KR20200063903A - 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 제조방법 - Google Patents

표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 연속주조 중인 주편의 중심부에 핵생성재를 첨가하여 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 개시한다. 본 발명의 일 실시예에 따른 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 용강 정련단계; 정련된 용강에 대한 성분조정단계; 성분조정단계를 거친 용강을 턴디쉬 내로 주입하고, 침지노즐을 통하여 몰드로 이동시켜 주조하는 연속주조단계; 및 몰드에서 용강에 CaTiO3 산화물을 포함하는 핵생성재를 첨가하는 단계;를 포함하고, 핵생성재는, 용강의 응고셀 두께가 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치에 첨가되는 것을 특징으로 한다.

Description

표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강 제조방법{MANUFACTURING METHOD OF FERRITIC STAINLESS STEEL WITH IMPROVED SURFACE QUALITY}
본 발명은 페라이트계 스테인리스강의 제조방법에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 연속주조 중인 주편의 중심부에 핵생성재를 첨가하여 중심부 결정립이 미세한 페라이트계 스테인리스강을 제조하는 방법에 관한 것이다.
일반적으로 페라이트계 스테인리스 강재를 제조함에 있어서, 초기 형성된 주조조직은 냉각과정에서 변태과정을 거치지 않기 때문에 상온까지 그대로 유지되며, 이후 압연 및 소둔 공정을 거치더라도 주조조직의 특성에 의해 최종 제품에까지 영향을 미치므로 초기 주조조직의 제어가 매우 중요하다. 특히 표면품질이 중요한 페라이트계 스테인리스 강재의 경우, 주편의 등축정율(equiaxed structure ratio)을 40% 이상 확보하지 않은 주편은 열연 코일 내 조대한 밴드조직이 잔존하여 냉연강판의 딥 드로잉(deep drawing) 또는 성형 가공 시 코일 표면에 리징(ridging) 또는 로핑(roping)이라 불리는 냉간압연 방향에 평행하고 가느다란 요철 결함이 발생하기 쉽다. 뿐만 아니라 등축정율이 40% 이상이더라도 등축정의 크기가 조대할 경우 재결정에 필요한 구동력이 낮아져 조대한 밴드조직이 잔존함으로써 리징성이 우수한 제품을 제조하기가 어렵다.
기존에는 이러한 리징 결함을 방지하기 위해 냉연 재압연 및 열연 강압하 등을 실시하였으나, 이는 페라이트계 스테인리스강 제조 시 제조원가의 상승과 더불어 생산성의 저하를 일으키는 문제가 있다.
이에, 최근에는 페라이트계 스테인리스 강 주편의 등축정율을 향상시키는 기술로서, 저온주조 방법, 분철 또는 강철 첨가 방법, 희토류 원소 첨가방법, 전자교반 장치(Electro Magnetic Stirring) 등이 사용되고 있다.
예를 들어, 특허문헌 1에서는 0.3~0.5㎛ 크기의 Al-Ti계 복합개재물이 등축정 핵 생성 시드(seed)로 작용한다고 개시하고 있으며, 또한, 특허문헌 2에서는 염기도 조성을 0.5~3.0으로 하고 과열도를 20~70℃로 하여 등축정을 향상시킬 수 있다고 개시하고 있다. 뿐만 아니라, 특허문헌 3에서는 Al을 0.002~0.02중량% 포함하고 Mg을 0.0005중량% 미만으로 포함하여, 0.3~5㎛의 지름을 갖는 MgO, MgO-Al2O3를 30개/m3 생성하여 등축정을 확보할 수 있다고 개시하고 있다.
그러나, 이들 방법은 제강조업에서 형성된 산화물을 활용하는 방법으로 조업변동이 큰 제강 조업으로 인해 균일한 산화물을 제어하기가 상당히 어려운 문제가 잔존하며, 그 결과 작업조건이나 주위 여건에 따라 등축정율의 많은 편차가 발생될 우려가 있다.
또한, 페라이트계 스테인리스강에 Ti를 첨가하는 것으로부터, 용강 중에 석출한 TiN을 페라이트 응고핵으로 이용하는 경우 응고조직이 등축정화하기 쉽다고 알려져 있으며, 등축정율을 향상시키기 위해서는 충분한 Ti의 첨가를 필요로 한다.
그러나, 과잉의 Ti 첨가는 노즐 막힘, 표면 흠 등의 결함을 야기시키는 문제가 있기 때문에, 단순히 Ti 첨가에 의한 등축정율 향상은 바람직한 방법이라고 할 수 없다. 뿐만 아니라 Ti 첨가량이 0.2중량% 이하의 경우 TiN 정출온도가 낮아 등축정화가 어려우며, Ti 미첨가강의 경우 등축정 확보 및 미세화가 불가능한 수준이다.
뿐만 아니라 주편 등축정율의 크기도 리징 품질에 중요한 인자로 인식되고 있다. 일반적으로 주편 표층부의 주조조직은 압연과정을 거치는 동안 심한 전단응력을 받게 되어 쉽게 주조조직이 파괴되어 재결정이 용이해지므로 크게 문제가 되지 않는다.
하지만 열연과정에서 전단응력이 작용하지 않는 주편의 중심부의 경우, 좀 더 상세하게는 전체 주편 두께 중 40 내지 50 %에 해당되는 지점에서는 평면응력이 작용하게 되어 변형이 쉽지 않고, 또한 가공에 의한 응력집중이 원활하지 않아 재결정이 쉽게 발생하지 않으므로 조대한 주조조직이 잔류하기 쉽다.
특히 주편조직 중 전단변형에서 평면변형으로 천이되는 지점에서의 결정립이 조대할 경우, 예를 들어 주상정이나 또는 조대한 등축정일 경우, 최종 제품의 표면품질 특성이 현저히 저하되는 문제점이 있다.
이에, 높은 등축정율을 확보하면서도 페라이트계 스테인리스강 중심부의 주조조직을 미세화시켜 표면품질을 향상시킬 수 있는 제조방법의 정립이 요구된다.
일본 공개특허공보 제1999-323502호 (1999.11.26. 공개) 일본 공개특허공보 제2001-049322호 (2001.02.20. 공개) 일본 공개특허공보 제2002-030395호 (2002.01.31. 공개)
본 발명은 연속주조 중인 주편의 중심부에 핵생성재를 첨가하여 등축정율을 확보하고, 중심부 주조조직을 미세화시켜 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 용강 정련단계; 상기 정련된 용강에 대한 성분조정단계; 상기 성분조정단계를 거친 용강을 턴디쉬 내로 주입하고, 침지노즐을 통하여 몰드로 이동시켜 주조하는 연속주조단계; 및 몰드에서 용강에 CaTiO3 산화물을 포함하는 핵생성재를 첨가하는 단계;를 포함하고, 상기 핵생성재는, 상기 용강의 응고셀 두께가 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치에 첨가되는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 핵생성재는 기지금속에 균일하게 분포되어 와이어의 형태로 상기 용강에 첨가될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 와이어의 투입속도를 결정하는 것은, 상기 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치가 상기 와이어의 용융위치를 초과하는 경우, 와이어의 투입속도를 증가시키고; 상기 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치가 상기 와이어의 용융위치에 미달하는 경우, 와이어의 투입속도를 감소시키는 것;을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 핵생성재는 0.5 내지 15㎛의 크기를 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 핵생성재는 하기 식 (1) 내지 (3)을 만족할 수 있다.
(1) %(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3) ≥ 85%
(2) %(CaO)+%(TiO2) ≥ 40%
(3) 0.3 ≤ %(CaO)/[%(TiO2)+%(CaO)] ≤ 0.8
여기서, %(TiO2), %(CaO), %(Al2O3)는 TiO2, CaO, Al2O3 의 중량%를 의미한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 핵생성재는 상기 기지금속 대비 10 내지 100℃ 낮은 융점을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 행성성재가 첨가되는 위치의 용강을 교반하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 용강을　전자기　교반장치(Electromagnetic Stirrer)로 교반할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 중심부 주조조직의 평균결정립 크기가 1.5mm 이하일 수 있다.
개시된 실시예에 따르면, 등축정율을 확보하고, 중심부 주조조직의 평균 결정립 크기를 1.5mm 이하로 미세화시켜 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 2는 페라이트계 스테인리스강의 압연과정에서 주편의 두께 방향으로의 전단응력 분포를 나타낸 도면이다.
도 3은 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 설명하기 위한 연속주조 설비를 나타낸 도면이다.
도 4는 몰드에서 투입된 핵생성재를 포함한 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치를 제어하는 방법을 도식화한 도면이다.
도 5는 본 발명의 비교예와 실시예의 주편 주조조직을 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 6은 본 발명의 비교예와 실시예의 주편 두께별 평균 결정립 크기를 나타낸 그래프이다.
도 7은 본 발명의 실시예에 따른 주편 내 CaTiO3 상을 포함한 산화물의 크기 및 개수를 분석한 그래프이다.
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.
도 1은 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
본 발명에 따른 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 용강 정련단계; 상기 정련된 용강에 대한 성분조정단계; 상기 성분조정단계를 거친 용강을 턴디쉬 내로 주입하고, 침지노즐을 통하여 몰드로 이동시켜 주조하는 연속주조단계; 및 몰드에서 용강에 CaTiO3 산화물을 포함하는 핵생성재를 첨가하는 단계;를 포함한다.
페라이트계 스테인리스 용강의 정련 및 성분조정단계는 통상의 방법에 의해 수행될 수 있다.
이 후, 상기 성분조정단계를 거친 용강을 턴디쉬 내로 주입하고, 침지노즐을 통하여 몰드로 이동시켜 주조하는 연속주조단계를 거친다.
본 발명자들은 미세한 등축정 조직을 얻기 위하여 다양한 형태의 산화물, 질화물 및 붕소화합물을 조제하여 실험하였다. 그 결과 하기와 같은 조성 범위와 크기 범위를 가질 경우 등축정의 핵생성 사이트로 작용할 수 있고, 미세한 등축정을 갖는 페라이트계 스테인리스강을 제조할 수 있다는 결론에 도달하게 되었다.
본 발명자들은 대한민국 공개특허공보 제10-2018-0064758호에서 페라이트계 스테인리스강의 산화물 조성 및 크기분포를 제어하여 등축정 핵생성 사이트로 작용할 수 있다는 사실을 도출하였었다. 용강의 산화물 조성을 상기 공개특허공보에 개시된 조건으로 제어할 경우, 냉각과정에서 CaTiO3 산화물과 Al2O3-MgOTiO2 산화물이 정출하게 되고 이들 정출상 중 등축정 핵생성에는 CaTiO3 산화물이 더욱 효과적임을 밝혔었다.
상기 핵생성재는 CaTiO3를 포함하며, 분말의 형태로 기지금속에 균일하게 분포될 수 있다. 핵생성재를 용강 중 균일하게 분포시키기 위해서는 모재인 기지금속의 역할이 중요하며, 본 발명에서는 기지금속 내 핵생성재가 균일하게 분포하는 와이어 형태의 핵생성용 합금을 사용하였다.
핵생성재는 CaTiO3를 비롯하여 용강 중의 산화물들을 포함할 수 있다. CaTiO3는 순수한 형태로도 유효하지만 용강과의 젖음성을 개선하기 위해서는 저융점화도 가능하다. 즉 Al-Ti-Ca-Mg-O계 복합 산화물 형태로 성분을 조정하여 활용할 수 있으며, 이때 핵생성재에 포함된 각 산화물의 화학조성은 하기 식 (1) 내지 (3)을 만족하도록 조제하여 사용할 수 있다.
(1) %(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3) ≥ 85%
(2) %(CaO)+%(TiO2) ≥ 40%
(3) 0.3 ≤ %(CaO)/[%(TiO2)+%(CaO)] ≤ 0.8
여기서, %(TiO2), %(CaO), %(Al2O3)는 TiO2, CaO, Al2O3 의 중량%를 의미한다.
용강 중 초정 페라이트상의 핵생성으로 작용하는 핵생성재의 크기는 0.5 내지 15㎛를 만족한다. 산화물의 직경이 0.5㎛ 미만인 경우에는 계면곡률에너지로 인해 핵생성에 필요한 활성화에너지 장벽이 커서 페라이트상의 핵생성이 어렵다. 반면 15㎛ 초과의 산화물은 부상분리가 용이하여 용강 중 잔류하기가 어려우므로 핵생성에 도움을 주지 못한다.
실제 조업에서 용강 중 핵생성용 합금을 투입할 경우 기지금속이 우선적으로 용해하면서 내부에 분포되어 있는 핵생성재가 용강 중으로 분산되는 과정을 거치게 되고, 특히 핵생성용 합금의 표면부터 순차적으로 용해가 일어나면서 핵생성재가 분산되므로 서로 뭉쳐서 조대화되는 것을 방지할 수 있다.
상기 핵생성용 합금의 원활한 용해를 위해, 핵생성재를 포함한 분말은 기지금속 보다 융점이 낮은 재료이어야 한다. 바람직하게는 기지금속 대비 10 내지 100℃ 낮은 융점을 갖도록 재료를 선택할 수 있다.
기지금속은 연속주조 중인 용강온도보다 융점이 낮은 재료이어야 한다. 바람직하게는 용강온도 대비 10℃ 이상 낮은 융점을 갖도록 재료를 선택해야 하며, 용도에 따라 탄소강 또는 스테인리스 강으로 제조가 가능하다.
핵생성용 합금은 기계적 혼합에 의해 용강에 첨가될 수 있으며, 일 예로, 상기 핵생성용 합금은 와이어 형태로 제조되어 철재 튜브관을 이용한 와이어 피딩법에 의해 첨가될 수 있다.
도 2는 페라이트계 스테인리스강의 압연과정에서 주편의 두께 방향으로의 전단응력 분포를 나타낸 도면이다.
도 2를 참조하면, 열간압연 과정에서 롤의 압력과 회전력에 의해 주편 표면으로부터 약 40~50% 구간까지는 전단변형이 이루어지나, 중심부에서는 평면변형이 일어나는 것을 확인할 수 있다. 이에 따라, 중심부에서는 변형이 크게 일어나지 않고 또한 변형축적에너지가 낮아 재결정이 일어나기 어렵다.
따라서 중심부에서는 주조조직 또는 조대한 집합조직이 쉽게 잔류하는 경향이 있으며, 이는 최종 제품의 성형시 리징과 같은 표면품질 문제를 야기하는 요인이 된다.
이에, 높은 등축정율을 확보하면서도 페라이트계 스테인리스강 중심부의 주조조직을 미세화시키고자 하였다.
한편, 산화물을 활용한 등축정 형성방법 중 직접적인 산화물 분말을 투입하는 방안에 대해서 많은 연구가 이루어졌으나, 실제 그 효과를 보기는 상당히 어렵다. 대표적인 이유로는 산화물과 용강의 비중차가 커서 용강 중 균일 분산하기가 어렵고, 분산된 산화물도 쉽게 부상 분리되어 핵생성 사이트로 작용하기 힘들다.
따라서 본 발명에서는 초정 페라이트의 핵생성 사이트에 유리한 CaTiO3 상을 턴디쉬 내의 용강에서 형성시키지 않고, 몰드 내의 연속주조 중인 주편의 중심부에 직접적으로 투입함으로써 페라이트계 스테인리스강의 중심부 결정립을 미세화하는 방법을 개발하였다.
본 발명의 일 실시예에 따른 주조조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 턴디쉬 내의 용강을 주형에 공급하여 주편을 연속주조함에 있어서, CaTiO3를 포함하는 핵생성재를 몰드 내의 연속주조 중인 주편의 중심부에 직접적으로 투입한다. 상기 핵생성재는 주편의 응고 시 초정 페라이트 핵생성 사이트로 작용하여 미세한 등축정 조직을 형성할 수 있다.
또한 핵생성재를 용강 중 고르게 분산시키하기 위해서는 성분조정 단계 또는 턴디쉬내에서 미세입자를 투입하는 방법들이 제시되고 있다. 성분조정 단계에서 미세입자를 투입하게 되면 대부분의 연속주조공정에서 대기시간이 필요하게 되므로 응고 시 핵으로 작용하지 못하고 용해되어 버리는 단점이 있고, 턴디쉬 내의 용강에 핵생성재를 투입하게 되면 미세입자들이 용강 중 균일하게 분산되어 주편 전체에 걸쳐 미세한 등축정율을 높이는 방법이 될 수는 있다. 하지만 투입된 미세입자들이 연속주조과정 중 초기 응고과정에서 응고셀 표면에 미세입자들이 분포할 경우 압연 등 후공정에서 개재물성 결함을 유발시킬 수 있는 위험이 있으며, 또한 압연공정에서 전단변형에 의해 쉽게 재결정이 일어나는 주편 표층부 영역까지 미세화하는 과잉의 주조조직 미세화로 인해 발생하는 과잉의 합금철 투입으로 제조비용이 증가하는 단점이 있다.
전술한 내용을 고려하여, 본 발명은 추가적으로 투입되는 미세입자들로 인한 주편표층부 개재물성 결함의 발생을 원천적으로 차단함과 동시에, 압연과정에서 전단변형이 적어서 재결정에 문제가 될 수 있는 영역에 대해서만 미세화함으로써 불필요한 과잉의 합금철 투입을 최소화하는 방안으로 CaTiO3 산화물을 포함하는 핵생성재를 몰드 내의 연속주조 중인 주편의 중심부, 구체적으로 주편 두께 중 주편 표면으로부터 40 내지 50% 구간에 해당하는 위치에 첨가하고자 하였다.
도 3은 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 제조방법을 설명하기 위한 연속주조 설비를 나타낸 도면이다. 도 3을 참조하면, 개시된 실시예에 따른 페라이트계 스테인리스강의 연속주조 설비는 몰드냉각 이후 2차 냉각대로 구성되며, 스트랜드에 EMS(전자기교반장치)가 설치된 형태를 갖는다.
침지노즐에서 배출된 용강은 몰드 내벽에 부딪혀 와류하면서 몰드 내벽에서부터 점차적으로 응고하기 시작한다. 응고셀은 용강이 응고된 부분으로, 용강의 유동은　응고셀을 제외한 영역에서 이루어지게 된다.
도 3에 도시된 바와 같이, 몰드 상단 내벽에서 용강의　응고셀이 형성되고 주조가 진행됨에 따라 점차적으로　응고셀의 두께는 증가한다. 응고셀의 두께는 하기의 식(4)로 예측 가능하다.
(4) 응고셀 두께 = k * t1/2
여기서 k는 응고상수이며, t는 응고 시간이다.
응고 시간 t는 하기의 식(5) 로 나타낼 수 있다.
(5) t= 탕면으로부터 거리 / 주조속도
상기 식(4) 및 식(5)로부터 탕면으로부터 거리에 따른 페라이트계 스테인리스강 응고셀의 두께를 계산할 수 있다. 이로부터, 주편 두께 중 주편 표면으로부터 40 내지 50% 구간에 해당하는 위치, 즉 탕면으로부터의 거리를 예측할 수 있으며, 예측된 위치에 전술한 핵생성제를 투입하여 페라이트계 스테인리스강의 중심부 주조조직을 미세화할 수 있다.
본 발명자들은 핵생성재를 감싸고 있는 합금철 와이어가 용강 내 유입되면서 용해되는 과정을 전산모사를 통해 도출하였다.
이를 바탕으로 핵생성용 합금을 원하는 위치, 즉 페라이트계 스테인리스강 주편 두께 중 주편 표면으로부터 40 내지 50% 구간에 해당하는 위치에 투입할 수 있는 방법을 제시한다.
일 예로, 본 발명에 따른 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 핵생성용 합금 와이어의 위치와 응고셀 두께가 전체 주편 두께에 40%에 해당되는 위치를 서로 비교하여 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치를 제어할 수 있다.
도 4는 몰드에서 투입된 핵생성재를 포함한 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치를 제어하는 방법을 도식화한 도면이다.
용강온도, 주조속도, 2차 냉각수량 및 강종 물성을 입력변수로 하여 열/유동 해석을 통해 탕면으로부터 거리에 따른 응고셀의 두께를 계산하고, 계산된 결과로부터 응고셀 두께가 전체 주편 두께에 40%에 해당되는 위치(S)를 도출한다.
이와 별도로 와이어 물성, 와이어 두께, 와이어 직경 및 전술한 열/유동 해석을 입력변수로 하여, 용강 중에 유입되는 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치(L), 좀 더 상세하게는 핵생성용 합금 외피가 용융되어 내부의 핵생성재가 용강 중으로 분산되는 위치를 도출할 수 있다.
도 4를 참조하면, 전체 주편 두께에 40%에 해당되는 위치(S)가 유입되는 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치(L)와 같다면, 용강 중 투입되는 와이어의 투입속도를 유지할 수 있다. 즉, 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치가 유지된다.
한편, 전체 주편 두께에 40%에 해당되는 위치(S)가 유입되는 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치(L)를 초과하는 경우, 용강 중 투입되는 와이어의 투입속도를 증가시킬 수 있다. 예를 들어, 도 3에서 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치를 하향 조정할 수 있다.
한편, 전체 주편 두께에 40%에 해당되는 위치(S)가 유입되는 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치(L)에 미달하는 경우, 용강 중 투입되는 와이어의 투입속도를 감소시킬 수 있다. 예를 들어, 도 3에서 핵생성용 합금 와이어의 용융 위치를 상향 조정할 수 있다.
또한, 개시된 실시예에 따른 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법은, 핵생성용 합금이 첨가되는 위치의 용강을 교반하는 단계를 더 포함할 수 있다.
핵생성재를 용강 중 균일하게 분산시키기 위해 용강을 교반할 수 있다. 예를 들어, 핵생성용 합금이 분산되는 위치에 적절한 강도의 전자기　교반장치(Electromagnetic Stirrer, EMS) 전류를 인가하여 용강을 교반할 경우, 투입된 핵생성재를 균일하게 분산시킬 수 있다.
전술한 바와 같이 실제 조업에서의 조업변수, 즉 용강온도와 주조속도의 변화에 따라 핵생성용 합금의 투입속도를 제어함으로써 핵생성재가 투입되는 위치를 제어 하여 페라이트계 스테인리스강의 중심부 주조조직을 미세화할 수 있다.
이하, 실시예들을 통하여 본 발명을 구체적으로 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위가 이들 실시예로 한정되는 것은 아니다.
중량%로, C: 0.02% 이하, N: 0.015% 이하, Si: 0.5% 이하, S: 0.01% 이하, Cr: 16~18%, Mn: 2.0% 이하, Si: 2.0% 이하, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.6% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 페라이트계 스테인리스강을 대상으로, 전기로-정련로(AOD)-성분조정(LT)-턴디쉬(Tundish)-연속주조 공정을 거쳐 주편을 제조하였다.
80톤 래들의 용강을 총 3회에 걸쳐 생산하였으며, 첫번째 charge는 핵생성용 합금 와이어 투입 없이 주조하였으며, 이하 비교예로 기술한다. 나머지 두 charge는 핵생성용 합금와이어를 투입하였으며, 래들 교체가 된 후 래들 잔탕이 60톤이 되는 시점에, 주상에 설치된 와이어 투입장치를 통해 핵생성용 합금 와이어를 투입하면서 주조하였으며, 이하 실시예로 기술한다.
핵생성용 합금은 기지금속으로 0.02% 탄소강 분말을 사용하고, 평균조성이 35%TiO2-20%CaO-35%Al2O3-10%MgO 함유하는 핵생성재를 제조한 후, 파쇄하여 분말로 제조한 후 15㎛ 이하의 분말만을 체로 분리하여 사용하였다. 그리고 중량비로 5%의 핵생성재와 95%의 탄소강 분말을 평량한 후 기계적으로 혼합한 후 압착하여 고형의 분말을 제조한 후 철피로 피복된 와이어 형태로 제조하였다.
핵생성용 합금은 질량비로 0.05%를 목표로 투입되도록 투입속도를 조절하였으며, 주조속도와 동기화하여 몰드에 일정한 속도로 투입하였다. 이때, 턴디쉬 내 용강온도는 평균 1,545℃로 조정하였으며, 주조속도는 1.0 m/min의 속도로 연속주조하였다.
생산된 주편은 길이방향으로 10 m 되는 지점마다 전폭으로 절단하였고, charge당 4매, 총 12매의 주편을 생산하였으며, 각각의 주편 중 tail 부에서 길이방향으로 100 mm의 주편을 전체폭에 걸쳐 채취하였으며, 이는 다시 폭방향으로 5등분하여 주조조직을 관찰하였다.
생산된 주편은 폭 방항으로 절단하여 연마한 후 왕수로 마크로 에칭을 실시하였다. 이후 광학현미경 사진촬영을 통해 이미지를 확보하여 이미지 분석기법을 통해 등축정의 평균직경을 측정하여 하기 표 1에 나타내었다.
여기서 등축정은 장변과 단변의 비율이 2 이하인 결정립으로 규정하였으며, circular diameter로 환산하여 평균 등축정 직경으로 나타내었다. 등축정 직경의 측정범위는 주편두께 방향으로 주편 표면에서 전체 두께 중 45% 지점에서부터 중심부까지 범위로 한정하여 평가를 실시하였다.
구분 등축정율(%) 등축정 직경(mm) 분석 주편수
평균 편차 평균 편차
비교예 52 3 2.85 1.11 4
실시예 54 2 1.05 0.31 8
표 1을 참조하면, 비교예의 경우 평균 등축정율은 52% 수준이며, 등축정 직경이 2.85mm로 분석되었다. 반면, 실시예의 경우 평균 등축정율이 54%로 비교예와 유사하였으나, 등축정 직경은 1mm 내외로 약 2 내지 3 배 정도 미세화됨을 확인할 수 있었다.
그리고 실시예와 비교예의 주편을 동일한 열연, 소둔산세, 냉연, 소둔산세 공정을 거친 후 두께 0.6 mm의 코일을 제조하였다. 각 코일의 top부와 tail부로부터 폭방향으로 5개의 시편을 채취하여 리징 높이를 평가한 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구분 평균 리징높이(㎛) 최대 리징높이(㎛) 분석시편수 분석코일수
평균 편차 평균 편차
비교예 14 4 18 3 40 4
실시예 10 2 13 1 80 8
표 2를 참조하면, 실시예의 경우 평균 리징높이는 비교예 대비 약 4㎛ 낮은 값을 나타내었으며, 평균 리징높이의 편차 또한 감소하였음을 확인할 수 있었다. 또한, 실시예의 경우 최대 리징높이는 13㎛로, 비교예 대비 30% 이상 개선된 결과를 나타내었다.
도 5는 본 발명의 비교예와 실시예의 주편 주조조직을 보여주는 광학현미경 사진이다.
도 6은 본 발명의 비교예와 실시예의 주편 두께별 평균 결정립 크기를 나타낸 그래프이다.
통상적인 페라이트계 스테인리스강의 경우 응고초기에는 조대한 주상정으로 성장하며, 주편 두께 중 40 내지 50% 지점에서 등축정으로 천이가 발생한다. 도 6를 참조하면, 천이 시점의 평균 등축정 크기는 비교예의 경우 2.1 mm 이며, 실시예의 경우 비교예의 절반 수준인 1.1 mm임을 확인할 수 있다. 또한, 도 5를 참조하면, 비교예에 비해 실시예에서 중심부 결정립이 미세하게 도출되었음을 확인할 수 있다.
도 7은 본 발명의 실시예에 따른 주편 내 CaTiO3 상을 포함한 산화물의 크기 및 개수를 분석한 그래프이다. 도 7은 실시예에 따른 주편 내 CaTiO3 상을 포함한 산화물의 크기 및 개수를 분석한 그래프이다. 산화물의 크기는 최대 직경으로 평가하였으며, 크기는 0.5 내지 10㎛ 범위에 분포하고 있었다. 핵생성용 합금에 포함된 핵생성재 중 약 60% 정도는 최종 주편에서도 잔류하며, 잔류된 핵생성재에 의해 페라이트가 불균일 핵생성으로 형성되었을 것으로 추정할 수 있었다. 즉, 실시예의 미세한 등축정 형성은 본 발명에서 제시한 핵생성용 합금 중 핵생성재에 의한 효과로 판단할 수 있었다.
상술한 바에 있어서, 본 발명에 개시된 실시예들은 본 발명의 기술 사상을 한정하기 위한 것이 아니라 설명하기 위한 것으로서, 본 발명의 보호범위는 아래의 청구범위에 의하여 해석되어야 하며 그와 동등한 범위 내에 있는 모든 기술 사상은 본 발명의 권리범위에 포함되는 것으로 해석되어야 할 것이다.

Claims (9)

  1. 용강 정련단계;
    상기 정련된 용강에 대한 성분조정단계;
    상기 성분조정단계를 거친 용강을 턴디쉬 내로 주입하고, 침지노즐을 통하여 몰드로 이동시켜 주조하는 연속주조단계; 및
    몰드에서 용강에 CaTiO3 산화물을 포함하는 핵생성재를 첨가하는 단계;를 포함하고,
    상기 핵생성재는, 상기 용강의 응고셀 두께가 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치에 첨가되는 것을 특징으로 하는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 핵생성재는, 기지금속에 균일하게 분포되어 와이어의 형태로 상기 용강에 첨가되는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 와이어의 투입속도를 결정하는 것은,
    상기 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치가 상기 와이어의 용융위치를 초과하는 경우, 와이어의 투입속도를 증가시키고;
    상기 전체 주편 두께의 40 내지 50%에 해당되는 위치가 상기 와이어의 용융위치에 미달하는 경우, 와이어의 투입속도를 감소시키는 것;을 포함하는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 핵생성재는 0.5 내지 15㎛의 크기를 갖는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 핵생성재는 하기 식 (1) 내지 (3)을 만족하는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
    (1) %(TiO2)+%(CaO)+%(Al2O3) ≥ 85%
    (2) %(CaO)+%(TiO2) ≥ 40%
    (3) 0.3 ≤ %(CaO)/[%(TiO2)+%(CaO)] ≤ 0.8
    (여기서, %(TiO2), %(CaO), %(Al2O3)는 TiO2, CaO, Al2O3 의 중량%를 의미한다.)
  6. 제2항에 있어서,
    상기 핵생성재는 상기 기지금속 대비 10 내지 100℃ 낮은 융점을 가지는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 행성성재가 첨가되는 위치의 용강을 교반하는 단계;를 더 포함하는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 용강을　전자기　교반장치(Electromagnetic Stirrer)로 교반하는 것을 특징으로 하는 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
  9. 제1항에 있어서,
    중심부 주조조직의 평균결정립 크기가 1.5mm 이하인 표면품질이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 제조방법.
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0569101A (ja) * 1991-09-13 1993-03-23 Nippon Steel Corp 鋼材の製造方法
JPH11323502A (ja) 1998-05-12 1999-11-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその鋳片
JP2001049322A (ja) 1999-08-05 2001-02-20 Nisshin Steel Co Ltd 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
JP2002030395A (ja) 2000-07-21 2002-01-31 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｃｒ系ステンレス鋼とその製造方法
JP2011218370A (ja) * 2010-04-05 2011-11-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚板用鋼材、および厚板用鋼材の素材となる鋳片の連続鋳造方法
KR20150075320A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 리징성 및 연마성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강의 제조방법
KR20180064758A (ko) * 2016-12-06 2018-06-15 주식회사 포스코 주조조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0569101A (ja) * 1991-09-13 1993-03-23 Nippon Steel Corp 鋼材の製造方法
JPH11323502A (ja) 1998-05-12 1999-11-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性と靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその鋳片
JP2001049322A (ja) 1999-08-05 2001-02-20 Nisshin Steel Co Ltd 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
JP2002030395A (ja) 2000-07-21 2002-01-31 Sumitomo Metal Ind Ltd Ｃｒ系ステンレス鋼とその製造方法
JP2011218370A (ja) * 2010-04-05 2011-11-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 厚板用鋼材、および厚板用鋼材の素材となる鋳片の連続鋳造方法
KR20150075320A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 리징성 및 연마성이 우수한 페라이트계 스테인리스 강의 제조방법
KR20180064758A (ko) * 2016-12-06 2018-06-15 주식회사 포스코 주조조직이 미세한 페라이트계 스테인리스강의 제조방법

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