KR20180000782A - Ferritic stainless steel having excellent low temperature toughness of welded joint - Google Patents

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Abstract

The present invention relates to ferritic stainless steel having excellent low temperature toughness of a welded joint. According to the present invention, the ferritic stainless steel comprises: 9-30 wt% of Cr; less than 0.015 wt% of N; 0.005-0.04 wt% of Al; 0.1-0.5 wt% of Ti; remaining Fe and other unavoidable impurities; and Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxides which satisfy Formula 1, Ti > (0.0065Cr + 0.38N + 8.3Al), and wherein an oxide with a maximum diameter of 0.05-5 m has distribution density of nine units /mm^2 or higher. Accordingly, the present invention is able to control the size and distribution density of the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxides in the base metal of the stainless steel and to make a solidified tissue of the welded joint sufficiently minute, thereby improving the moldability of the ferritic stainless steel and low temperature toughness of the welded joint.

Description

용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강{FERRITIC STAINLESS STEEL HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS OF WELDED JOINT}FIELD OF THE INVENTION [0001] The present invention relates to a ferritic stainless steel having excellent low temperature toughness. [0002] FERRITIC STAINLESS STEEL HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TOUGHNESS OF WELDED JOINT [0003]

본 발명은 페라이트계 스테인리스강에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강에 관한 것이다.TECHNICAL FIELD The present invention relates to a ferritic stainless steel, and more particularly, to a ferritic stainless steel having excellent low temperature toughness at a welded portion.

페라이트계 스테인리스강의 주요 용도는 자동차 배기계용 부품으로, 주로 프레스 가공을 통한 성형과 이러한 가공품을 용접, 또는 용접된 파이프를 확관 및 성형을 통해 최종 제품을 만든다. 따라서, 자동차 배기계용 페라이트계 스테인리스강의 중요한 요구 조건으로 용접부 가공특성을 들 수 있다.Ferritic stainless steels are mainly used for automotive exhaust systems. They are mainly formed by press machining, welding these processed products, or expanding welded pipes to form final products. Accordingly, an important requirement of ferritic stainless steels for automobile exhaust systems is welding characteristics.

페라이트계 스테인리스 강의 용접과정은 통상적으로 아크열을 이용하여 모재를 용해하고, 이때 용해된 금속이 급냉되면서 응고조직이 형성되는데, 그 응고조직의 결정립 크기 및 형상이 용접부의 가공성에 큰 영향을 미친다.The welding process of ferritic stainless steel usually dissolves the base material by using arc heat. At this time, the molten metal is quenched to form a solidification structure. The grain size and shape of the solidification structure greatly affect the workability of the welded part.

특히, 자동차 배기계용 용접법은 입열량이 크고 범위가 넓어 용접부 결정립 조대화로 인하여, 이후 가공시 균열 발생 확률이 높아진다. 뿐만 아니라 용접부 결정립 조대화는 저온인성 특성을 저해하는 특징이 있으며, 특히 겨울철 제품 가공시 용접부 크랙 발생율이 급격히 증가하는 문제점이 있다.Particularly, since the welding method for automobile exhaust system has a large heat input and a wide range, the probability of occurrence of cracks in subsequent processing increases due to the coarsening of the welded portion. In addition, there is a problem in that the crystal graininess of the welded part is deteriorated at low temperature toughness characteristics, and the occurrence rate of cracks in the welded part is drastically increased especially during the winter product processing.

따라서, 자동차 배기계 부품의 용접부 특성을 만족하기 위해서는 용융부의 응고조직 미세화가 필요함을 알 수 있었다.Therefore, it was found that the microstructure of the solidification of the melted portion is required to satisfy the welded portion characteristics of the automotive exhaust system component.

응고조직 미세화 기술로는, 저온주조 방법 및 전자교반 장치(Electro Magnetic Stirring) 등이 사용되고 있으나, 이러한 기술들은 모재의 응고조직을 미세화는 가능하나, 용접시 용융부의 응고조직 미세화에 대해서는 효과가 없다. As a technique for refining the solidification structure, a low-temperature casting method and an electro-magnetic stirrer are used, but these techniques can miniaturize the coagulation structure of the base material, but have no effect on the refining microstructure of the molten portion during welding.

특히, 용접부의 응고조건은 통상 응고조건 대비 냉각속도가 빨라 주상정으로 성장이 유리하므로 응고조직이 조대해지는 특징이 있다. 따라서 용접부 응고조직을 미세화하기 위해서는 불균일 핵생성을 조장함으로써 가능한데, 용접시 재용해된 용융부가 다시 응고될 때 잔존하는 산화물에 의해 불균일 핵생성이 일어나 등축정의 핵생성 및 성장이 촉진되어 응고조직이 미세화될 것으로 예상하였다.Particularly, the solidification condition of the welded part is characterized by the fact that the solidification structure becomes coarse because of the fact that the cooling rate is higher than that of the solidification condition and the growth is advantageous in the form of columnar crystals. Therefore, in order to miniaturize the solidification structure of the welded portion, it is possible to promote the generation of nonuniform nuclei. When the molten portion re-dissolved in the welding is re-solidified, heterogeneous nucleation occurs due to the remaining oxide, .

페라이트계 스테인리스강의 산화물을 활용한 불균일 핵생성에 대한 일 예로, 선행문헌 1에서는 Al-Mg계 개재물을 활용하여 모재 조직을 미세화하는 기술을 개시하고 있으며, 선행문헌 2에서는 Ti 및 Ca를 포함하는 복합 산화물을 주체로 하여 스테인리스강을 제조하는 기술을 개시하였다. 뿐만 아니라, 선행문헌 3에서는 MgO, MgO-Al2O3를 생성하여 모재 조직을 확보할 수 있다고 개시하고 있다.As an example of heterogeneous nucleation using ferrite-based stainless steel oxides, Prior Art 1 discloses a technique for refinement of base metal structure by utilizing Al-Mg inclusions. In the prior art 2, a composite containing Ti and Ca Discloses a technique for manufacturing stainless steel using an oxide as a main component. In addition, in the prior art document 3, MgO and MgO-Al 2 O 3 are produced to secure the base material.

그러나, 상기의 선행문헌 1 내지 3은 모재에 대한 응고조직 미세화에 중점이 있으며, 용접부의 응고조직에 대한 산화물의 조성 또는 산화물의 크기 개수에 대해서는 고려하지 않고 있다. 특히, 용접부의 경우 통상 주조조직과는 다르게 용융온도가 높기 때문에 산화물의 재용해로 효력을 상실할 수 있고, 또한 냉각속도가 빠르기 때문에 미세화를 위한 산화물의 크기 제어가 요구되는 특징이 있다. 따라서 상기 선행문헌들의 경우는 용접부의 응고조직 미세화를 위한 바람직한 방법이라고 할 수 없다.However, the above-mentioned prior art documents 1 to 3 focus on the microstructure of the solidification of the base material, and do not consider the composition of the oxide or the number of the sizes of the oxide with respect to the solidification structure of the welded portion. Particularly, in the case of a welded portion, since the melting temperature is high, unlike the casting structure, it can lose its effect due to redissolution of the oxide, and the cooling rate is fast, so that it is required to control the size of the oxide for miniaturization. Therefore, the above-mentioned prior art documents can not be said to be a preferable method for refining the solidification structure of the welded portion.

(선행문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2011-0074217호 (2011.06.30 공개)(Prior Art 1) Korean Patent Publication No. 10-2011-0074217 (Published on June 30, 2011) (선행문헌 2) 일본 공개특허공보 제2000-001715호 (2000.01.07 공개)(Prior art document 2) Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2000-001715 (published on Jan. 07, 2000) (선행문헌 3) 일본 공개특허공보 제2001-254153호 (2001.09.18 공개)(Prior art document 3) Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2001-254153 (Published September 18, 2001)

본 발명의 실시예들은 스테인리스강의 모재 조직 및 용접부 응고조직의 미세화를 통하여 스테인리스강의 성형성 및 용접부 저온인성을 개선할 수 있는 페라이트계 스테인리스강을 제공하고자 한다.Embodiments of the present invention are to provide a ferritic stainless steel capable of improving the formability of a stainless steel and the low temperature toughness of a welded portion through microstructure of the base material and the solidification structure of the welded portion of the stainless steel.

본 발명의 일 실시예에 따른 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, Cr: 9~30%, N: 0.015% 미만, Al: 0.005~0.04%, Ti: 0.1~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)을 만족하며, 최대지름이 0.05 내지 5㎛인 산화물이 9개/mm2 이상의 분포밀도를 가지는 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물을 포함한다.According to an embodiment of the present invention, a ferritic stainless steel having excellent low-temperature toughness comprises 9 to 30% of Cr, less than 0.015% of N, 0.005 to 0.04% of Al, 0.1 to 0.5% of Ti, Ca-Ti-Mg-O based oxide having a distribution density of not less than 9 / mm < 2 > in the oxide having the maximum diameter of 0.05 to 5 mu m and containing the remainder Fe and other unavoidable impurities, .

Ti > (0.0065Cr + 0.38N + 8.3Al) ------ 식 (1)Ti > (0.0065 Cr + 0.38 N + 8.3 Al) ------ Equation (1)

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, C: 0.02% 미만, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.01~0.5%, S: 0.01% 미만, P: 0.04% 미만, Ca: 0.0001~0.003%를 포함할 수 있다.According to an embodiment of the present invention, there is provided a method for producing a steel sheet, comprising: a step of preparing a steel sheet containing less than 0.02% of C, 0.01 to 0.5% of Si, 0.01 to 0.5% of Mn, less than 0.01% of S, less than 0.04% of P and 0.0001 to 0.003% .

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Mo: 0.1~2.0%, Ni: 0.1~2.0% 및 Cu: 0.1~2.0%로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 포함할 수 있다.In addition, according to an embodiment of the present invention, it may include at least one selected from the group consisting of Mo: 0.1 to 2.0%, Ni: 0.1 to 2.0%, and Cu: 0.1 to 2.0%.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 하기 식 (2)를 만족할 수 있다.According to an embodiment of the present invention, the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide may satisfy the following formula (2).

%(TiO2) + %(CaO) ≥ 40 ------ 식 (2)% (TiO 2 ) +% (CaO) ≥ 40 ------ (2)

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 하기 식 (3) 내지 (5)를 만족할 수 있다.According to an embodiment of the present invention, the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide may satisfy the following formulas (3) to (5).

%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3) ≥ 80 ------ 식 (3)% (TiO 2 ) +% (CaO) +% (Al 2 O 3 ) ≥ 80 ------ (3)

(%(TiO2) + %(CaO))/(%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3)) ≥ 0.4 ------ 식 (4)(% (TiO 2 ) +% (CaO)) / (% (TiO 2 ) +% (CaO) +% (Al 2 O 3 )

0.3 ≤ %(CaO)/%(TiO2) ≤ 0.8 ------ 식 (5)0.3 ≤% (CaO) /% (TiO 2) ≤ 0.8 ------ Eq. (5)

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 용접부 응고조직의 결정립 평균직경은 90㎛ 이하 일 수 있다.Further, according to an embodiment of the present invention, the mean grain diameter of the solidified structure of the welded portion may be 90 탆 or less.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 용접부 DBTT는 -65℃ 이하 일 수 있다.Further, according to an embodiment of the present invention, the welded portion DBTT may be -65 캜 or less.

본 발명의 실시예들은 페라이트계 스테인리스강의 성분계 제어를 통하여, 스테인리스강의 모재 내 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물의 크기 및 분포밀도를 제어할 수 있으며, 이에 따라 용접부 응고조직을 충분히 미세화 할 수 있어, 페라이트계 스테인리스강의 성형성 및 용접부 저온인성을 개선할 수 있다.Embodiments of the present invention can control the size and distribution density of the Al-Ca-Ti-Mg-O oxide in the base material of stainless steel through controlling the composition of the ferritic stainless steel, So that the moldability of the ferritic stainless steel and the low temperature toughness of the welded portion can be improved.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직을 나타내는 사진이다.
도 2는 비교예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직 결정립 중심부의 핵생성 개재물 성분 분석 결과를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 평균 결정립 크기를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 평균 결정립 크기에 따른 산화물의 평균 조성 중 %(CaO+TiO2)를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 충격에너지를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다.
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 DBTT를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다.1 is a photograph showing a solidification structure of a welded portion of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
2 is a photograph showing the solidification structure of the welded portion of the ferritic stainless steel according to the comparative example.
FIG. 3 is a graph showing the results of analysis of nucleation inclusion components at the core of the solidification structure of the welded portion of the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention.
FIG. 4 is a graph showing the results of measuring the average crystal grain size of a solidification structure of a welded portion of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
FIG. 5 is a graph showing the results of measurement of% (CaO + TiO 2 ) of the average composition of oxides according to the average crystal grain size of the welded solidification structure of the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention.
6 is a graph showing a result of measurement of impact energy of a welded portion of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.
7 is a graph showing a result of measurement of a welded portion DBTT of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.

이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the accompanying drawings. The following embodiments are provided to fully convey the spirit of the present invention to a person having ordinary skill in the art to which the present invention belongs. The present invention is not limited to the embodiments shown herein but may be embodied in other forms. For the sake of clarity, the drawings are not drawn to scale, and the size of the elements may be slightly exaggerated to facilitate understanding.

본 발명의 일 실시예에 따른 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, Cr: 9~30%, C: 0.02% 이하, N: 0.015% 이하, Al: 0.005~0.04%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.01~0.5%, S: 0.01% 이하, P: 0.04% 이하, Ca: 0.0001~0.003%, Ti: 0.1~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.According to an embodiment of the present invention, there is provided a ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness, comprising 9 to 30% of Cr, 0.02% or less of C, 0.015% or less of N, 0.005 to 0.04% : 0.01 to 0.5%, Mn: 0.01 to 0.5%, S: 0.01% or less, P: 0.04% or less, Ca: 0.0001 to 0.003%, Ti: 0.1 to 0.5%, and the balance Fe and other unavoidable impurities.

Cr의 양은 9~30%이다. Cr의 함량이, 9% 미만의 경우 스테인리스 강으로써의 내식성이 불충분하고, 30% 초과인 경우 성형성이 저하되는 바, 따라서, 이의 함량 범위는 9~30%인 것이 바람직하다.The amount of Cr is 9 to 30%. When the Cr content is less than 9%, the corrosion resistance as a stainless steel is insufficient. When the Cr content exceeds 30%, the formability is deteriorated. Therefore, the Cr content is preferably 9 to 30%.

C의 양은 0.02% 이하이다. C는 침입형 원소로써, 첨가량이 증가할 경우 연신율 저하에 따라 성형시 가공성이 저하되기 때문에 최대값을 0.02%로 한정하였다. 바람직하게는, 함량의 하한은 제강 조업 과정에서의 비용을 고려하여 0.002%로 정하였다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.002~0.02%인 것이 바람직하다.The amount of C is 0.02% or less. C is an interstitial element. When the addition amount is increased, the workability at the time of molding is lowered due to the lowering of the elongation, so that the maximum value is limited to 0.02%. Preferably, the lower limit of the content is set at 0.002% in consideration of the cost in the steelmaking process. Therefore, the content range thereof is preferably 0.002 to 0.02%.

N의 양은 0.015% 이하이다. N은 침입형 원소로써, 첨가량이 증가할 경우 연신율 저하에 따라 성형시 가공성이 저하되기 때문에 최대값을 0.015%로 한정하였다. 바람직하게는, 함량의 하한은 제강 조업 과정에서의 비용을 고려하여 0.002%로 정하였다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.002~0.015%인 것이 바람직하다.The amount of N is 0.015% or less. N is an interstitial element. When the addition amount is increased, the workability at the time of molding is lowered due to the lowering of elongation, so that the maximum value is limited to 0.015%. Preferably, the lower limit of the content is set at 0.002% in consideration of the cost in the steelmaking process. Therefore, the content range thereof is preferably 0.002 to 0.015%.

Al의 양은 0.005~0.04%이다. Al의 경우 탈산 원소로써 반드시 필요하지만, 다량 첨가될 경우 무효한 산화물의 형성으로 용접부 결정립 조대화를 억제하지 못하기 때문에 저온인성을 개선하기 어렵다. 따라서 탈산효과를 고려하여 최소 0.005% 이상을 포함하면서, 용접부 결정립 미세화를 위해 최대값을 0.04%로 한정하였다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.005~0.04%인 것이 바람직하다.The amount of Al is 0.005 to 0.04%. Al is required as a deoxidizing element, but when it is added in a large amount, it is difficult to improve the low temperature toughness because formation of ineffective oxides does not inhibit coarsening of the welded portion. Therefore, considering the deoxidation effect, the maximum value was limited to 0.04% for the refinement of the grain size of the welded portion, including at least 0.005%. Therefore, the content range thereof is preferably 0.005 to 0.04%.

Si의 양은 0.01~0.5%이다. Si는 내식성의 측면에서 첨가되는 원소로서 0.01% 미만이면 충분한 내식성을 얻기 어려우나, 0.5% 초과시 소재의 불순물이 증가하여 연신율과 가공경화지수(n값)가 떨어지고 Si계 개재물이 증가하여 가공성이 나빠진다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.The amount of Si is 0.01 to 0.5%. Si is an element to be added in terms of corrosion resistance, but it is difficult to obtain sufficient corrosion resistance if it is less than 0.01%, but if it exceeds 0.5%, the impurities of the material increase and elongation and work hardening index (n value) decrease and Si inclusions increase, . Therefore, the content range thereof is preferably 0.01 to 0.5%.

Mn의 양은 0.01~0.5%이다. Mn은 내식성의 측면에서 첨가되는 원소로서 0.01% 미만이면 충분한 내식성을 얻기 어려우나, 0.5% 초과시 소재의 불순물이 증가하여 연신율과 내식성이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.The amount of Mn is 0.01 to 0.5%. Mn is an element to be added in terms of corrosion resistance, but if it is less than 0.01%, it is difficult to obtain sufficient corrosion resistance. However, when Mn is more than 0.5%, impurities of the material increase and the elongation and corrosion resistance are deteriorated. Therefore, the content range thereof is preferably 0.01 to 0.5%.

S의 양은 0.01% 이하이다. S의 함량은 내식성의 측면에서 낮은 것이 바람직하다. 바람직하게는, 함량의 하한은 제강 조업 과정에서의 비용을 고려하여 0.0001%로 정하였다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.0001~0.01%인 것이 바람직하다.The amount of S is 0.01% or less. The content of S is preferably low in terms of corrosion resistance. Preferably, the lower limit of the content is set at 0.0001% in consideration of the cost in the steelmaking process. Therefore, the content range thereof is preferably 0.0001 to 0.01%.

P의 양은 0.04% 이하이다. P의 함량은 내식성의 측면에서 낮은 것이 바람직하다. 바람직하게는, 함량의 하한은 제강 조업 과정에서의 비용을 고려하여 0.0001%로 정하였다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.0001~0.04%인 것이 바람직하다.The amount of P is 0.04% or less. The content of P is preferably low in terms of corrosion resistance. Preferably, the lower limit of the content is set at 0.0001% in consideration of the cost in the steelmaking process. Therefore, the content range thereof is preferably 0.0001 to 0.04%.

Ca의 양은 0.0001~0.003%이다. Ca의 경우, 탈산 원소로써 본 발명의 유효 산화물 형성에 중요한 원소이다. 하지만 다량 포함될 경우 유효산화물의 형성을 억제하고, 또한 내식성에도 불리하게 작용하므로 최대값을 0.003%로 정하였으며, 최소값은 유효산화물 형성을 위한 최소값인 0.0001%로 정하였다. 따라서, 이의 함량 범위는 0.0001~0.003%인 것이 바람직하다.The amount of Ca is 0.0001 to 0.003%. In the case of Ca, it is an element deoxidized and is an important element for forming the effective oxide of the present invention. However, when it is contained in a large amount, it inhibits the formation of effective oxides and also acts against the corrosion resistance. Therefore, the maximum value is set at 0.003%, and the minimum value is set at 0.0001% for the formation of effective oxides. Therefore, the content range thereof is preferably 0.0001 to 0.003%.

Ti의 양은 0.1~0.5%이다. Ti의 경우, C, N와 우선적으로 결합해 내식성의 저하를 억제하는 석출물을 형성하나, Ti의 양이 0.1% 미만이면 본 발명에서 목적하는 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물의 성분, 크기 및 분포밀도를 달성할 수 없으며, Ti의 양이 0.5%를 초과하면 TiN과 같은 고융점 질화물로 인하여 최종 제품에 개재물에 의한 선형 결함들이 발생하고 연주 슬라브 제조시 노즐이 막히며, 가공성이 저하되는 문제점이 있다.The amount of Ti is 0.1 to 0.5%. In the case of Ti, a precipitate which binds preferentially with C and N to form a precipitate which suppresses deterioration of corrosion resistance is formed. If the amount of Ti is less than 0.1%, the content of the Al-Ca-Ti-Mg- Size and distribution density can not be attained. When the amount of Ti exceeds 0.5%, linear defects due to inclusions are generated in the final product due to a high melting point nitride such as TiN, the nozzle is clogged in manufacturing the performance slab, .

Ti의 경우 본 발명의 유효산화물을 결정짓는 가장 중요한 원소이며, 일련의 실험을 통해 후술할 본 발명에서의 유효산화물의 성분과 크기 및 분포밀도를 만족하기 위한 최소 Ti 의 함량을 결정할 수 있었다. 본 발명에서 고려된 Ti 최소값은 상기 성분을 만족하는 범위에서의 Cr함량과 N 함량 그리고 Al 함량에 따라 영향을 받게 되며, 하기 식 (1)을 만족해야만 한다.Ti is the most important element for determining the effective oxide of the present invention. Through a series of experiments, it is possible to determine the content of the effective oxide in the present invention and the minimum content of Ti to satisfy the size and distribution density. The Ti minimum value considered in the present invention is influenced by the Cr content, the N content and the Al content in the range satisfying the above-described components, and must satisfy the following formula (1).

Ti > (0.0065Cr + 0.38N + 8.3Al) ------ 식 (1)Ti > (0.0065 Cr + 0.38 N + 8.3 Al) ------ Equation (1)

상기 식 (1)을 만족하지 못하는 경우, 본 발명에서 목적하는 산화물의 성분, 크기 및 분포밀도를 달성할 수 없다. 즉, 상기 식 (1)을 벗어나는 범위를 가지는 스테인리스강의 용접부 응고조직의 결정립 평균직경이 100㎛ 초과이며, 연성취성 천이온도(DBTT)가 -65℃를 초과하게 되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다.If the above formula (1) is not satisfied, the component, size and distribution density of the target oxide in the present invention can not be achieved. That is, there is a problem that the average grain diameter of the grain in the welded solidification structure of the stainless steel having a range exceeding the above-mentioned formula (1) exceeds 100 m, the ductile embrittling transition temperature (DBTT) exceeds -65 캜, .

또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 중량%로, Mo: 0.1~2.0%, Ni: 0.1~2.0% 및 Cu: 0.1~2.0%로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 포함할 수 있다.The ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness according to one embodiment of the present invention is selected from the group consisting of 0.1 to 2.0% of Mo, 0.1 to 2.0% of Ni, and 0.1 to 2.0% of Cu in weight% May be included.

Mo의 양은 0.1~2.0%이다. Mo은 스테인리스강의 내식성을 증가시키기 위한 조성으로 추가적으로 첨가될 수 있으며, 과량 첨가될 경우 충격 특성이 저하되어 가공시 파단 발생 위험이 커지며 소재의 원가가 증가될 수 있는 바, 본 발명에서는 이를 고려하여 Mo의 조성비를 0.1 내지 2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.The amount of Mo is 0.1 to 2.0%. Mo can be added additionally as a composition for increasing the corrosion resistance of stainless steel. If it is added in an excess amount, the impact characteristics are lowered, and the risk of fracture is increased, and the cost of the material can be increased. Is limited to 0.1 to 2.0%.

Ni의 양은 0.1~2.0%이다. Ni은 내식성을 향상시키는 원소이며 다량 첨가하게 되면 경질화된 뿐만 아니라 응력부식균열이 발생될 우려가 있으므로 2.0% 이하로 하는 것이 바람직하다.The amount of Ni is 0.1 to 2.0%. Ni is an element for improving the corrosion resistance, and when it is added in a large amount, not only hardening but also stress corrosion cracking may occur.

Cu의 양은 0.1~2.0%이다. Cu는 내식성 개선을 위해 0.1~1.0 중량% 이하를 함유하는 것이 좋다. 그러나, 1.0 중량%를 넘게 되면 가공성이 저하하는 문제점이 있다.The amount of Cu is 0.1 to 2.0%. Cu is preferably contained in an amount of 0.1 to 1.0% by weight for improving the corrosion resistance. However, when the content exceeds 1.0% by weight, the workability is deteriorated.

페라이트계 스테인리스강은, 상기의 성분계를 만족하는 스테인리스강을 전기로(EAF), 정련로(AOD), 성분조정(LT), 턴디쉬, 연속주조 공정을 거쳐 주편을 제조한 후, 열간 압연, 소둔, 냉간 압연, 소둔을 거쳐, 냉연 코일로 제조될 수 있다.Ferritic stainless steels are produced by subjecting stainless steels satisfying the above-mentioned component system to an EAF, a refining furnace (AOD), a component adjustment (LT), a tundish, a continuous casting process, Annealing, cold rolling, annealing, and the like.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직을 나타내는 사진이다. 도 2는 비교예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직을 나타내는 사진이다. 도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직 결정립 중심부의 핵생성 개재물 성분 분석 결과를 나타내는 그래프이다.1 is a photograph showing a solidification structure of a welded portion of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention. 2 is a photograph showing the solidification structure of the welded portion of the ferritic stainless steel according to the comparative example. FIG. 3 is a graph showing the results of analysis of nucleation inclusion components at the core of the solidification structure of the welded portion of the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention.

도 1 내지 도 3을 참조하면, 용접부 영역의 응고조직 차이의 원인을 확인하기 위해 전자현미경으로 등축정의 중심부의 핵생성 개재물을 정밀 관찰한 결과, 도 3에서 실시예의 경우와 같이 구형의 산화물 또는 산화물과 이를 둘러싼 TiN이 관찰되며, 상기 구형의 산화물을 전자투과현미경을 통해 면밀히 관찰하여 보면 결정질의 CaO-TiO2 상과 비정질의 Al2O3-MgO 상으로 존재하고 있음을 알 수 있었다. 반면, 비교예의 경우, 산화물이 없거나 또는 TiN 내에 구형의 산화물이 존재하나, 산화물의 대부분은 Al2O3-MgO 상으로 존재함을 확인할 수 있었다. 따라서, 상기의 결과로부터 용접부의 응고조직의 등축정 또는 TiN의 핵생성 사이트로써 CaO-TiO2 상이 유리하다는 것을 확인할 수 있었다.Referring to FIGS. 1 to 3, in order to identify the cause of the difference in solidification structure in the weld region, the nucleation inclusions at the center of the equiaxed crystal were observed with an electron microscope. As a result, as shown in FIG. 3, And the surrounding TiN were observed. When the spherical oxide was closely observed through an electron-transmission microscope, it was found that it existed as a crystalline CaO-TiO 2 phase and an amorphous Al 2 O 3 -MgO phase. On the other hand, in the case of the comparative example, it was confirmed that there is no oxide or spherical oxide is present in TiN, but most of the oxide exists in Al 2 O 3 -MgO phase. Therefore, it was confirmed from the above results that the CaO-TiO 2 phase is advantageous as equiaxed crystals of the solidification structure of the welded portion or as a nucleation site of TiN.

본 발명의 실시예에 따르면, 용접부 응고조직을 미세화하기 위한 방안으로 높은 용접열에서도 용강 중으로 재용해되지 않고 고상으로 잔류하여 용접부의 용융 금속이 응고될 때, 델타(δ)-페라이트의 유효한 핵생성 사이트를 제공 할 수 있는 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물을 포함한다. 또한, 이러한 산화물이 용접부의 응고조직을 충분히 미세화하기 위해서는 그 크기와 분포 밀도가 확보되어야 함을 확인하였다.According to the embodiment of the present invention, as a method for refining the solidification structure of the welded part, when the molten metal remains in the solid phase without being reused in the molten steel even in the high welding heat and the molten metal in the welded part solidifies, And an Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide capable of providing a site. In addition, it has been confirmed that the size and distribution density of these oxides should be secured in order to sufficiently miniaturize the solidification structure of the welded portion.

이에, 본 발명의 일 실시예에 따른 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강은, 최대지름이 0.05 내지 5㎛인 산화물이 9개/mm2 이상의 분포밀도를 가지는 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물을 포함한다.Thus, one of ferritic stainless steel excellent in weld zone low temperature toughness according to the embodiment of the present invention, the maximum diameter of the Al-Ca-Ti-Mg- O is 0.05 to 5㎛ oxide having a 9 / mm 2 or more distribution density Based oxide.

상기 페라이트계 스테인리스강이 포함하는 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물의 최대지름이 0.05㎛ 미만인 경우, 산화물이 너무 작아서 델타(δ)-페라이트의 유효한 핵생성 사이트로서 역할을 할 수 없으며, 5㎛ 초과인 경우, 부상분리가 촉진되어 그 잔류수가 작아 핵생성 사이트로 충분한 역할을 할 수 없어 용접부 응고조직의 결정립 평균직경이 90㎛ 초과하게 된다.When the maximum diameter of the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide contained in the ferritic stainless steel is less than 0.05 占 퐉, the oxide is too small and can not serve as an effective nucleation site of delta (?) - ferrite If it is more than 5 탆, floating separation is promoted and the number of residues thereof is small, so that it can not play a sufficient role in the nucleation site, and the average grain diameter of the grain solidification structure of the welded portion exceeds 90 탆.

상기 페라이트계 스테인리스강이 포함하는 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물의 분포밀도가 9개/mm2 미만인 경우, 충분한 델타(δ)-페라이트의 유효한 핵생성 사이트를 제공 할 수 없어 추후 용접부 응고조직의 결정립 평균직경이 90㎛ 초과하게 되며, 이에 따라, 연성취성 천이온도(DBTT)가 -65℃를 초과하게 되어 저온 인성이 저하되는 문제점이 있다.When the distribution density of the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide included in the ferritic stainless steel is less than 9 / mm 2 , it is impossible to provide a sufficient nucleation site of sufficient delta- The crystal grain average diameter of the welded portion solidification structure exceeds 90 占 퐉, which causes a problem that the ductile brittle transition temperature (DBTT) exceeds -65 占 폚 and low temperature toughness is lowered.

예를 들어, 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 TiO2, CaO, Al2O3, MgO 등을 포함하는데, 이 때, 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 하기 식 (2)를 만족한다.For example, the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide includes TiO 2 , CaO, Al 2 O 3 , MgO, (2) is satisfied.

%(TiO2) + %(CaO) ≥ 40 ------ 식 (2)% (TiO 2 ) +% (CaO) ≥ 40 ------ (2)

상기 식 (1)에 따른 Ti 최소값을 만족하는 경우, 상기 식 (2)를 만족하게 되며, 상기 식 (1)에 따른 Ti 최소값을 만족하지 못하는 경우, 상기 식 (2)를 만족할 수 없다. 즉, 상기 식 (1)에 따른 Cr함량, N 함량 및 Al 함량의 조건에 따라 Ti 값을 제어함으로써 , 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물 중 %(TiO2) 및 %(CaO)의 합이 40% 이상이 될 수 있다. 이에 따라, 용접부의 응고조직의 등축정 또는 TiN의 핵생성 사이트로써 유리한 CaO-TiO2 상을 다량 확보하여 용접부 응고조직의 결정립 평균직경을 미세화할 수 있으며, 저온 인성을 개선할 수 있다.When the Ti minimum value according to the formula (1) is satisfied, the formula (2) is satisfied, and the formula (2) can not be satisfied when the Ti minimum value according to the formula (1) is not satisfied. (TiO 2 ) and% (CaO) in the Al-Ca-Ti-Mg-O oxide by controlling the Ti value according to the conditions of the Cr content, the N content and the Al content according to the formula (1) Can be 40% or more. Accordingly, a large amount of CaO-TiO 2 phase favorable as the equiaxed crystal of the solidified structure of the welded portion or the nucleation site of TiN can be secured, and the average grain diameter of the grain in the solidified structure of the welded portion can be miniaturized and the low temperature toughness can be improved.

예를 들어, 상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 하기 식 (3) 내지 (5)를 만족한다.For example, the Al-Ca-Ti-Mg-O oxide satisfies the following formulas (3) to (5).

%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3) ≥ 80 ------ 식 (3)% (TiO 2 ) +% (CaO) +% (Al 2 O 3 ) ≥ 80 ------ (3)

(%(TiO2) + %(CaO))/(%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3)) ≥ 0.4 ------ 식 (4)(% (TiO 2 ) +% (CaO)) / (% (TiO 2 ) +% (CaO) +% (Al 2 O 3 )

0.3 ≤ %(CaO)/%(TiO2) ≤ 0.8 ------ 식 (5)0.3 ≤% (CaO) /% (TiO 2) ≤ 0.8 ------ Eq. (5)

상기 식 (3)에 따르면, Al 탈산시 개재물은 Al-Ca-Ti-Mg-O계로써 이중 %(TiO2), %(CaO) 및 %(Al2O3)의 총합 비율이 80% 이상 되어야 한다. %(TiO2), %(CaO) 및 %(Al2O3)의 총합 비율이 80% 미만인 경우, MgO rich 산화물이나 Al2O3-MgO계 산화물로 안정화되어 핵생성에 유효한 CaO-TiO2상이 형성될 수 없다.According to the above expression (3), Al deoxidation during inclusions total ratio of the dual% (TiO2),% (CaO ) and% (Al 2 O 3) as an Al-Ca-Ti-Mg- O -based should be more than 80% do. % (TiO2),% (CaO ) and% (Al 2 O 3), MgO rich oxide, or Al 2 O 3 -MgO-based oxide is stabilized with effective CaO-TiO 2 phase on the nucleation rate, if the sum is less than 80% of the Can not be formed.

상기 식 (4)에 따르면, 식 (2) 및 식 (3)에 따른 %(TiO2) 및 %(CaO)의 총합 비율에 대한, %(TiO2), %(CaO) 및 %(Al2O3)의 총합 비율을 설정한 것으로서, 보다 용접부의 응고조직의 등축정 또는 TiN의 핵생성 사이트로써 유리한 CaO-TiO2 상을 다량 확보하기 위한 것으로, 이의 비율이 0.4 미만인 경우, CaO-TiO2 상의 비율이 줄어들어, 충분한 용접부 응고조직 결정립 평균직경의 미세화가 어려운 문제점이 있다.(TiO 2 ),% (CaO), and% (Al 2 (%)) based on the total proportion of% (TiO 2 ) and% (CaO) according to the formula ( 2 ) O 3 ), and is intended to secure a large amount of a CaO-TiO 2 phase advantageous as an equiaxed crystal of a solidification structure of a welded portion or a nucleation site of TiN. When the ratio is less than 0.4, CaO-TiO 2 The amount of the phase of the welded portion is decreased and it is difficult to miniaturize the average diameter of the solidification structure of the welded portion.

상기 식 (5)에 다르면, 상기 식 (3) 및 식 (4)를 만족하더라도, %(CaO)/%(TiO2) 비가 0.3 미만인 경우 산화물 조성은 핵생성에 유리한 CaO-TiO2를 충분히 확보할 수 없으며, %(CaO)/%(TiO2) 비가 0.8 초과인 경우 산화물 조성은 CaO-Al2O3의 조대한 저융점 산화물로 천이하여 핵생성에 무효한 산화물로 천이되는 문제점이 있다.When the ratio of% (CaO) /% (TiO 2 ) is less than 0.3, even if the formula (3) and the formula (4) are satisfied, the composition of the oxide is sufficient to secure CaO-TiO 2 And when the ratio of CaO / TiO 2 is more than 0.8, the oxide composition is changed into a coarse low-melting oxide of CaO-Al 2 O 3 and is transformed into an inactive oxide in nucleation.

즉, 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강은 상기 식 (2) 내지 식 (5)를 만족하며, 최대지름이 0.05 내지 5㎛인 산화물이 9개/mm2 이상의 분포밀도를 가지는 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물을 포함한다.That is, ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention satisfies the above formula (2) to (5), the maximum diameter of the Al with the oxide of 0.05 to 5㎛ 9 / mm 2 or more distribution density Ca-Ti-Mg-O based oxide.

도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 평균 결정립 크기를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다. 도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 평균 결정립 크기에 따른 산화물의 평균 조성 중 %(CaO+TiO2)를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다.FIG. 4 is a graph showing the results of measuring the average crystal grain size of a solidification structure of a welded portion of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention. FIG. 5 is a graph showing the results of measurement of% (CaO + TiO 2 ) of the average composition of oxides according to the average crystal grain size of the welded solidification structure of the ferritic stainless steel according to one embodiment of the present invention.

도 4를 참조하면, 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 페라이트계 스테인리스강들의 용접부 응고조직 결정립 평균직경을 측정한 것이다. 즉, 실시예들과 비교예들의 용접부의 등축정 크기를 비교한 결과, 실시예들의 경우 비교예들 대비 약 40% 정도 등축정 크기가 미세해진 것을 확인 할 수 있었다. 구체적으로, 실시예들에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 결정립 평균직경은 90㎛ 이하임을 알 수 있다. 다만, 비교예들에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 결정립 평균직경은 90㎛ 초과이며, 구체적으로는 100㎛ 초과임을 알 수 있다.Referring to FIG. 4, the average diameter of the solidification structure of the welded portion of the ferritic stainless steels according to Examples and Comparative Examples of the present invention was measured. In other words, as a result of comparing the equiaxed crystal sizes of the welds of the examples and the comparative examples, it was confirmed that the crystal sizes of the equiaxed crystals were about 40% smaller than those of the comparative examples. Specifically, it can be seen that the average grain diameter of the grain solidification structure of the welded part of the ferritic stainless steel according to the examples is 90 탆 or less. However, the average grain diameter of the grain solidification structure of the ferritic stainless steel according to the comparative examples is more than 90 占 퐉, specifically, more than 100 占 퐉.

즉, 본 발명의 일 실시예에 따른, 상기 페라이트계 스테인리스강의 용접부 응고조직의 결정립 평균직경은 90㎛ 이하일 수 있다.That is, according to an embodiment of the present invention, the average grain diameter of the grain solidification structure of the welded portion of the ferritic stainless steel may be 90 탆 or less.

도 5를 참조하면, 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 페라이트계 스테인리스강들의 산화물의 평균 조성 중 %(CaO+TiO2)를 SEM-EDS 분석장치를 활용하여 측정한 것이다.Referring to FIG. 5,% (CaO + TiO 2 ) of the average composition of oxides of ferritic stainless steels according to Examples and Comparative Examples of the present invention was measured using an SEM-EDS analyzer.

즉, 용접부 결정립 크기와 산화물 조성, 특히 CaO- TiO2 상의 소스인 CaO상과 TiO2상의 합과의 상관 관계에 대해 조사한 결과, %(CaO+TiO2)가 40% 이상인 경우, 용접부 결정립 크기가 90㎛ 이하를 확보할 수 있어 미세화가 가능함을 알 수 있으며, %(CaO+TiO2)가 40% 미만인 경우, 용접부 결정립이 조대해지는 것을 알 수 있다.That is, if more than research results about the correlation between the grain size of the weld and the oxide composition, in particular TiO 2 CaO- sum on the source of CaO and TiO 2 phase on the relationship,% (CaO + TiO 2) is 40%, the grain size of the weld 90 탆 or less can be ensured and fineness is possible. It can be seen that when the% (CaO + TiO 2 ) is less than 40%, the grain size of the welded portion becomes coarse.

도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 충격에너지를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다. 도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 용접부 DBTT를 측정한 결과를 나타내는 그래프이다.6 is a graph showing a result of measurement of impact energy of a welded portion of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention. 7 is a graph showing a result of measurement of a welded portion DBTT of a ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention.

도 6을 참조하면, 실시예 및 비교예에 따른 용접부 충격에너지를 비교한 그래프이다. 그래프로부터 연성취성천이온도(DBTT)를 구할 수 있으며, 실시예의 경우 -74 ℃, 비교예의 경우 -54 ℃로 평가되었다. 즉 각각의 DBTT 온도를 기준으로 파괴거동이 연성파괴에서 취성파괴로 바뀌게 되며, 이는 온도가 낮은 조건에서의 용접부 가공시 크랙 발생의 주 원인이 된다. 따라서 DBTT는 낮은 것이 바람직하다.Referring to FIG. 6, there is a graph comparing the impact energy of welds according to Examples and Comparative Examples. The ductile brittle transition temperature (DBTT) can be determined from the graph, which was evaluated as -74 ° C for the example and -54 ° C for the comparative example. That is, the fracture behavior is changed from ductile fracture to brittle fracture based on the respective DBTT temperature, which is a main cause of cracking in the welding process at a low temperature. Therefore, the DBTT is preferably low.

도 7을 참조하면, 본 발명의 실시예들 및 비교예들에 따른 페라이트계 스테인리스강들의 용접부 DBTT를 측정한 것이다. 즉, 실시예들의 경우 비교예들 대비 DBTT가 약 20 ℃ 정도 낮은 것을 알 수 있다.Referring to FIG. 7, the welded portion DBTT of the ferritic stainless steels according to Examples and Comparative Examples of the present invention was measured. That is, it can be seen that DBTT is about 20 ° C lower than the comparative examples in the examples.

즉, 본 발명의 일 실시예에 따른, 상기 페라이트계 스테인리스강의 용접부 DBTT는 -65℃ 이하일 수 있다.That is, the welding portion DBTT of the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention may be -65 캜 or less.

이하, 실시예들을 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명하도록 한다.Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to Examples.

실시예Example 1 내지 12 1 to 12

하기 표 1의 실시예1 내지 12에 따른 모재 성분계를 포함하는 스테인리스강을 전기로(EAF)-정련로(AOD)-성분조정(LT)-턴디쉬(Tundish)-연속주조 공정을 거쳐 주편을 제조한 후, 열간 압연 및 냉간 압연을 통해 두께 1.2mm의 강판을 제조하였다.The stainless steel including the base material component according to Examples 1 to 12 of Table 1 was subjected to an electro-furnace (EAF) - refining furnace (AOD) - component adjustment (LT) - tundish - continuous casting process, A steel sheet having a thickness of 1.2 mm was produced through hot rolling and cold rolling.

비교예Comparative Example 1 내지 12 1 to 12

하기 표 1의 비교예1 내지 8에 따른 모재 성분계를 포함하는 스테인리스강을 전기로(EAF)-정련로(AOD)-성분조정(LT)-턴디쉬(Tundish)-연속주조 공정을 거쳐 주편을 제조한 후, 열간 압연 및 냉간 압연을 통해 두께 1.2mm의 강판을 제조하였다.The stainless steel including the base material component according to Comparative Examples 1 to 8 in Table 1 was subjected to an electro-furnace (EAF) -refractor (AOD) -component adjustment (LT) -turnish dish (Tundish) A steel sheet having a thickness of 1.2 mm was produced through hot rolling and cold rolling.

(wt%)(wt%) CrCr CC SiSi MnMn PP SS AlAl MoMo NN TiTi 식 (1)Equation (1) 실시예1Example 1 17.34 17.34 0.006 0.006 0.16 0.16 0.17 0.17 0.0229 0.0229 0.0006 0.0006 0.037 0.037 0.008 0.008 0.009 0.009 0.425 0.425 0.42 0.42 실시예2Example 2 17.61 17.61 0.005 0.005 0.11 0.11 0.15 0.15 0.0232 0.0232 0.0006 0.0006 0.023 0.023 0.006 0.006 0.006 0.006 0.320 0.320 0.31 0.31 실시예3Example 3 17.48 17.48 0.006 0.006 0.11 0.11 0.14 0.14 0.0212 0.0212 0.0011 0.0011 0.021 0.021 0.007 0.007 0.008 0.008 0.301 0.301 0.29 0.29 실시예4Example 4 17.48 17.48 0.005 0.005 0.14 0.14 0.15 0.15 0.0250 0.0250 0.0004 0.0004 0.021 0.021 0.005 0.005 0.007 0.007 0.318 0.318 0.29 0.29 실시예5Example 5 17.55 17.55 0.005 0.005 0.12 0.12 0.14 0.14 0.0252 0.0252 0.0009 0.0009 0.028 0.028 0.004 0.004 0.009 0.009 0.384 0.384 0.35 0.35 실시예6Example 6 17.56 17.56 0.006 0.006 0.12 0.12 0.11 0.11 0.0168 0.0168 0.0011 0.0011 0.017 0.017 0.003 0.003 0.007 0.007 0.290 0.290 0.26 0.26 실시예7Example 7 17.40 17.40 0.005 0.005 0.15 0.15 0.12 0.12 0.0219 0.0219 0.0002 0.0002 0.018 0.018 0.002 0.002 0.009 0.009 0.296 0.296 0.26 0.26 실시예8Example 8 17.54 17.54 0.007 0.007 0.18 0.18 0.15 0.15 0.0251 0.0251 0.0003 0.0003 0.019 0.019 0.001 0.001 0.009 0.009 0.314 0.314 0.28 0.28 실시예9Example 9 18.33 18.33 0.005 0.005 0.13 0.13 0.18 0.18 0.0198 0.0198 0.0006 0.0006 0.020 0.020 1.23 1.23 0.009 0.009 0.320 0.320 0.28 0.28 실시예10Example 10 18.00 18.00 0.004 0.004 0.15 0.15 0.13 0.13 0.0220 0.0220 0.0003 0.0003 0.018 0.018 1.21 1.21 0.009 0.009 0.322 0.322 0.27 0.27 실시예11Example 11 11.20 11.20 0.008 0.008 0.16 0.16 0.13 0.13 0.0231 0.0231 0.0003 0.0003 0.016 0.016 0.002 0.002 0.006 0.006 0.230 0.230 0.21 0.21 실시예12Example 12 11.15 11.15 0.004 0.004 0.16 0.16 0.18 0.18 0.0190 0.0190 0.0002 0.0002 0.017 0.017 0.003 0.003 0.009 0.009 0.220 0.220 0.21 0.21 비교예1Comparative Example 1 18.35 18.35 0.009 0.009 0.20 0.20 0.14 0.14 0.0269 0.0269 0.0006 0.0006 0.037 0.037 1.24 1.24 0.009 0.009 0.263 0.263 0.43 0.43 비교예2Comparative Example 2 17.46 17.46 0.007 0.007 0.15 0.15 0.13 0.13 0.0188 0.0188 0.0009 0.0009 0.038 0.038 1.22 1.22 0.007 0.007 0.304 0.304 0.43 0.43 비교예3Comparative Example 3 11.38 11.38 0.004 0.004 0.14 0.14 0.14 0.14 0.0202 0.0202 0.0006 0.0006 0.025 0.025 0.003 0.003 0.005 0.005 0.250 0.250 0.28 0.28 비교예4Comparative Example 4 11.37 11.37 0.004 0.004 0.12 0.12 0.15 0.15 0.0205 0.0205 0.0005 0.0005 0.022 0.022 0.003 0.003 0.004 0.004 0.210 0.210 0.26 0.26 비교예5Comparative Example 5 17.59 17.59 0.006 0.006 0.16 0.16 0.11 0.11 0.0241 0.0241 0.0002 0.0002 0.020 0.020 0.002 0.002 0.006 0.006 0.240 0.240 0.28 0.28 비교예6Comparative Example 6 17.46 17.46 0.006 0.006 0.17 0.17 0.16 0.16 0.0211 0.0211 0.0007 0.0007 0.020 0.020 0.005 0.005 0.006 0.006 0.250 0.250 0.28 0.28 비교예7Comparative Example 7 17.57 17.57 0.006 0.006 0.14 0.14 0.15 0.15 0.0254 0.0254 0.0008 0.0008 0.018 0.018 0.003 0.003 0.007 0.007 0.245 0.245 0.27 0.27 비교예8Comparative Example 8 18.35 18.35 0.007 0.007 0.17 0.17 0.17 0.17 0.0165 0.0165 0.0008 0.0008 0.015 0.015 0.003 0.003 0.007 0.007 0.245 0.245 0.25 0.25

이후, 상기 실시예들 및 비교예들에 따라 제조된 강판의 용접 특성을 평가하기 위하여 GTA공정으로 용접을 한 후, 용접부의 결정립 크기, 용접부 단면 및 표면 분석, 경도 분석, 에릭슨 테스트, 용접부 충격 에너지 등을 조사하였다. 주요 영향인자로 용강 성분과 그에 따른 내부 산화물의 종류 및 크기 분포에 대해 조사하여 하기 표 2 및 표 3에 나타내었다.Then, in order to evaluate the welding characteristics of the steel sheets manufactured according to the above embodiments and comparative examples, the steel was welded by the GTA process, and then the grain size of the welded part, the cross section and surface analysis of the welded part, the hardness analysis, the Erickson test, . The types and size distributions of the molten steel and the internal oxides as main influential factors were examined and are shown in Tables 2 and 3 below.

여기서 산화물의 종류 및 크기 분포는 SEM-EDS장치를 활용하여 측정하였으며, 분석 방법은 최종 제품의 단면에 대해 가로 1 mm, 세로 1 mm 면적에 대해 1,000배 이상의 배율에서 자동으로 산화물의 크기 및 성분을 측정하는 방식으로 적어도 5 영역 이상을 측정하여 평균한 값을 나타내었다. 측정된 산화물의 최대지름은 5㎛이며, 그 이상의 지름을 가진 산화물 개수는 대부분 1개/mm2 이하이며, 핵생성에도 무효하므로 계산에서 제외하였다. The type and size distribution of the oxides were measured using SEM-EDS apparatus. The analysis method was to automatically measure the size and composition of the oxides at a magnification of 1,000 times or more, At least 5 regions were measured and the average value was shown. The maximum diameter of the measured oxide is 5 μm, and the number of oxides having a diameter of more than 1 μm / mm 2 is mostly excluded from the calculation because it is invalid for nucleation.

산화물개수 (개/mm2)Number of oxides (pieces / mm 2 ) 용접부 결정립 평균직경 (㎛)Welded part grain size mean diameter (㎛) DBTT (℃)DBTT (占 폚) 실시예1Example 1 1313 7777 -76.0-76.0 실시예2Example 2 1515 8080 -73.0-73.0 실시예3Example 3 1212 7979 -81.0-81.0 실시예4Example 4 1919 6969 -70.0-70.0 실시예5Example 5 1515 8080 -76.0-76.0 실시예6Example 6 1212 7979 -77.0-77.0 실시예7Example 7 1515 8787 -74.0-74.0 실시예8Example 8 1818 7575 -70.0-70.0 실시예9Example 9 1313 6868 -75.0-75.0 실시예10Example 10 1616 7575 -79.0-79.0 실시예11Example 11 1111 7575 -73.0-73.0 실시예12Example 12 1313 7575 -72.0-72.0 비교예1Comparative Example 1 66 115115 -53.0-53.0 비교예2Comparative Example 2 33 117117 -54.0-54.0 비교예3Comparative Example 3 55 118118 -55.0-55.0 비교예4Comparative Example 4 1One 129129 -52.0-52.0 비교예5Comparative Example 5 33 125125 -56.0-56.0 비교예6Comparative Example 6 55 105105 -57.0-57.0 비교예7Comparative Example 7 33 117117 -52.0-52.0 비교예8Comparative Example 8 33 104104 -51.0-51.0

%(TiO2) + %(CaO)% (TiO 2 ) +% (CaO) %(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3)% (TiO 2 ) +% (CaO) + (Al 2 O 3 ) (%(TiO2) + %(CaO))/(%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3))(% (TiO 2 ) +% (CaO)) / (% (TiO 2 ) +% (CaO) + (Al 2 O 3 ) %(CaO)/%(TiO2)% (CaO) /% (TiO 2) 실시예1Example 1 4949 8484 0.6 0.6 0.40.4 실시예2Example 2 5757 9191 0.60.6 0.50.5 실시예3Example 3 6666 9191 0.70.7 0.50.5 실시예4Example 4 5959 9292 0.60.6 0.40.4 실시예5Example 5 4545 8686 0.50.5 0.40.4 실시예6Example 6 4848 9393 0.50.5 0.50.5 실시예7Example 7 5656 9393 0.60.6 0.40.4 실시예8Example 8 6161 9191 0.70.7 0.40.4 실시예9Example 9 5050 8787 0.60.6 0.50.5 실시예10Example 10 6565 9191 0.70.7 0.40.4 실시예11Example 11 4949 8686 0.60.6 0.50.5 실시예12Example 12 5757 8888 0.60.6 0.40.4 비교예1Comparative Example 1 1111 6666 0.20.2 2.42.4 비교예2Comparative Example 2 1010 7272 0.10.1 1.81.8 비교예3Comparative Example 3 1515 7474 0.20.2 2.62.6 비교예4Comparative Example 4 1414 7777 0.20.2 2.52.5 비교예5Comparative Example 5 1818 7979 0.20.2 33 비교예6Comparative Example 6 1818 7676 0.20.2 1.81.8 비교예7Comparative Example 7 2222 8181 0.30.3 1.71.7 비교예8Comparative Example 8 2626 8484 0.30.3 1.51.5

상기의 실시예들을 통하여 본 발명의 일 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 성형성 및 저온인성을 확보하기 위하여 성분계가 포함되더라도 식 (1)을 벗어나는 경우, 식 (2) 및 산화물의 개수를 얻을 수 없으며, 이에 따라 결정립 미세화 및 용접부 저온인성을 확보할 수 없게 됨을 알 수 있다.(2) and the number of oxides can be obtained in the case of deviating from the formula (1) even if a component system is included in order to secure the moldability and low temperature toughness of the ferritic stainless steel according to the embodiment of the present invention. And thus it can be understood that crystal grain refinement and low temperature toughness of the welded portion can not be ensured.

보다 구체적으로, 뿐만 아니라 식 (3) 내지 식 (5)를 만족하는 페라이트계 스테인리스강을 통하여 목적하는 산화물 조성, 크기 및 분포 밀도를 얻을 수 있어, 결정립 미세화 및 용접부 저온인성을 확보할 수 없게 됨을 알 수 있다.More specifically, it is possible to obtain a desired oxide composition, size and distribution density through ferritic stainless steels satisfying the equations (3) to (5), thereby making it impossible to secure grain refinement and low temperature toughness Able to know.

상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.While the present invention has been described with reference to exemplary embodiments, it is to be understood that the invention is not limited thereto. Those skilled in the art will readily obviate modifications and variations within the spirit and scope of the appended claims. It will be understood that various changes and modifications may be made therein without departing from the spirit and scope of the invention.

Claims (7)

중량%로, Cr: 9~30%, N: 0.015% 미만, Al: 0.005~0.04%, Ti: 0.1~0.5%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 식 (1)을 만족하며, 최대지름이 0.05 내지 5㎛인 산화물이 9개/mm2 이상의 분포밀도를 가지는 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물을 포함하는 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
Ti > (0.0065Cr+0.38N+8.3Al) ------ 식 (1)And the balance Fe and other unavoidable impurities, and satisfies the following formula (1), and further contains, in terms of% by weight, Cr: 9 to 30%, N: less than 0.015%, Al: 0.005 to 0.04% the maximum diameter of 0.05 to 5㎛ the oxide is 9 / mm Al-Ca-Ti- Mg-O -based oxide is excellent weld zone low temperature toughness of ferritic stainless steels containing 2 or more having a distribution density.
Ti > (0.0065 Cr + 0.38 N + 8.3 Al) ------ Equation (1) 제1항에 있어서,
C: 0.02% 미만, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.01~0.5%, S: 0.01% 미만, P: 0.04% 미만, Ca: 0.0001~0.003%를 포함하는 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.The method according to claim 1,
A welded portion containing less than 0.02% of C, 0.01 to 0.5% of Si, 0.01 to 0.5% of Mn, less than 0.01% of S, less than 0.04% of P, and 0.0001 to 0.003% of Ca Ferritic stainless steel . 제1항에 있어서,
Mo: 0.1~2.0%, Ni: 0.1~2.0% 및 Cu: 0.1~2.0%로 이루어진 그룹에서 선택되는 어느 하나 이상을 포함하는 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.The method according to claim 1,
Mo: 0.1 to 2.0%, Ni: 0.1 to 2.0%, and Cu: 0.1 to 2.0%. A ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness. 제1항에 있어서,
상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 하기 식 (2)를 만족하는 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
%(TiO2) + %(CaO) ≥ 40 ------ 식 (2)The method according to claim 1,
Wherein the Al-Ca-Ti-Mg-O-based oxide satisfies the following formula (2):
% (TiO 2 ) +% (CaO) ≥ 40 ------ (2) 제1항에 있어서,
상기 Al-Ca-Ti-Mg-O계 산화물은 하기 식 (3) 내지 (5)를 만족하는 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.
%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3) ≥ 80 ------ 식 (3)
(%(TiO2) + %(CaO))/(%(TiO2) + %(CaO) + %(Al2O3)) ≥ 0.4 ------ 식 (4)
0.3 ≤ %(CaO)/%(TiO2) ≤ 0.8 ------ 식 (5)The method according to claim 1,
Wherein the Al-Ca-Ti-Mg-O oxide satisfies the following formulas (3) to (5).
% (TiO 2 ) +% (CaO) +% (Al 2 O 3 ) ≥ 80 ------ (3)
(% (TiO 2 ) +% (CaO)) / (% (TiO 2 ) +% (CaO) +% (Al 2 O 3 )
0.3 ≤% (CaO) /% (TiO 2) ≤ 0.8 ------ Eq. (5) 제1항에 있어서,
용접부 응고조직의 결정립 평균직경은 90㎛ 이하인 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.The method according to claim 1,
Weld part Welding part with average grain diameter of 90 ㎛ or less in the solidification structure Ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness. 제1항에 있어서,
용접부 DBTT는 -65℃ 이하인 용접부 저온인성이 우수한 페라이트계 스테인리스강.

The method according to claim 1,
Welding part DBTT is -65 ℃ or less welded part Ferritic stainless steel excellent in low temperature toughness.

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