, 평균 결정립의 형상비(aspect ratio)를 1.5 ~ 3.0으로 제어하여 비교강에 비해 미세한 결정립을 형성됨을 알 수 있다.
이하에서는 본 발명에 따른 실시예 및 비교예에 대하여 설명한다.
그러나, 하기 실시예들은 본 발명의 바람직한 일 실시예일뿐 본 발명의 권리 범위가 하기 실시예들에 의하여 제한되는 것은 아니다.
도 7은 본 발명의 실시예 및 비교예의 성분, 주조조직의 위치별 입도, 냉연소둔재의 재결정 조직의 결정입도와 입도 형상비 및 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이다.
도 7에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시형태에 따른, 발명예 A 내지 F와 같이, 탄소(C), 크롬(Cr), 티타늄(Ti), 알루미늄(Al) 및 질소(N)를 제어하여 본 발명의 조성범위를 만족하고, 본 발명에서는 얻어진 Slab 주조조직의 특징은 열연구간에서 파괴되기 쉬운 부위(표층부에서 중심부의 절반위치(1/4t지점))는 주상정 조직을 가지나, 열연공정에서 파괴되기 어려운 부위(중심부의 절반위치(1/4t지점)에서 중심부)의 등축정부의 주조조직이 1.5mm이하로 확연하게 미세화되며, 최종 소둔 재결정 조직의 평균 결정입도가 25㎛ 이하, 평균 결정립의 형상비(aspect ratio)가 1.5 ~ 3.0이며, 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후의 리징골의 최대 폭(Max A)은 2㎛ 이하, 리징 최대 높이(Max B)는 15㎛ 이하로 제어됨을 알 수 있다.
반면에, 비교예 G 내지 I는 고가의 Nb첨가된 페라이트계 스테인리스강의 합금성분계로 Ti, N, Nb 성분이 본 발명의 범위를 벗어나기 때문에, 등축정 평균 폭의 크기가 3.0mm 이상으로 되어 최종 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후의 리징골의 최대 폭(Max A)은 2.5㎛ 이상, 리징 최대 높이(Max B)는 17㎛ 이상으로 관찰된다.
또한, 비교예 J 내지 L은 Mg계 탈산을 활용한 페라이트계 스테인리스강의 합금 성분계로 Mg, N의 성분이 본 발명의 범위를 벗어나기 때문에, Slab 주조조직의 type별 분류에서 TYPE-Ⅱ의 주조조직을 가지며, 본 발명의 예와 같이 TYPE-Ⅲ의 주조조직을 가지지 못해, 등축정율은 80%이상 향상되나 열연공정에서 파괴되기 어려운 부위(중심부의 절반위치(1/4t지점)에서 중심부)의 등축정부의 주조조직이 4.0mm이상으로 조대화 되는 문제가 발생됨을 알 수 있으며, 이로 인하여 최종 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후의 리징골의 최대 폭(Max A)은 2.6㎛ 이상, 리징 최대 높이(Max B)는 17㎛ 이상으로 관찰된다.
또한, 비교예 M 내지 N은 STS430강의 성분범위로 주조조직 미세화를 구현할 수 있는 합금성분이 없어 등축정부, 주상정부 모두 조대한 주조조직을 갖는다는 것을 알 수 있다. 특히, STS430강은 세미-페라이트의 특징을 나타내기 때문에 양식기 성형 후의 리징골의 최대 폭이 타 페라이트계 합금계 대비 4.2um이상으로 넓게 형성되어 있어, 성형품의 버핑(Buffing) 부하를 가져온다는 것을 확인할 수 있었다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연주공정에 의해 슬라브를 제조하는 과정과, 상기 슬라브를 가열로에서 1180 ~ 1240℃가 되도록 가열하여 조압연 및 사상압연 공정을 포함한 열간압연 공정에 의해 열연강판을 제조하는 과정과, 연속 소둔공정을 이용하여 상기 열연강판의 온도가 875 ~ 1025℃가 1차 열처리하는 과정 및 1차 열처리된 상기 열연강판을 냉간압연 공정에 의해 냉연강판을 제조하는 과정을 포함한다.
이때, 상기 용강은, Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 하기의 식을 만족하는 것이 바람직하다.
8 ≤ Ti/N ≤ 20 --------------(1)
0.2 ≤ C/N ≤ 0.67 ------------(2)
단, 상기 Ti, N, C는 각각의 중량%를 의미한다.
이때, 각 성분 함량의 수치 한정 이유와 상기 용강의 Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 상기 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 수치 한정 이유에서 설명한 바와 같다.
상기 슬라브를 제조하는 과정에서, 연속주조 공정은 1530 ~ 1550℃의 온도에서 0.7 ~ 1.0 /min의 속도로 제어하면서, 전자교반장치(EMS; Electro Magnetic Stirrer)의 전류범위를 800 ~ 1700A로 제어하는 것이 바람직하다.
이에, 슬라브의 주조조직 형상이 도 4에 도시된 TYPE-Ⅲ와 같이 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하인 등축정부가 중심으로부터 전체 두께의 1/3 위치에 형성되고 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 주상정부는 전체 두께의 1/3 위치에서 표층부까지 형성한다. 즉, 중심부의 등축정부를 미세하게 함으로써 내리징성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
상기 냉연강판을 제조하는 과정에서, 상기 열연강판의 결정립은 냉간압연 방향의 결정립 길이/두께 방향의 결정립 길이의 비가 1.5 ~ 3.0 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
즉, 평균 결정립의 형상비(aspect ratio)를 1.5 ~ 3.0으로 제어하여 비교강에 비해 미세한 결정립을 형성함으로써, 표면에 오렌지 껍질과 같은 요철이 생기는 오렌지 필 발생을 억제하면서, 내리징성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
또한, 상기 냉연강판을 냉연연속 소둔공정에 의해 775 ~ 925℃가 되도록 2차 열처리하는 과정;을 더 포함한다.
본 발명에서는 875 ~ 1025℃에서 연속 소둔하는 1차 열처리를 실시하고 냉간압연 후 775 ~ 925℃가 되도록 2차 열처리를 실시함으로써, 결정립의 크기를 미세화시켜 표면조도를 저감시킬 수 있는 효과가 있으며, 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강을 얻을 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 바람직한 실시예를 참조하여 설명하였지만 해당 기술분야의 숙련된 당업자라면 하기의 청구번위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.
Claims (11)
- 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
- 청구항 1에 있어서,
Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 하기의 식을 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
8 ≤ Ti/N ≤ 20 --------------(1)
0.2 ≤ C/N ≤ 0.67 ------------(2)
단, 상기 Ti, N, C는 각각의 중량%를 의미한다.
- 청구항 1에 있어서,
냉간압연 방향의 결정립 길이/두께 방향의 결정립 길이의 비가 1.5 ~ 3.0 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
- 청구항 1에 있어서,
최대 리징 폭이 2㎛이하이고, 최대 리징 높이가 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
- 청구항 1에 있어서,
주조조직은 등축정부과 주상정부가 1:2의 부피비로 형성되며, 등축정부의 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하이고, 주상정부의 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
- 중량%로, Cr: 14.5%이상 18.5%이하, C: 0 초과 0.010%이하, N: 0.012%이상 0.030%이하, Ti: 0.15%이상 0.30%이하, Al: 0 초과 0.15%이하, Si: 0 초과 0.5%이하, Mn: 0초과 0.5%ㅇ이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연주공정에 의해 슬라브를 제조하는 과정;
상기 슬라브를 1180 ~ 1240℃로 가열하여 조압연 및 사상압연 공정에 의해 열연강판을 제조하는 과정;
상기 열연강판의 온도가 875 ~ 1025℃가 되도록 연속 소둔공정에서 1차 열처리하는 과정; 및
상기 열연강판을 냉간압연 공정에 의해 냉연강판을 제조하는 과정;을 포함하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
- 청구항 6에 있어서,
상기 용강은, Ti와 N 분율의 관계 및 C와 N의 분율관계는 하기의 식을 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
8 ≤ Ti/N ≤ 20 --------------(1)
0.2 ≤ C/N ≤ 0.67 ------------(2)
단, 상기 Ti, N, C는 각각의 중량%를 의미한다.
- 청구항 1에 있어서,
상기 슬라브를 제조하는 과정에서,
연속주조 공정은 1530 ~ 1550℃의 온도에서 0.7 ~ 1.0 /min의 속도로 제어하면서, 전자교반장치(EMS; Electro Magnetic Stirrer)의 전류범위를 800 ~ 1700A로 제어하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
- 청구항 8에 있어서,
상기 슬라브의 주조조직은 등축정부가 중심으로부터 전체 두께의 1/3 위치에 형성되고 주상정부는 전체 두께의 1/3 위치에서 표층부까지 형성되며, 등축정부과 주상정부가 1:2의 부피비로 형성되며, 등축정부의 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하이고, 주상정부의 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
- 청구항 1에 있어서,
상기 냉연강판을 제조하는 과정에서,
상기 열연강판의 결정립은 냉간압연 방향의 결정립 길이/두께 방향의 결정립 길이의 비가 1.5 ~3.0 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
- 청구항 1에 있어서,
상기 냉연강판을 냉연연속 소둔공정에 의해 775 ~ 925℃가 되도록 2차 열처리하는 과정;을 더 포함하는, 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130163590A KR20150075538A (ko) | 2013-12-26 | 2013-12-26 | 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| PCT/KR2014/012839 WO2015099459A1 (ko) | 2013-12-24 | 2014-12-24 | 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
| CN201480071132.1A CN106232838A (zh) | 2013-12-24 | 2014-12-24 | 成型性和抗皱性得到提高的铁素体不锈钢及其制造方法 |
| JP2016542673A JP2017508067A (ja) | 2013-12-24 | 2014-12-24 | 成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020130163590A KR20150075538A (ko) | 2013-12-26 | 2013-12-26 | 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| KR20150075538A true KR20150075538A (ko) | 2015-07-06 |
Family
ID=53788634
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| KR1020130163590A KR20150075538A (ko) | 2013-12-24 | 2013-12-26 | 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| KR (1) | KR20150075538A (ko) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017082631A1 (ko) * | 2015-11-12 | 2017-05-18 | 주식회사 포스코 | 오렌지필 저항성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
-
2013
- 2013-12-26 KR KR1020130163590A patent/KR20150075538A/ko not_active Application Discontinuation
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017082631A1 (ko) * | 2015-11-12 | 2017-05-18 | 주식회사 포스코 | 오렌지필 저항성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN109328241B (zh) | 屈服强度优异的超高强度高延展性钢板及其制造方法 | |
| JP5687624B2 (ja) | ステンレス鋼、この鋼から製造された冷間圧延ストリップ、及びこの鋼から鋼板製品を製造する方法 | |
| JP7221474B2 (ja) | 非磁性オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| KR101941067B1 (ko) | 스테인리스 냉연 강판용 소재 | |
| KR101949629B1 (ko) | 스테인리스강 및 그 제조 방법 | |
| KR101324911B1 (ko) | 극박 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2015105046A1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| KR101683039B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 | |
| JP2017508067A (ja) | 成形性及び耐リッジング性が向上したフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP5655385B2 (ja) | 耐リジング特性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP5950653B2 (ja) | 耐加工肌荒れ性に優れるフェライト系ステンレス鋼板 | |
| KR20150075538A (ko) | 성형성 및 가공 후 표면성상이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| KR101940427B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 | |
| KR101569589B1 (ko) | 내리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| JP5630595B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP5167314B2 (ja) | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| KR101957601B1 (ko) | 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR0146798B1 (ko) | 성형성 및 리찡 저항성이 우수한 페라이트계 스테인레스강 제조방법 | |
| KR101569590B1 (ko) | 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| KR20140083166A (ko) | 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| KR20010086183A (ko) | 성형성 및 리찡 저항성이 우수한 페라이트계스테인레스강의 제조방법 | |
| JP3923485B2 (ja) | 深絞り性に優れたフェライト単相系ステンレス鋼の製造方法 | |
| KR20160079967A (ko) | 표면품질 및 내리징성이 우수한 페라이트계 스테인리스강 | |
| KR20220081556A (ko) | 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 | |
| JP5900717B1 (ja) | ステンレス鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A201 | Request for examination | ||
| E902 | Notification of reason for refusal | ||
| E601 | Decision to refuse application |