WO2015099459A1 - 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 - Google Patents

성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법 Download PDF

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김상석
박미남
정일찬
박수호
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    • C21D8/0236—Cold rolling

Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel and a method for manufacturing the same, and more specifically, it is possible to cast to a fine particle size by adding Ti, N, ferritic stainless steel with improved moldability and lowering property by controlling the crystal orientation It relates to a manufacturing method.
  • ferritic stainless steel is cheaper than austenitic stainless steel and has good surface gloss, drawing property, and oxidation resistance, and thus is widely used in kitchen appliances, building exterior materials, home appliances, and electronic components.
  • the ferritic stainless steel has wrinkled surface defects parallel to the rolling direction during forming, in order to be applied to the components of the above applications. This phenomenon is called ridging.
  • the cause of leasing is primarily due to the coarse cast structure. That is, when the cast structure remains as a coarse band structure without breaking in the rolling or annealing process, it is expressed as a ridging defect due to the width and thickness deformation behavior different from the surrounding recrystallized structure during tensile processing.
  • STS430 steel which is one of ferritic stainless steels, is a steel containing about 16% by weight of chromium (Cr), which is a representative steel grade of ferritic stainless steel, and is widely used for household aquaculture and home appliance parts.
  • Cr chromium
  • STS430 steel has excellent leachability among other ferritic stainless steels, but still has ridging defects. Therefore, there is a need for continuous leasing reduction ferritic stainless steels in order to reduce polishing cost or reduce mechanical defects caused by leasing.
  • STS430 steel is relatively lower than other ferritic stainless steels is that it undergoes 25 ⁇ 40% of austenite transformation in the section from casting to hot rolling.
  • the reason for the leasing in the ferritic stainless steel is due to the coarse texture formed during casting.
  • the casting structure is somewhat removed due to some austenite transformation, thereby alleviating the ridging.
  • ferritic stainless steel sheet and the manufacturing method of the conventional steel composition, rolling conditions, annealing conditions by improving the specific texture of the structure by improving the aging resistance "Ferritic stainless steel sheet with small in-plane anisotropy and excellent ridging resistance and It is known in detail in the manufacturing method (Patent Publication 10-1997-0015775).
  • the ferrite stainless steel sheet and the manufacturing method having excellent surface quality by performing annealing is specifically known in the "ferritic stainless steel sheet having excellent surface quality and its manufacturing method (Patent Publication 10-2011-0077095)" and the like. .
  • the present invention for solving the above problems can omit the annealing heat treatment process and the continuous annealing heat treatment is possible to reduce the cost, while improving the formability and formability ferrite system to improve the leachability and formability
  • Provided are stainless steel and a method of manufacturing the same.
  • the manufacturing method of the ferritic stainless steel with improved moldability and lowering property is by weight, Cr: 12.5 ⁇ 18.5%, C: 0.025% or less (excluding 0), N: 0.01 ⁇ 0.05 %, Ti: 0.05-0.4%, Al: 0.2% or less (excluding 0), Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.5% or less (excluding 0), including the remaining Fe and impurities, Manufacturing a slab by continuously casting molten steel satisfying (1) and (2); Manufacturing a hot rolled steel sheet by rough rolling and finishing rolling the slab; A first heat treatment in a continuous annealing process such that the temperature of the hot rolled steel sheet is 875 to 1025 ° C .; And a process of manufacturing the cold rolled steel sheet by cold rolling the hot rolled steel sheet.
  • the method of manufacturing ferritic stainless steel with improved moldability and lowering property is Cr: 14.5 to 18.5%, C: 0.01% or less (excluding 0), and N: 0.012 to 0.03. %, Ti: 0.15 to 0.3%, Al: 0.15% or less (excluding 0), and may satisfy the following formulas (3) and (4).
  • the continuous casting process is controlled at a speed of 0.7 ⁇ 1.0 m / min at a temperature of 1530 ⁇ 1550 °C, controlling the current range of the electromagnetic stirrer (EMS; Electro Magnetic Stirrer) to 800 ⁇ 1700A It is desirable to.
  • EMS Electro Magnetic Stirrer
  • the slab is heated to 1180 ⁇ 1240 °C characterized in that the hot rolled steel sheet is produced.
  • the method of manufacturing ferritic stainless steel with improved moldability and bleedability includes a process of secondary heat treatment such that the cold rolled steel sheet is 775 to 925 ° C. by a cold continuous annealing process; It may further include.
  • the method of manufacturing ferritic stainless steel with improved moldability and leachability is Cr: 12.5-16.5%, C: 0.001-0.025%, Al: 0.01-0.2%, Si: 0.01-- 0.5%, Mn: 0.01-0.5%, Cu: 0.01-0.5%, Mo: 0.001-0.5%, Nb: 0.01-0.5%, Ni: 0.01-0.5% may be further included.
  • the crystal grain of the hot rolled steel sheet is preferably 150 ⁇ m or less (excluding 0).
  • the method of manufacturing ferritic stainless steel with improved moldability and aging property is obtained by cold rolling the stainless steel, followed by continuous annealing at an annealing temperature of 775 ° C. or more and 925 ° C. or less.
  • Annealing Line (CAL) Annealing Line
  • the method of manufacturing ferritic stainless steel with improved formability and lowering property after cold rolling the stainless steel continuous annealing at an annealing temperature of more than 775 °C 850 °C Annealing Line (CAL).
  • CAL annealing Line
  • the ferritic stainless steel with improved formability and lowering property is in weight%, Cr: 12.5-18.5%, C: 0.01% or less (excluding 0), N: 0.01-0.05%, Ti : 0.05 to 0.4%, Al: 0.2% or less (excluding 0), Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.5% or less (excluding 0), including the remaining Fe and impurities, including the following formula (1) And (2).
  • the ferritic stainless steel with improved formability and leachability is Cr: 14.5 to 18.5%, C: 0.01% or less (excluding 0), N: 0.012 to 0.03%, Ti: 0.15 to 0.3%, Al: 0.15% or less (excluding 0), and satisfying the following formulas (3) and (4).
  • the ferritic stainless steel having improved moldability and bleeding property is Cr: 12.5-16.5%, C: 0.001-0.025%, Al: 0.01-0.2%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.01-0.5%, Cu: 0.01-0.5%, Mo: 0.001-0.5%, Nb: 0.01-0.5%, Ni: 0.01-0.5% may be further included.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention has improved formability and lowering property, and has a fraction f (A) of grain A species having a deviation angle of less than 15 ° from the crystal orientation ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112>.
  • the ratio f (A) / f (B) of the fraction f (B) of grain B species having a deviation angle of less than 15 degrees from the crystal orientation ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> may be characterized by less than 3.0.
  • fraction of grain C species having a deviation angle of 15 degrees or less from the crystal orientation ⁇ 113 ⁇ ⁇ 361> is 15% or less
  • fraction of grain D species having an angle of 15 degrees or less from the crystal orientation ⁇ 111 ⁇ // ND It may be characterized by more than 35%.
  • the size of the crystal grains may be characterized in that 40 ⁇ m or less (except 0 ⁇ m).
  • the ferritic stainless steel having improved moldability and leachability may have a maximum leasing width of 2 ⁇ m or less and a maximum ridging height of 15 ⁇ m or less.
  • the ferritic stainless steel with improved moldability and releasability is formed with a volume ratio of 1: 2 in the isometric and columnar portions, and the average particle size of the equiaxed portion is greater than 0 and 1.5 mm or less.
  • the average particle size of the columnar station can be manufactured using slabs that are 2.0 to 6.0 mm.
  • the crystal grains of the hot rolled steel sheet preferably satisfies the length / thickness ratio of the crystal grains in the cold rolling direction of 1.5 to 3.0.
  • ferritic stainless steel with improved formability and leachability by controlling Ti, N, C content and controlling the crystal orientation.
  • the annealing heat treatment process can be omitted, thereby reducing the cost and improving the productivity.
  • 1A is a graph showing a relationship between primary heat treatment temperature and leasing occurrence according to an embodiment of the present invention
  • 1B is a graph for explaining a relationship between grain size and leasing after primary heat treatment according to an embodiment of the present invention
  • Figure 2 is a view for explaining the formation of the isometric and columnar government by type of casting structure
  • 3A is a graph showing a relationship between secondary heat treatment temperature and leasing occurrence according to an embodiment of the present invention
  • 3B is a graph for explaining the relationship between the size of the grains and leasing after the secondary heat treatment according to an embodiment of the present invention
  • Figure 4 is a graph showing the grain size distribution of the cast structure of the ferritic stainless steel and comparative steel improved formability and lowering property according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 5 is a view showing a relationship between grain fraction and edging property in the vicinity of a ⁇ 113 ⁇ ⁇ 361> orientation in ferritic stainless steel having improved formability and edging property according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a view for comparing the grains in the vicinity of the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 361> orientation of the ferritic stainless steel and the comparative example with improved formability and lowering property according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 7 is a view showing the relationship between the grain fraction and the formability in the vicinity of the ⁇ 111 ⁇ / / ND orientation in the cold-rolled product made of ferritic stainless steel with improved formability and lowering property according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 9 is a view showing the relationship between the annealing temperature and the grain fraction near the ⁇ 113 ⁇ ⁇ 361> orientation in the annealing heat treatment after cold rolling,
  • FIG. 10 is a diagram showing the relationship between annealing temperature and grain fraction near the ⁇ 111 ⁇ // ND orientation in annealing heat treatment after cold rolling.
  • FIG. 13 is a view for comparing the ridging after the forming process of the ferritic stainless steel and the improved ferritic stainless steel in accordance with an embodiment of the present invention for improved formability and leachability,
  • FIG. 14 is a graph showing the average grain size and grain size of the TD (Transverse Direction) surface of a material having a thickness of 0.5 mm after the final cold-rolled annealing of the comparative steel and the ferritic stainless steel with improved formability and lowering property according to an embodiment of the present invention. A comparison of the distributions is shown.
  • TD Transverse Direction
  • a method of manufacturing ferritic stainless steel with improved moldability and lowering property is a process of manufacturing slab by continuously casting molten steel, a process of manufacturing hot rolled steel sheet, a first heat treatment process, and cold rolling. It consists of the process of manufacturing steel sheet.
  • the slab manufacturing process is weight%, Cr: 12.5 ⁇ 18.5%, C: 0.025% or less (excluding 0), N: 0.01 to 0.05%, Ti: 0.05 to 0.4%, Al: 0.2% or less (excluding 0) , Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.5% or less (excluding 0), including the remaining Fe and impurities, the slab is produced by continuously casting molten steel that satisfies the following formulas (1) and (2) do.
  • the cause of leasing in ferritic stainless steels is that the coarse grains formed during casting are rolled without being removed during hot rolling. Such grains are subjected to the annealing heat treatment after cold rolling in which the final product is manufactured. In this case, a grain group which is not easy to remove and which inhibits moldability is formed.
  • the addition of titanium (Ti) to form a fine equiaxed crystal by the TiN compound it is possible to obtain a cast structure in which coarse grains are removed.
  • the main idea is to be able to produce a ferritic stainless steel excellent in corrosion resistance even if the content of chromium-nitride is not reduced by performing annealing (BAF).
  • the N content is high, by adding Ti to control the N content dissolved in the matrix, it is possible to manufacture ferritic stainless steel having excellent moldability without deterioration of elongation.
  • the first heat treatment is preferably carried out continuously annealing at a temperature of 875 ⁇ 1025 °C.
  • the annealing temperature during the first heat treatment is preferably limited to 875 ⁇ 1025 °C.
  • the size of the crystal grains after the first heat treatment is limited to 150 ⁇ m or less, thereby improving the lagging property.
  • the annealing temperature in the present invention means the average value of the temperature until the material is heated while passing through the continuous annealing furnace to reach the maximum temperature, exiting the continuous annealing furnace and just before cooling.
  • the maximum temperature is not the excessive value measured temporarily, but the maximum temperature of the material in the normal range, and the leasing height is 15% after the hot rolling and the continuous annealing followed by the cold rolling and the continuous annealing.
  • the surface roughness is measured in the direction perpendicular to the tension direction from the surface, which means the difference between the maximum height and the minimum height.
  • the amount of chromium (Cr) is preferably 14.5% by weight to 18.5% by weight.
  • chromium is an alloying element added to improve the corrosion resistance of steel.
  • Cr chromium
  • chromium is contained in an amount less than 14.5% by weight, the corrosion resistance of ferritic stainless steel is deteriorated in the composition range of the present invention.
  • chromium is included in excess of 18.5 wt%, there is a high possibility that an increase in finishing roll load and sticking defects occur during hot rolling of the slab and unnecessarily increase the manufacturing cost. .
  • chromium in the embodiment according to the present invention is limited to 14.5% by weight to 18.5% by weight.
  • the quantity of carbon (C) is more than 0 and 0.010 weight% or less.
  • carbon (C) is an austenite stabilization and solid solution strengthening element of steel, when it exceeds 0.010% by weight, the austenite fraction is increased, and the elongation is lowered due to the solid solution strengthening phenomenon, thereby reducing the formability of the product, and corrosion resistance This is because there is a problem to reduce, it is possible to prevent the defect of the stretcher strain (stretcher strain) in the low plastic deformation region.
  • the elongation is a term commonly used as one of the quality characteristics indicating the processability of the cold rolled product of ferritic stainless steel, and when the uniaxial tension of the cold rolled product of ferritic stainless steel is stretched to the initial length Calculate from the divided value.
  • the amount of nitrogen (N) is preferably 0.012% by weight to 0.030% by weight, more preferably 0.015% by weight to 0.023% by weight.
  • nitrogen (N) is added to 0.01 wt% or more as an important element in the present invention, which has an effect of miniaturizing the microstructure of the slab by combining with Ti to form TiN compounds during casting and solidification.
  • the addition of a large amount of more than 0.030% by weight not only inhibits the workability, but also may cause Scab defects caused by TiN, and may cause a problem of inhibiting workability and a stretcher strain of a cold rolled product.
  • the maximum width of the ridging bone after molding can be controlled to 0.7 ⁇ 1.2 ⁇ m, the maximum ridging height (Max B) of 8 ⁇ 14 ⁇ m ,
  • the grain size of the equiaxed crystals is effective to finer 0.7 ⁇ 1.5mm.
  • the amount of silicon (Si) is preferably greater than 0 and 0.5% by weight or less.
  • silicon (Si) is an element added as a deoxidizer during steelmaking and is a ferrite stabilizing element, it is preferable to be contained in a small amount. However, when it contains a large amount in excess of 0.5% by weight, it causes hardening of the material and lowers ductility. It limits to the following.
  • the amount of manganese (Mn) is more than 0 and 0.5 weight% or less.
  • Mn manganese
  • Fume manganese-based fume
  • the amount of titanium (Ti) is preferably 0.15% to 0.30% by weight.
  • titanium (Ti) is an element that plays an important role in miniaturizing the equiaxed grain size of the cast steel structure, it is added to 0.15% by weight or more because it serves to improve the workability by fixing carbon, nitrogen and the like.
  • titanium is added in excess of 0.30% by weight, the manufacturing stage of the stainless steel is increased, causing a sleeve defect of the cold rolled products, in the embodiment according to the present invention limited the content of Ti to the above range do.
  • the amount of aluminum (Al) is more than 0 and 0.15 weight% or less.
  • Al is an element added as a deoxidizer during steelmaking, but when added in excess of 0.15% by weight, it exists as a non-metallic inclusion, which causes a sleeve defect of a cold rolled strip and causes a decrease in weldability according to the present invention.
  • the content of Al in the examples is limited to the above range.
  • the other elements are made of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the continuous casting process according to the first embodiment of the present invention is controlled at a speed of 0.7 ⁇ 1.0 m / min at a temperature of 1530 ⁇ 1550 °C, at this time, the current range of the Electro Magnetic Stirrer (EMS) It is desirable to control the 800 to 1700A.
  • EMS Electro Magnetic Stirrer
  • the equiaxed portion having an average particle size of 1.5 mm or less is about the total thickness in the center It is formed with a thickness of 1/3, since the columnar government, each having an average particle size of 2.0 ⁇ 6.0mm can be formed from both ends of the isometric government to the surface layer.
  • the slabs produced are heated to 1180 ⁇ 1240 °C is made of hot-rolled steel sheet.
  • the continuous casting process is Cr: 12.5-16.5%, C: 0.001-0.025%, N: 0.01-0.05%, Ti: 0.05-0.4%, Al: 0.01-0.2%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.01-0.5%, Cu: 0.01-0.5%, Mo: 0.001-0.5%, Nb: 0.01-0.5%, Ni: 0.01-0.5%, including the remaining Fe and impurities,
  • the fraction of Ti, N, and C and N is characterized by satisfying the above formulas (1) and (2).
  • the amount of chromium (Cr) is preferably 12.5% by weight to 16.5% by weight.
  • chromium (Cr) is an alloying element added to improve the corrosion resistance of steel, and when the chromium is contained in less than 12.5% by weight, the corrosion resistance of ferritic stainless steel is lowered and is contained in excess of 16.5% by weight. In this case, the manufacturing cost increases unnecessarily.
  • the chromium in the embodiment according to the present invention is limited to 12.5 to 16.5% by weight.
  • the amount of carbon (C) is preferably 0.001% to 0.025% by weight.
  • carbon (C) is an austenite stabilizing element of steel, it needs to be limited because it acts to maximize the austenite fraction, and carbon (C) is a solid solution strengthening element, which reduces the elongation when the product exceeds 0.025% by weight. This is because the workability of the product is lowered, the corrosion resistance is reduced, and when the amount is less than 0.001% by weight, additional refining costs are incurred.
  • the elongation is as described in the first embodiment.
  • the amount of nitrogen (N) is preferably 0.01% by weight to 0.05% by weight.
  • nitrogen (N) is added to at least 0.01% by weight as an element that plays an important role in the present invention, which has the effect of miniaturizing the microstructure of the slab by forming a TiN compound by combining with Ti during casting and solidification, This is because the addition of a large amount of nitrogen in excess of 0.05% by weight not only impairs the workability but also causes the stretcher strain of the cold rolled product.
  • the amount of titanium (Ti) is preferably 0.05% to 0.40% by weight.
  • titanium (Ti) is an element that plays an important role in miniaturizing the equiaxed grain size of the cast steel structure, and is added in an amount of 0.05% by weight or more because it serves to fix workability by fixing carbon and nitrogen.
  • the titanium is added in excess of 0.40% by weight, it is because the manufacturing cost of the stainless steel and the sleeve (sliver) defects of the cold rolled products.
  • the amount of aluminum (Al) is preferably 0.01% by weight to 0.2% by weight.
  • aluminum (Al) is an element added as a deoxidizer during steelmaking, and is contained in an amount of 0.01% by weight or more, whereas when aluminum is added in excess of 0.3% by weight, aluminum (Al) is present as a non-metallic inclusion and causes a sleeve defect in the cold rolled strip. This is because it causes a decrease in weldability.
  • the amount of silicon (Si) is preferably 0.01% by weight to 0.5% by weight.
  • silicon (Si) is an element added as a deoxidizer during steelmaking, and is a ferrite stabilizing element, it is preferably contained at 0.01% by weight or more. On the other hand, if it contains a large amount in excess of 0.5% by weight because it causes a problem that the ductility is lowered due to curing of the material.
  • the amount of manganese (Mn) is preferably 0.01% by weight to 0.5% by weight.
  • Manganese (Mn) is an impurity inevitably included in steel, but when it is included in a large amount, manganese fume is generated during welding and causes evaporation of MnS phase, thereby lowering elongation.
  • the amount of copper (Cu) is preferably 0.01% by weight to 0.5% by weight.
  • Cu copper
  • Cu is an impurity that is inevitably included in steel and has an effect of improving corrosion resistance by adding 0.01% or more, but has a problem of deterioration in workability when added in excess of 0.5%.
  • the amount of molybdenum (Mo) is preferably 0.001% by weight to 0.5% by weight.
  • molybdenum (Mo) is added to more than 0.010% to improve the corrosion resistance, especially corrosion resistance, but when added in excess of 0.5% as an expensive element has a problem of increasing the manufacturing cost, lowering the workability Because there is.
  • the amount of niobium (Nb) is preferably 0.001% by weight to 0.5% by weight.
  • Nb niobium
  • 0.001% or more is added to precipitate solid solution C, N as carbonitride to improve the corrosion resistance and formability, while adding a large amount exceeding 0.5% This is because the appearance defects and toughness of the inclusions are lowered and the manufacturing cost is increased.
  • the amount of nickel (Ni) is preferably 0.01% by weight to 0.5% by weight.
  • Ni nickel
  • austenite stabilization increases and as an expensive element, This is because there is a problem to raise.
  • the other elements are made of iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • the casting structure of the comparative type TYPE-I is a phenomenon that occurs when Al deoxidation but Ti, N ratio and each amount is not optimized, which is usually 0.005 It is a cast structure that appears in Ti-added steel in the range of ⁇ 0.01% by weight.
  • the casting structure of TYPE-II which is another comparative example, shows a casting structure having an equiaxed crystallinity improved to 80% or more when Al + Ti complex deoxidation or Mg-based deoxidation is performed.
  • This has a great advantage in improving isotropic crystallization, but it leads to an increase in manufacturing cost by a complex process such as complex deoxidation or Mg-based deoxidation, and does not have a great effect on the refinement of equiaxed grain size.
  • the casting structure of the center half position (1 / 4t point) in the surface layer of the slab is destroyed in the hot rolling process. Tissue refinement is more effective.
  • the cast structure of the ferritic stainless steel with improved formability and leachability according to an embodiment of the present invention is formed in the same form as TYPE-III, the TYPE-III cast structure is Al alone deoxidation and N content 0.012 ⁇ 0.03% by weight It is obtained from Ti additive steel which consists of.
  • the cast structure obtained is characterized in that the portion (half position (1 / 4t point) of the center portion at the surface portion) that is easy to be broken between the thermal studies has columnar structure, but the portion (half position (center portion) (which is difficult to break in the hot rolling process) It can be seen that the casting structure of the equiaxed part of the center) at the center of 1 / 4t) is less than 1.5mm.
  • the slab cast as described above is manufactured into a hot rolled steel sheet through rough rolling and filamentous zinc in the process of manufacturing a hot rolled steel sheet, and then manufactured into a cold rolled steel sheet by a cold rolling process in the process of manufacturing a cold rolled steel sheet through a first heat treatment.
  • the method of manufacturing ferritic stainless steel with improved formability and lowering property further includes a second heat treatment process of continuously annealing the cold rolled steel sheet at a temperature of 775 to 925 ° C. Include.
  • the grain size of the cold rolled steel sheet is 40 ⁇ m or less (excluding 0 ⁇ m). It can be seen that the lowering property is improved by having a).
  • the annealing temperature in the process of the secondary heat treatment according to an embodiment of the present invention is preferably carried out continuous annealing at 775 ⁇ 850 °C.
  • the reason is that by minimizing the occurrence of ridging, as shown in FIG. 3A, the ridging property can be greatly improved.
  • the ferritic stainless steel with improved moldability and lowering property is preferably satisfying the following formulas (1) and (2), and the reason is as described above.
  • Example 1 15.2 0.007 0.020 0.130 0.100 0.14 0.25 0.074 0.020 0.003 0.16
  • Example 2 16.0 0.008 0.016 0.240 0.090 0.17 0.26 0.071 0.020 0.004 0.16
  • Example 3 16.2 0.004 0.020 0.170 0.030 0.19 0.10 0.030 0.020 0.003 0.02
  • Example 4 16.1 0.004 0.017 0.230 0.080 0.19 0.12 0.030 0.020 0.002 0.01
  • Example 5 17.8 0.009 0.017 0.310 0.120 0.22 0.11 0.050 0.030 0.002 0.05
  • Example 6 13.8 0.005 0.021 0.190 0.030 0.18 0.19 0.080 0.020 0.003 0.09 Comparative Example 1 17.6 0.007 0.008 0.300 0.070 0.19 0.28 0.070 0.030 0.003 0.18 Comparative Example 2 16.5 0.010 0.011 0.005 0.003 0.47 0.22 0.020 0.009 0.
  • Table 1 shows the alloying components of the examples and the comparative examples of ferritic stainless steel.
  • the contents of Ti, N, and C were controlled, and the Examples and Comparative Examples confirmed the components by vacuum dissolution.
  • Examples and comparative examples according to [Table 1] were manufactured by ferrite-based stainless steel hot rolled steel sheet by a rough rolling mill and a continuous finishing rolling mill, followed by continuous annealing and pickling, followed by cold rolling and cold rolling annealing.
  • the lowering grade in the Table 2 is the ridging height grade measured after 15% tension (Wt basis), the first grade is less than 11 ⁇ m, the second grade is 11 ⁇ m-14 ⁇ m, the third grade is 14 ⁇ m-18 ⁇ m, The fourth grade represents 18 ⁇ m or more, where the first grade corresponds to the range targeted in the present invention.
  • Examples 1 to 6 satisfy Ti / N of 5 to 20, and N / C of 1.5 to 6. On the other hand, in Comparative Examples 1 to 6, Ti / N did not satisfy 5 to 20, and N / C did not satisfy 1.5 to 6.
  • Examples 1 to 6 were able to reduce the unit cost compared to the STS 430 steel while omitting the annealing (BAF) process, it was confirmed that the lowering ability is superior to the commercially available STS 430 steel.
  • the ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention the moldability and the lowering property improved, the fraction f (A) of the grain A species with a deviation angle of less than 15 ° from the crystal orientation ⁇ 111 ⁇ ⁇ 112> It is preferable that the ratio f (A) / f (B) of the fraction f (B) of grain B species whose deviation angle is less than 15 degrees from the orientation ⁇ 111 ⁇ ⁇ 110> is less than 3.0.
  • the fraction of grain C species having a deviation angle of 15 degrees or less from the crystal orientation ⁇ 113 ⁇ ⁇ 361> was 15% or less
  • the fraction of grain D species having an angle of 15 degrees or less from the crystal orientation ⁇ 111 ⁇ // ND It is preferable that it is 35% or more.
  • the occurrence of leasing is minimized when the fraction of grain C species having a deviation angle of less than 15 ° from the orientation of ⁇ 113 ⁇ ⁇ 361> is less than 15%, and the occurrence of leasing increases as the fraction increases. Able to know.
  • FIG. 6 (a) is a photograph showing ferritic stainless steel with improved formability and lowering property according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 6 (b) is a photograph showing a comparative example.
  • the final product of the ferritic stainless steel with improved formability and lowering property according to an embodiment of the present invention has a higher microstructure at a higher fraction than the comparative example, thereby improving the lowering property.
  • the fraction of grain D species having a crystal direction within 15 degrees from ⁇ 111 ⁇ // ND should be higher than 35%.
  • FIG. 7 is a graph showing the relationship between the fraction of grain D and formability, and an average r value, which is one of the indices of formability, is defined by the following equation.
  • Average r value ⁇ r (0 °) + 4 ⁇ r (45 °) + r (90 °) ⁇ / 4
  • r refers to the ratio of elongation in the width direction and the thickness direction after stretching the material 15% in the angular direction. The larger the value, the better the formability and the corresponding grains are formed at a higher fraction.
  • the average r value is preferably 1.2 or more.
  • Figure 8 (a) is a photograph showing a ferritic stainless steel with improved moldability and lowering properties according to an embodiment of the present invention
  • Figure 8 (b) is a photograph showing a comparative example.
  • 8b is a photograph showing a microstructure of a specific comparative example, in which the fraction of grain D species having an angle within 15 ° from the ⁇ 111 ⁇ // ND crystal direction is determined according to an embodiment of the present invention.
  • the leaching grade is inferior to grade 3, although the moldability is excellent due to the similar fraction as ferritic stainless steel with improved gritability.
  • the present invention provides an easier method for obtaining the excellent formability and leachability as described above, in the cold rolling annealing heat treatment after cold rolling 975 °C or more 975
  • the heat treatment is performed at an annealing temperature of not higher than °C.
  • the crystal orientation is easy to measure using the backscatter diffraction (EBSD) method, which is a well-known measurement method for determining the crystal orientation and does not necessarily limit the crystal orientation measurement method in the present invention.
  • EBSD backscatter diffraction
  • the misorientation angle means an angle between two crystal orientations to be compared.
  • Figure 11 (a) is a general ferritic stainless steel
  • the maximum width (Max A) of the ridging bone is observed to be less than 2 ⁇ m, the maximum ridging height (Max B) 15 ⁇ m or less It can be seen that this is improved.
  • STS430 steel material which is one of typical steel grades of general ferritic stainless steel, shows the same aspect as the comparative B group.
  • the peculiarity can be seen that the maximum width of the ridging bone appears wide in the range of 4-6 ⁇ m, which leads to the load of the buffing process, which can lead to an increase in the post-treatment process cost.
  • the STS439 steel material shows the same pattern as the comparative A group and shows a typical ridging pattern classified as stabilized steel. However, it can be seen that the maximum height of the ridging is shown in the range of 15 to 25 ⁇ m when the ridging control technology is not reflected.
  • the ferritic stainless steel with improved formability and leachability according to an embodiment of the present invention is controlled to the average grain size of the final annealing recrystallized structure of the cold-rolled annealing product more than 0 to 25 ⁇ m It can be seen that fine grains are formed in comparison with the comparative examples by controlling the length / thickness ratio of the average grains to 1.5 to 3.0.
  • the aspect ratio (average ratio) of the average grains of the average grain length / thickness to 1.5 ⁇ 3.0 to form a fine grain of 0 ⁇ 25 ⁇ m compared to the comparative examples, It is effective in suppressing the orange peel edging that causes unevenness such as orange peel and improves the lowering property.

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Abstract

본 발명은 Ti, N을 첨가하여 미세한 입도로 주조가 가능하며, 결정 방위를 제어하여 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 중량%로, Cr: 12.5~18.5%, C: 0.025% 이하(0 제외), N: 0.01~0.05%, Ti: 0.05~0.4%, Al: 0.2% 이하(0 제외), Si: 0.5% 이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 불순물을 포함하되, 하기의 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 과정; 상기 슬라브를 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. 1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1) 5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)

Description

성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법
본 발명은 페라이트계 스테인리스 강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 Ti, N을 첨가하여 미세한 입도로 주조가 가능하며, 결정 방위를 제어하여 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스 강 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.
페라이트계 스테인리스강은 상기와 같은 용도의 부품에 적용하기 위하여 성형가공 시 압연방향에 평행하게 주름형태의 표면결함이 발생되는데 이러한 현상을 리징(ridging)이라 한다.
리징의 발생원인은 근원적으로 조대한 주조조직에 기인한다. 즉, 주조조직이 압연 또는 소둔공정에서 파괴되지 않고 조대한 밴드조직으로 잔류하는 경우 인장가공 시 주변의 재결정 조직과 상이한 폭 및 두께 방향 변형 거동으로 인해 리징 결함으로 표출된다.
이러한 리징 결함은 제품의 외관을 나쁘게 하기 때문에 성형 후에 리징이 발생한 부분에 추가의 연마공정을 필요로 하여 최종제품의 제조단가를 상승시키는 원인이 된다.
페라이트계 스테인리스강의 하나인 STS430강은 약 16중량%의 크롬(Cr)을 함유한 강으로 페라이트계 스테인리스강의 대표적인 강종이며, 가정용 양식기 및 가전제품 부품용으로 널리 사용되고 있다.
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.
한편, 상소둔을 실시하여 표면 품질이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 제조방법에 관해서는 "표면 품질이 우수한 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조방법 (공개특허 10-2011-0077095)" 등에서 구체적으로 공지되어 있다.
그러나, 상기와 같은 선행문헌들은 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, 열간압연 후 상소둔 열처리를 실시함에 따라, 생산비용 및 제조시간이 증가되고, 생산성이 저하되는 문제점을 해결하지 못하였으며, 제조시간이 증가함에 따라, 생산성이 저하되는 문제점을 가지고 있었다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위한 본 발명은 상소둔 열처리 공정을 생략하고 연속 소둔 열처리가 가능하여 원가를 절감할 수 있으면서도, 내리징성 및 성형성을 향상시킬 수 있는 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 중량%로, Cr: 12.5~18.5%, C: 0.025% 이하(0 제외), N: 0.01~0.05%, Ti: 0.05~0.4%, Al: 0.2% 이하(0 제외), Si: 0.5% 이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 불순물을 포함하되, 하기의 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 과정; 상기 슬라브를 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.
1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1)
5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)
바람직하게, 본 발명의 제1 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 Cr: 14.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.012~0.03%, Ti: 0.15~0.3%, Al: 0.15% 이하(0 제외)이고, 하기의 수식 (3) 및 (4)를 만족하는 것을 특징으로 할 수 있다.
1.5 ≤ N/C ≤ 5 ------- (3)
8 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (4)
상기 슬라브를 제조하는 과정에서, 연속주조 공정은 1530 ~ 1550℃의 온도에서 0.7 ~ 1.0 m/min의 속도로 제어하면서, 전자교반장치(EMS; Electro Magnetic Stirrer)의 전류범위를 800 ~ 1700A로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 슬라브는 1180 ~ 1240℃로 가열되어 열연강판으로 제조되는 것을 특징으로 한다.
바람직하게, 본 발명의 제1 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 상기 냉연강판을 냉연연속 소둔공정에 의해 775 ~ 925℃가 되도록 2차 열처리하는 과정;을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 제2 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 Cr: 12.5~16.5%, C: 0.001~0.025%, Al: 0.01~0.2%, Si:0.01~ 0.5% , Mn: 0.01~0.5%이고, Cu: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, Nb: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.5%를 더 포함할 수 있다.
상기 열연강판의 결정립은 150㎛ 이하(0 제외)인 것이 바람직하다.
바람직하게 본 발명의 제2 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 상기 스테인리스 강을 냉간압연한 후, 775℃ 이상 925℃이하의 소둔온도에서 연속소둔(Continuous Annealing Line, CAL)하는 것을 특징으로 할 수 있다.
한편, 본 발명의 제3 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 상기 스테인리스 강을 냉간압연한 후, 775℃ 이상 850℃이하의 소둔온도에서 연속소둔(Continuous Annealing Line, CAL)하는 것을 특징으로 할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 중량%로, Cr: 12.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.01~0.05%, Ti: 0.05~0.4%, Al: 0.2% 이하(0 제외), Si: 0.5% 이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 불순물을 포함하되, 하기의 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 것을 특징으로 한다.
1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1)
5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)
본 발명의 제1 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 Cr: 14.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.012~0.03%, Ti: 0.15~0.3%, Al: 0.15% 이하(0 제외)이고, 하기의 수식 (3) 및 (4)를 만족하는 것을 특징으로 할 수 있다.
1.5 ≤ N/C ≤ 5 ------- (3)
8 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (4)
본 발명의 제2 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 Cr: 12.5~16.5%, C: 0.001~0.025%, Al: 0.01~0.2%, Si:0.01~ 0.5% , Mn: 0.01~0.5%이고, Cu: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, Nb: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.5%를 더 포함할 수 있다.
바람직하게, 본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 결정 방위 {111}<112>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 A종의 분율 f(A)와 결정 방위 {111}<110>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 B종의 분율 f(B)의 비 f(A)/f(B)가 3.0 미만인 것을 특징으로 할 수 있다.
또한, 결정 방위 {113}<361>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 C종의 분율이 15%이하이고, 결정 방위 {111}//ND로부터 각도가 15°이내인 결정립 D종의 분율이 35% 이상인 것을 특징으로 할 수 있다.
한편, 결정립의 크기는 40㎛ 이하인(단, 0㎛ 제외)인 것을 특징으로 할 수 있다.
바람직하게, 본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 최대 리징 폭이 2㎛이하이고, 최대 리징 높이가 15㎛ 이하인 것을 특징으로 할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 주조조직이 등축정부과 주상정부가 1:2의 부피비로 형성되며, 등축정부의 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하이고, 주상정부의 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 슬라브를 이용하여 제조될 수 있다.
상기 열연강판의 결정립은 냉간압연 방향의 결정립의 길이/두께 비가 1.5 ~ 3.0 범위를 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명의 실시예에 따르면 Ti, N, C 함량을 제어하고 결정 방위를 제어하여 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
또한, 제품 성형시 표면결함이 생성되는 것을 방지함으로써, 생산되는 제품의 품질을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
또한, 상소둔 열처리 공정을 생략할수 있어, 원가를 절감시키고 생산성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
도 1a는 본 발명의 일 실시예에 따른 1차 열처리 온도와 리징 발생의 관계를 나타낸 그래프이고,
도 1b는 본 발명의 일 실시예에 따른 1차 열처리 후 결정립의 크기와 리징 발생의 관계를 설명하기 위한 그래프이며,
도 2는 주조조직의 타입별 등축정부와 주상정부의 형성을 비교 설명하기 위한 도면이고,
도 3a는 본 발명의 일 실시예에 따른 2차 열처리 온도와 리징 발생의 관계를 나타낸 그래프이고,
도 3b는 본 발명의 일 실시예에 따른 2차 열처리 후 결정립의 크기와 리징 발생의 관계를 설명하기 위한 그래프이며,
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 비교강의 주조조직 입도 분포를 보여주는 그래프이고,
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강에서 {113}<361> 방위 부근의 결정립 분율과 내리징성의 관계를 보여주는 도면이고,
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 비교예의 {113}<361> 방위 부근에서 결정립을 비교하기 위한 도면이며,
도 7은 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강으로 제조된 냉연 제품에서 {111}//ND 방위 부근의 결정립 분율과 성형성의 관계를 보여주는 도면이고,
도 8은 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 및 비교예의 냉연 제품의 미세조직에서 {111}//ND 방위 부근의 결정립을 비교하기 위한 도면이며,
도 9는 냉간압연 후 소둔 열처리에 있어서 소둔 온도와 {113}<361> 방위 부근의 결정립 분율과의 관계를 보여주는 도면이고,
도 10은 냉간압연 후 소둔 열처리에 있어서 소둔 온도와 {111}//ND 방위 부근의 결정립 분율과의 관계를 보여주는 도면이다.
도 11은 일반적인 페라이트계 스테인리스강(a) 및 본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강(b)을 이용한 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후 표면성상을 보여주는 도면이고,
도 12는 본 발명의 일 실시예에 따라 성형한 후, 리징 골의 최대 폭 및 깊이를 설명하기 위한 그래프이며,
도 13는 본 발명의 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강과 일반적인 페라이트계 스테인리스강의 성형 가공 후 리징을 비교하기 위한 도면이고,
도 14는 비교강과 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 최종 냉연 소둔 후 0.5㎜ 두께를 갖는 소재의 TD(Transverse Direction)면의 평균 결정입도 형상 및 결정입도의 분포의 비교를 나타낸다.
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.
본 발명의 일 실시형태에 따른, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 과정과, 열연강판을 제조하는 과정과 1차 열처리 하는 과정 및 냉연강판을 제조하는 과정으로 구성된다.
슬라브를 제조하는 과정은 중량%로, Cr: 12.5 ~ 18.5%, C: 0.025% 이하(0 제외), N: 0.01 ~ 0.05%, Ti: 0.05 ~ 0.4%, Al: 0.2% 이하(0 제외), Si: 0.5% 이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 불순물을 포함하되, 하기의 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조한다.
1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1)
5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)
일반적으로 페라이트계 스테인리스강에서 리징을 유발하는 원인으로는 주조 시에 형성되는 조대한 결정립이 열연시에 제거되지 않고 압연되는 것을 들 수 있는데, 이러한 결정립은 최종 제품이 제조되는 냉간압연 후의 소둔 열처리에 있어서 제거가 용이하지 않고 성형성을 저해하는 결정립군을 형성한다.
한편, 일반적으로 N가 함유된 일반적인 페라이트계 스테인리스 강에서는 상소둔(BAF:Batch Annealing Furnace) 열처리를 통해 크롬-질화물 때문에 형성되는 크롬 결핍층의 해소가 필수적이다.
만약 크롬 결핍층이 해소되지 않으면 내식성과 표면광택의 열화를 유발하는 문제점을 가지고 있었다.
본 발명에서는 티타늄(Ti)의 첨가를 통해 TiN 화합물에 의한 미세한 등축정이 형성되고, 조대한 결정립이 제거된 주조조직을 얻을 수 있다. 또한, 크롬-질화물의 함량을 낮추어 상소둔(BAF) 열처리를 실시하지 않더라도 내식성이 우수한 페라이트계 스테인리스강을 제조할 수 있는 것을 주요 사상으로 한다.
이에, 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.
이후, 열연강판을 제조하는 과정에서 슬라브를 조압연 및 사상압연 공정에 의해 열연강판을 제조한 후, 1차 열처리하는 과정에서 연속 소둔을 실시한 다음, 냉연강판을 제조하는 과정에서 냉간압연을 실시하여 제조한다.
1차 열처리하는 과정은 875 ~ 1025℃의 온도로 연속 소둔을 실시하는 것이 바람직하다.
그 이유는 도 1에 도시된 바와 같이, 연속 소둔시 875℃ 미만의 소둔온도에서 연속 소둔을 실시하는 경우, TiC, TiN 등 석출물에 의한 재결정 방해에 의하여 재결정이 어려우며, 소둔온도가 1025℃를 초과하여 연속 소둔을 실시하는 경우 결정립이 과도하게 성장함에 따라 리징 발생을 증가시키기 때문이다.
따라서, 1차 열처리시 소둔온도는 875 ~ 1025℃로 제한하는 것이 바람직하다. 이에, 1차 열처리 후 결정립의 크기를 크기가 150㎛ 이하로 제한하여, 내리징성을 향상시킬 수 있음을 알 수 있다.
한편, 본 발명에서 소둔온도라 함은, 소재가 연속 소둔로를 통과하는 동안 가열되어 최대 온도에 도달한 후, 연속 소둔로를 빠져 나와 냉각되기 직전까지의 온도의 평균값을 의미한다.
또한, 최대 온도는 일시적으로 측정되는 과도한 값이 아닌, 통상적인 범위에서 소재가 처하는 최대 온도를 의미하며, 리징 높이라 함은 열간압연 후 연속소둔한 소재를 이어서 냉간압연 및 연속소둔한 후에 15% 인장한 후 표면에서 인장방향에 수직한 방향으로 표면조도를 측정하여 최대 높이와 최저 높이의 차이를 의미한다.
이하 본 발명의 제1 실시예에 대하여 설명한다.
본 발명의 제1 실시예에 따른, 연속주조하는 과정은 Cr: 14.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.012~0.03%, Ti: 0.15~0.3%, Al: 0.15% 이하(0 제외), Si: 0.5%이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, Ti와 N 및 C와 N의 분율은 하기의 수식 (3) 및 (4)를 만족하는 것을 특징으로 한다.
1.5 ≤ N/C ≤ 5 ------- (3)
8 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (4)
이하에서는 본 발명에 따른 제1 실시예에서의 성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명하기로 한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
Cr: 12.5~18.5%
크롬(Cr)의 양은 14.5중량% 내지 18.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 크롬(Cr)은 강의 내식성을 향상시키기 위해 첨가하는 합금원소로, 크롬이 14.5중량% 미만으로 포함되는 경우에는, 본 발명의 조성 범위에서는 페라이트계 스테인리스강의 내식성이 저하되어 문제된다. 반면, 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 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, 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, 연신율은 페라이트계 스테인리스강의 냉연제품의 가공성을 알려 주는 품질특성 중 하나로서 널리 통용되는 용어이며, 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, 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, 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.
바람직하게, 본 발명의 제1 실시예에 따른 연속주조하는 과정은 1530 ~ 1550℃의 온도에서 0.7 ~ 1.0 m/min의 속도로 제어하며 이때, 전자교반장치(EMS; Electro Magnetic Stirrer)의 전류범위를 800 ~ 1700A로 제어하는 것이 바람직하다.
왜냐하면, 도 3에 도시된 바와 같이, 슬라브의 주조조직 형상이 TYPE-Ⅲ과 같이 두께 방향으로 3등분으로 구획시, 평균 입도가 1.5㎜ 이하(0 제외)인 등축정부가 중심부에 전체 두께의 약 1/3의 두께로 형성되며, 각각 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 주상정부가 등축정부의 양단에서 표층부까지 형성될 수 있기 때문이다.
즉, 중심부의 등축정부를 미세하게 형성함으로써, 소재의 내리징성을 향상시키는 효과가 있으며, TYPE-I 및 Ⅱ에 대해서는 후술하기로 한다.
이와 같이, 제조된 슬라브는 1180 ~ 1240 ℃로 가열되어 열연강판으로 제조된다.
이하 본 발명의 제2 실시예에 대하여 설명한다.
본 발명의 제2 실시예에 따른, 연속주조하는 과정은 Cr: 12.5~16.5%, C: 0.001~0.025%, N: 0.01~0.05%, Ti: 0.05~0.4%, Al: 0.01~0.2%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.01~0.5%, Cu: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, Nb: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.5%, 나머지 Fe 및 불순물을 포함하며, Ti와 N 및 C와 N의 분율은 상기 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 것을 특징으로 한다.
이하에서는 본 발명에 따른 제2 실시예의 성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명하기로 한다.
Cr: 12.5~16.5%
크롬(Cr)의 양은 12.5중량% 내지 16.5중량%인 것이 바람직하다.
왜햐하면, 크롬(Cr)은 강의 내식성을 향상시키기 위해 첨가하는 합금원소로, 상기 크롬이 12.5중량% 미만으로 포함되는 경우에는, 페라이트계 스테인리스강의 내식성이 저하되고, 16.5중량%를 초과하여 포함되는 경우에는 제조단가 증가를 불필요하게 증가시키기 때문이다.
따라서, 본 발명에 따른 실시 예에서의 상기 크롬은 12.5~16.5중량%로 한정한다.
C: 0.001~0.025%
탄소(C)의 양은 0.001중량% 내지 0.025중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 탄소(C)는 강의 오스테나이트 안정화원소이기 때문에 오스테나이트 분율을 최대화하는 작용을 하기 때문에 제한이 필요하며, 탄소(C)는 고용강화 원소로서 0.025 중량%를 초과하는 경우 연신율을 저하시켜 제품의 가공성을 저하시키고, 내식성을 감소시키며, 0.001중량%를 미만인 경우 추가 정련 비용을 발생시키기 때문이다.
이때, 상기 연신율은 상기 제1 실시예에서 설명한 바와 같다.
N: 0.01~0.05%
질소(N)의 양은 0.01중량% 내지 0.05중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 질소(N)는 주조 및 응고시 Ti와 결합하여 TiN 화합물을 형성함으로써 슬라브의 미세조직을 미세화시키는 효과가 있는, 본 발명에서 중요한 역할을 하는 원소로서 0.01중량% 이상으로 첨가하는 반면, 상기 질소가 0.05중량%를 초과하여 다량의 첨가되면 가공성을 저해시킬 뿐만 아니라 냉연제품의 스트레처 스트레인(Stretcher Strain)의 원인이 되기 때문이다.
Ti: 0.05~0.40%
티타늄(Ti)의 양은 0.05중량% 내지 0.40중량%인 것이 바람직하다.
그 이유는, 티타늄(Ti)은 주편 조직의 등축정 입도를 미세화시키는 중요한 역할을 하는 원소로서, 탄소, 질소 등을 고정시켜 가공성을 향상시키는 역할을 하므로 0.05중량% 이상으로 첨가한다. 반면, 상기 티타늄이 0.40중량%을 초과하여 첨가되는 경우에는, 스테인리스강의 제조단가 증가 및 냉연제품의 슬리브(sliver) 결함의 원인이 되기 때문이다.
Al: 0.01~0.2%
알루미늄(Al)의 양은 0.01중량% 내지 0.2중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 알루미늄(Al)은 제강 시 탈산제 역할로 첨가되는 원소로서, 0.01중량% 이상으로 함유되는 반면, 알루미늄이 0.3중량%를 초과하여 첨가되는 경우에는 비금속 개재물로 존재하여 냉연스트립의 슬리브 결함의 원인이 되며 용접성 저하를 일으키기 때문이다.
Si: 0.01~0.5%
실리콘(Si)의 양은 0.01중량% 내지 0.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 실리콘(Si)은 제강시 탈산제 역할로 첨가되는 원소이며, 페라이트 안정화원소이므로 0.01중량% 이상으로 함유되는 것이 좋다. 반면, 0.5중량%를 초과하여 다량 함유되면 재질의 경화를 일으켜서 연성을 저하되는 문제점을 갖기 때문이다.
Mn: 0.01~0.5%
망간(Mn)의 양은 0.01중량% 내지 0.5중량%인 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 때문이다.
Cu: 0.01~0.5%
구리(Cu)의 양은 0.01중량% 내지 0.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 구리(Cu)는 강중에 불가피하게 포함되는 불순물로서, 0.01% 이상 첨가함으로써 내식성이 개선되는 효과를 갖지만, 0.5%를 초과하여 첨가하면 가공성이 저하되는 문제점을 가지고 있기 때문이다.
Mo: 0.001~0.5%
몰리브덴(Mo)의 양은 0.001중량% 내지 0.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 몰리브덴(Mo)는 0.010% 이상이 첨가되어 내식성, 특히 내공식성을 향상시키는 효과가 있으나, 고가의 원소로 0.5%를 초과하여 첨가되는 경우 제조 원가를 상승시키고, 가공성을 저하시키는 문제점을 가지고 있기 때문이다.
Nb: 0.001~0.5%
나이오븀(Nb)의 양은 0.001중량% 내지 0.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 나이오븀(Nb)는 고가의 원소로서, 0.001% 이상이 첨가되어 고용 C, N을 탄질화물로 석출시켜 내식성 개선 및 성형성 향상에 효과를 갖는 반면, 0.5%를 초과하여 다량 첨가하게 되면 개재물에 의한 외관 불량 및 인성이 저하되며, 제조 원가를 상승시키는 문제점을 가지고 있기 때문이다.
Ni: 0.01~0.5%
니켈(Ni)의 양은 0.01중량% 내지 0.5중량%인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 니켈(Ni)은 강중에 불가피하게 포함되는 불순물로서, 0.01%이상이 첨가되어 내식성을 향상시키는 효과를 갖는 반면, 다량 첨가하게 되면 오스테나이트 안정화도가 증가하고 고가의 원소로서, 제조 원가를 상승시키는 문제점을 가지고 있기 때문이다.
전술한 원소들을 제외한 나머지 원소는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
도 3 및 도 4에 도시된 바와 같이, 비교예인 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.
또한, 또다른 비교예인 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 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 주조조직은 TYPE-Ⅲ과 같은 형태로 형성되며, 이러한 TYPE-Ⅲ 주조조직은 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.
상기와 같이 주조된 슬라브는 열연강판을 제조하는 과정에서 조압연 및 사상아연을 통해 열연강판으로 제조된 후 1차 열처리를 거쳐 냉연강판을 제조하는 과정에서 냉간압연 공정에 의해 냉연강판으로 제조된다.
바람직하게, 본 발명의 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강 제조방법은 제조된 냉연강판을 775 ~ 925℃의 온도로 냉연강판을 연속 소둔하는 2차 열처리하는 과정을 더 포함한다.
도 3에 도시된 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따라 제2 열처리 과정에서 소둔온도를 775 ~ 925℃로 연속소둔을 실시하는 경우, 냉연강판의 결정립 크기가 40㎛ 이하(단, 0㎛ 제외)를 갖도록 하여 내리징성이 향상됨을 알 수 있다.
또한, 본 발명이 제공하는 소둔 온도 범주를 벗어나는 범위에서 제조할 경우 결정립이 과도하게 성장하거나 재결정이 완료되지 않아 리징이 심해지는 것을 알 수 있다.
보다 바람직하게, 본 발명의 실시예에 따른, 2차 열처리하는 과정에서 소둔 온도는 775 ~ 850℃로 연속소둔을 실시하는 것이 바람직하다.
그 이유는, 도 3a에 도시된 바와 같이 리징 발생을 최소화함으로써, 내리징성을 크게 향상시킬 수 있기 때문이다.
이하, 본 발명의 실시예에 의해 제조된 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강에 대하여 도면을 참조하여 설명한다.
본 발명의 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 하기 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 것이 바림직하며, 그 이유는 앞서 설명한 바와 같다.
1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1)
5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)
표 1
Cr C N Ti Al Si Mn Cu Mo Nb Ni
실시예 1 15.2 0.007 0.020 0.130 0.100 0.14 0.25 0.074 0.020 0.003 0.16
실시예 2 16.0 0.008 0.016 0.240 0.090 0.17 0.26 0.071 0.020 0.004 0.16
실시예 3 16.2 0.004 0.020 0.170 0.030 0.19 0.10 0.030 0.020 0.003 0.02
실시예 4 16.1 0.004 0.017 0.230 0.080 0.19 0.12 0.030 0.020 0.002 0.01
실시예 5 17.8 0.009 0.017 0.310 0.120 0.22 0.11 0.050 0.030 0.002 0.05
실시예 6 13.8 0.005 0.021 0.190 0.030 0.18 0.19 0.080 0.020 0.003 0.09
비교예 1 17.6 0.007 0.008 0.300 0.070 0.19 0.28 0.070 0.030 0.003 0.18
비교예 2 16.5 0.010 0.011 0.005 0.003 0.47 0.22 0.020 0.009 0.290 0.12
비교예 3 16.2 0.039 0.040 0.002 0.003 0.32 0.35 0.040 0.020 0.004 0.16
비교예 4 17.8 0.010 0.009 0.210 0.060 0.33 0.27 0.060 0.030 0.500 0.19
비교예 5 13.8 0.007 0.008 0.210 0.005 0.58 0.30 0.050 0.026 0.005 0.13
표 2
Ti/N N/C 리징등급
실시예 1 6.5 2.9 1
실시예 2 15.0 2.0 1
실시예 3 8.5 5.0 1
실시예 4 13.5 4.3 1
실시예 5 18.2 1.9 1
실시예 6 9.0 4.2 1
비교예 1 37.5 1.1 3
비교예 2 0.5 1.1 4
비교예 3 0.1 1.0 2
비교예 4 23.3 0.9 4
비교예 5 26.3 1.1 4
[표 1]에서는 페라이트계 스테인리스강인 실시예들 및 비교예들의 합금성분을 나타냈다. [표 1]의 실시예들에서는 Ti, N, C의 함량을 제어한 것으로 상기 실시예들 및 비교예들은 진공용해하여 성분을 확인하였다.
[표 1]에 따르는 실시예들 및 비교예들은 조압연기와 연속마무리 압연기에 의하여 페라이트계 스테인리스 열연강판을 제조하고, 그 후 연속소둔 및 산세를 하고 이어서 냉간압연 및 냉연소둔을 실시하였다.
[표 2]에서는 [표 1]에 따른 실시예들 및 비교예들의 Ti/N, N/C를 나타냈고, 최종 냉연제품의 대표적인 품질인 리징 등급을 확인한 결과를 나타냈다.
이때, [표 2]에서 내리징성 등급은 15% 인장 후 측정한 리징높이 등급(Wt 기준)으로 1등급은 11㎛ 미만, 2등급은 11㎛~14㎛, 3등급은 14㎛~18㎛, 4등급은 18㎛ 이상을 나타내고, 여기서 1등급이 본 발명에서 목표로 하는 범위에 해당한다.
[표 1] 내지 [표 2]을 참조하면, 실시예 1 내지 6은 Ti/N이 5 내지 20을 만족하고, N/C이 1.5 내지 6을 만족한다. 반면, 비교예 1 내지 6은 Ti/N이 5 내지 20을 만족하지 못 하고, N/C이 1.5 내지 6을 만족하지 못함을 확인할 수 있었다.
또한, 실시예 1 내지 6과 같이 티타늄(Ti), 질소(N), 탄소(C)를 제어하여 본 발명의 조성범위를 만족하고, 식(1) 내지 식(2)를 모두 만족하는 경우에는 [표 2]에서와 같이 리징 등급 1등급을 가지는 것을 알 수 있다. 비교예 3과 같이 제조 종 오스테나이트상을 포함하여, 상소둔(BAF) 공정을 필요로 하는 STS 430강의 경우에는 리징 등급 2등급에 해당된다.
따라서 실시예 1 내지 6은 상소둔(BAF) 공정을 생략하면서, STS 430강에 비하여 단가를 낮춤과 동시에 상용되는 STS 430강에 비하여 내리징성이 우수하다는 것을 확인할 수 있었다.
또한 비교예 1, 4, 5와 같이 Ti를 다량 첨가하더라도 본 발명에서 제공하는 식을 만족하지 못하는 경우, 우수한 내리징성이 얻어지지 않음을 확인할 수 있었다.
한편, 본 발명의 일 실시예에 따른, 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 결정 방위 {111}<112>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 A종의 분율 f(A)와 결정 방위 {111}<110>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 B종의 분율 f(B)의 비 f(A)/f(B)가 3.0 미만으로 형성되는 것이 바람직하다.
이때, 결정 방위 {113}<361>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 C종의 분율은 15%이하이고, 결정 방위 {111}//ND로부터 각도가 15°이내인 결정립 D종의 분율이 35% 이상인 것이 바람직하다.
왜냐하면, 도 8에 도시된 바와 같이 {113}<361> 방위로부터 어긋남 각이 15˚ 이내인 결정립 C종의 분율이 15% 이하인 경우 리징 발생이 최소화되며, 그 분율이 증가될수록 리징 발생이 증가됨을 알 수 있다.
따라서, 우수한 내리징성을 확보하기 위해서는 결정립 C종의 분율이 15%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
도 6(a)는 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강을 보여주는 사진이며, 도 6(b)는 비교예를 보여주는 사진이다.
도 6에 나타난 바와 같이, 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강의 최종 제품이 비교예에 비하여 높은 분율로 미세조직이 형성되어 내리징성이 향상됨을 알 수 있다.
한편, 성형성을 향상시키기 위해서는 결정 방향이 {111}//ND로부터 15˚ 이내인 결정립 D종의 분율이 35% 보다 높아야 한다.
도 7은 결정립 D종의 분율과 성형성의 관계를 보여주는 도면으로 성형성을 나타내는 지표 중 하나인 평균 r값은 하기의 식으로 정의된다.
평균 r값 = {r(0˚) + 4 × r(45˚) + r(90˚)} / 4
이때, r(각도)는 해당 각도 방향으로 소재를 15% 인장 후 폭방향과 두께방향의 연신율 비를 의미하며, 이 값이 클수록 우수한 성형성을 가지며 높은 분율로 해당 결정립이 형성된다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 평균 r값이 1.2 이상으로 성형성을 향상시키기 위해서는 결정립 D종의 분율이 35%이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 도 8(a)는 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강을 보여주는 사진이며, 도 8(b)는 비교예를 보여주는 사진이다.
도 8b는 특수한 비교예의 미세조직을 보여주는 사진으로, 별도의 방법으로 {111}//ND 결정방향으로부터 각도가 15˚ 이내인 결정립 D종의 분율이 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강과 유사한 분율을 나타내 성형성이 우수하더라도, 리징등급은 3등급으로 열위하게 나타난다.
이와 같은, 이유는 도 9 및 도 10에 도시된 바와 같이, 본 발명은 상기와 같은 우수한 성형성과 내리징성을 얻기 위한 보다 용이한 방법을 제공하는데, 냉간압연 후 냉연소둔 열처리에 있어서 825 ℃ 이상 975 ℃ 이하의 소둔 온도에서 열처리하는 것이다.
해당 구간에서 온도가 낮을수록 내리징성에 나쁜 영향을 주는 것으로 본 발명이 제시한 {113}<361> 방위 부근의 결정립 C종의 분율이 낮아지며 반면 온도가 높을수록 성형성에 유리한 영향을 주는 것으로 본 발명이 분율을 제시한 {111}//ND 부근의 결정립 D조의 분율이 높아지는 상호 상충된 효과를 가진다.
따라서, 본 발명이 제시하는 구간에서 열처리할 때 최선의 성형성과 내리징성이 동시에 얻어지며, 이 구간 밖에서는 두 가지 특성을 동시에 달성하기 곤란하며, 본 발명은 이 점을 가려 제시하였다.
상기에서 결정방위는 후방산란전자회절(Electron-backscatter diffraction, EBSD)법을 이용하여 측정 용이하며, 이는 결정방위 측정에 있어서 널리 알려진 측정법이며 본 발명에서 굳이 결정방위 측정법을 제한하는 것은 아니다.
어긋남 각(misorientation angle)이란 비교 대상인 두 결정방위 사이의 각도를 의미한다.
도 11(a)는 일반적인 페라이트계 스테인리스강이고, 도 11(b)는 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리강을 이용한 양식기(Φ= 270mm, H=150mm) 성형 후 표면성상을 보여주는 사진이다.
도 11에 도시된 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따르면 성형 후 관찰되는 리징 골의 폭과 깊이가 일반적인 페라이트계 스테인리스강을 이용한 양식기에 비하여 개선되었음을 육안으로도 확인할 수 있다.
또한, 도 12 및 도 13에 도시된 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따르면 리징 골의 최대 폭(Max A)은 2㎛ 이하, 리징 최대 높이(Max B)는 15㎛ 이하로 관찰되어 내리징성이 향상됨을 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.
한편, 도 14에 도시된 바와 같이, 본 발명의 일 실시예에 따른 성형성 및 내리징성이 향상된 페라이트계 스테인리스강은 냉연 소둔제품의 최종 소둔 재결정 조직의 평균 결정입도가 0 초과 25㎛ 이하로 제어하였으며, 평균 결정립의 길이/두께 비를 1.5 ~ 3.0으로 제어하여 비교예들에 비해 미세한 결정립을 형성됨을 알 수 있다.
즉, 본 발명의 실시예에 따르면, 평균 결정립의 길이/두께 비인 평균 결정립의 형상비(aspect ratio)를 1.5 ~ 3.0으로 제어하여 비교예들에 비하여 미세한 0 ~ 25㎛의 결정립을 형성함으로써, 표면에 오렌지 껍질과 같은 요철이 생기는 오렌지 필 발새을 억제하고 내리징성을 향상시킬 수 있는 효과가 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 (18)

  1. 중량%로, Cr: 12.5~18.5%, C: 0.025% 이하(0 제외), N: 0.01~0.05%, Ti: 0.05~0.4%, Al: 0.2% 이하(0 제외), Si: 0.5% 이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 불순물을 포함하되, 하기의 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 용강을 연속 주조하여 슬라브를 제조하는 과정;
    상기 슬라브를 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 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
    1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1)
    5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)
  2. 청구항 1에 있어서,
    Cr: 14.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.012~0.03%, Ti: 0.15~0.3%, Al: 0.15% 이하(0 제외)이고,
    하기의 수식 (3) 및 (4)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
    1.5 ≤ N/C ≤ 5 ------- (3)
    8 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (4)
  3. 청구항 2에 있어서,
    상기 슬라브를 제조하는 과정에서,
    연속주조 공정은 1530 ~ 1550℃의 온도에서 0.7 ~ 1.0 m/min의 속도로 제어하면서, 전자교반장치(EMS; Electro Magnetic Stirrer)의 전류범위를 800 ~ 1700A로 제어하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  4. 청구항 2에 있어서,
    상기 슬라브는 1180 ~ 1240℃로 가열되어 열연강판으로 제조되는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  5. 청구항 1 내지 청구항 4 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 냉연강판을 냉연연속 소둔공정에 의해 775 ~ 925℃가 되도록 2차 열처리하는 과정;을 더 포함하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  6. 청구항 1에 있어서,
    Cr: 12.5~16.5%, C: 0.001~0.025%, Al: 0.01~0.2%, Si:0.01~ 0.5% , Mn: 0.01~0.5%이고,
    Cu: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, Nb: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.5%를 더 포함하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 열연강판의 결정립은 150㎛ 이하(0 제외)인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  8. 청구항 6 또는 청구항 7에 있어서,
    상기 스테인리스 강을 냉간압연한 후, 775℃ 이상 925℃이하의 소둔온도에서 연속소둔(Continuous Annealing Line, CAL)하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 스테인리스 강을 냉간압연한 후, 775℃ 이상 850℃이하의 소둔온도에서 연속소둔(Continuous Annealing Line, CAL)하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강 제조방법.
  10. 중량%로, Cr: 12.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.01~0.05%, Ti: 0.05~0.4%, Al: 0.2% 이하(0 제외), Si: 0.5% 이하(0 제외), Mn: 0.5% 이하(0 제외), 나머지 Fe 및 불순물을 포함하되, 하기의 수식 (1) 및 (2)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
    1.5 ≤ N/C ≤ 6 ------- (1)
    5 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (2)
  11. 청구항 10에 있어서,
    Cr: 14.5~18.5%, C: 0.01% 이하(0 제외), N: 0.012~0.03%, Ti: 0.15~0.3%, Al: 0.15% 이하(0 제외)이고,
    하기의 수식 (3) 및 (4)를 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
    1.5 ≤ N/C ≤ 5 ------- (3)
    8 ≤ Ti/N ≤ 20 ------- (4)
  12. 청구항 10에 있어서,
    Cr: 12.5~16.5%, C: 0.001~0.025%, Al: 0.01~0.2%, Si:0.01~ 0.5% , Mn: 0.01~0.5%이고,
    Cu: 0.01~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, Nb: 0.01~0.5%, Ni: 0.01~0.5%를 더 포함하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
  13. 청구항 10 또는 청구항 12에 있어서,
    결정 방위 {111}<112>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 A종의 분율 f(A)와 결정 방위 {111}<110>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 B종의 분율 f(B)의 비 f(A)/f(B)가 3.0 미만인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
  14. 청구항 13에 있어서,
    결정 방위 {113}<361>로부터 어긋남 각이 15°이내인 결정립 C종의 분율이 15%이하이고, 결정 방위 {111}//ND로부터 각도가 15°이내인 결정립 D종의 분율이 35% 이상인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
  15. 청구항 10 내지 청구항 12 중 어느 한 항에 있어서,
    결정립의 크기는 40㎛ 이하인(단, 0㎛ 제외)인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
  16. 청구항 10 또는 청구항 11에 있어서,
    최대 리징 폭이 2㎛이하이고, 최대 리징 높이가 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
  17. 청구항 10 또는 청구항 11에 있어서,
    주조조직이 등축정부과 주상정부가 1:2의 부피비로 형성되며, 등축정부의 평균 입도가 0 초과 1.5㎜ 이하이고, 주상정부의 평균입도는 2.0 ~ 6.0㎜인 슬라브를 이용하여 제조된, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
  18. 청구항 10 또는 청구항 11에 있어서,
    상기 열연강판의 결정립은 냉간압연 방향의 결정립의 길이/두께 비가 1.5 ~ 3.0 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는, 성형성 및 내리징성이 향샹된 페라이트계 스테인리스강.
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