WO2016064226A1 - 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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annealing
ferritic stainless
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김상석
김지은
박미남
정일찬
박수호
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    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, high-ductility ferritic stainless steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a ferritic stainless steel sheet having high ductility while maintaining high strength to be used as a fastener for automobiles and general hoses And a method for producing the same.
  • Ferritic stainless steel is cheaper than austenitic stainless steel, has a low coefficient of thermal expansion, and has good surface gloss, formability, and oxidation resistance, and thus is widely used in heat-resistant appliances, sink tops, exterior materials, home appliances, and electronic components.
  • Fasteners used in automobiles or general hoses are parts for fastening plastic hoses or pipes. Therefore, high strength is required and ductility should be excellent at the same time because there should be no cracking during bending. In addition, since it is used not only for indoors but also for outdoor environments such as automobiles and requires corrosion resistance, the use of stainless steel is increasing as a material.
  • utility ferrite such as 410UF
  • 410UF is inferior in corrosion resistance with a chromium (Cr) content of 12% and has low elongation and cannot be used for fasteners. Therefore, while attempting to use a 430 system having a relatively high content of chromium (Cr) as a material, there is a problem of low strength to use as a fastener due to the low tensile strength.
  • YS yield strength
  • El elongation
  • the surface needs to satisfy the less than 200.
  • ferritic stainless steel represented by 430 series The main reasons for the quality of ferritic stainless steel represented by 430 series include a number of prior patents related to improved ridging, improved orange peel, and improved in-plane ideality during molding. Technical development is urgently needed to examine and optimize the component system that can satisfy high strength and high ductility at the same time.
  • the present invention has been made to solve this problem, the object of the present invention is to adjust the content of the basic component system and the content of carbon (C), silicon (Si) and nitrogen (N) to be used as a fastener and hot rolled It is to provide a ferritic stainless steel sheet and a method for manufacturing the same, which can realize high strength and high ductility as a microstructure control by post annealing.
  • C carbon
  • Si silicon
  • N nitrogen
  • Hardness (Hv) of the TD (Transverse Direction) surface of the steel sheet after the hot-rolled annealing may be 160 ⁇ 190 in the entire thickness range.
  • the tensile strengths TS 0 , TS 45 , and TS 90 were greater than or equal to 520 MPa in three directions of 0 °, 45 °, and 90 ° in the rolling direction, and 0 °, 45 °, and 90 ° in the rolling direction.
  • the maximum concentration of Si included in the Si-Oxide passivation layer formed on the surface of the steel sheet may be 20 wt% or more.
  • the value of 10 * [A (%)] + 1000 * [B (wt%)] may be 6.5 or more.
  • the manufacturing method of the high strength, high ductility ferritic stainless steel according to an embodiment of the present invention is wt%, C: 0.065 ⁇ 0.09%, N: 0.035 ⁇ 0.06%, Si: 0.6 ⁇ 1.0%, Mn: 0.01 ⁇ 0.70%, P: 0.001-0.035%, S: 0.001-0.005%, Cr: 15.0-17.0%, Ni: 0.001-0.50%, Cu: 0.001-0.50%, balance Fe and unavoidable impurities, and 2 * [ Si] + 10 ([C] + [N]) to produce a slab with a value of 2.2 or more, and hot-rolled, hot-rolled, cold-rolled and cold-rolled annealing the slab, after the hot-rolled annealing TD (Transverse Direction) It is characterized in that the area ratio ( ⁇ below) value for the microstructure of the plane satisfies 0.2 to 0.5.
  • the hot-rolled annealing is characterized in that the hot-rolled steel sheet is subjected to annealing (Batch Annealing) for 3 to 5 hours in the temperature range of 780 ⁇ 850 °C.
  • the cold rolling annealing is performed by bright annealing in the range of 800 ⁇ 900 °C characterized in that the maximum concentration of Si contained in the Si-Oxide passivation layer formed on the surface of the steel sheet is 20 wt% or more.
  • the elongation is improved while maintaining the tensile strength of 520 MPa or more by adjusting the component system, thereby maintaining both high strength and high stretching characteristics. It is possible to provide a ferritic stainless steel with improved corrosion resistance due to the passivation film of silicon and chromium oxide on the surface.
  • annealing microstructure of the TD (Transverse Direction) plane after hot annealing satisfies the ratio of ⁇ unannealed deformed tissue area ⁇ / ⁇ unannealed deformed tissue area + recovery and recrystallized tissue area ⁇ of 0.2 or more and 0.5 or less Example surface photograph.
  • FIG 3 is a comparative graph of the invention example and the comparative example for the microhardness (Hv) of the TD (Transverse Direction) plane after hot-annealed.
  • Figure 4 is a graph showing the 10 * A + 1000 * B value consisting of the equilibrium austenite fraction (A or ⁇ MAX) and the equilibrium carbon concentration (B) present in the austenite at 1000 °C of the stainless steel sheet according to the present invention .
  • FIG. 5 shows the average microhardness of the TD (Transverse Direction) surface of a hot rolled product according to a batch annealing furnace (BAF) annealing temperature for a general 430 (C 400ppm), C upward (C 750ppm), C upward, and Si additive (FIG. Hv).
  • BAF batch annealing furnace
  • Figure 6 is a graph showing the element distribution of the polar surface layer when analyzing the surface of the cold-rolled product by GDS (Glow Discharge Spectroscopy).
  • Carbon (C) is a component capable of improving strength by being precipitated as (Cr, Fe) 23 C 6 , (Cr, Fe) 7 C 3 carbide during batch annealing.
  • (Cr, Fe) 23 C 6 , (Cr, Fe) 7 C 3 carbide during batch annealing.
  • an excessive amount is added to the steel sheet, it is limited to the above range because the elongation is lowered and the workability of the product is significantly reduced.
  • Nitrogen (N) is present as an impurity element in the same way as carbon, and precipitates as Cr 2 N nitride during batch annealing with carbon to improve strength.
  • N Nitrogen
  • Silicon (Si) is an element added as a deoxidizer during steelmaking and is a ferrite stabilizing element. In general, a large amount contained in stainless steel causes hardening of the material to lower the ductility, so it is controlled at 0.4% or less. However, in the present invention, it is necessary to use silicon optimally to be used as a material for automobile fasteners. In the present invention, by increasing the content of silicon to improve the tensile strength and yield strength by the effect of solid solution strengthening, and when added excessively limited to the above range because the elongation is reduced.
  • Manganese (Mn) is an austenite stabilizing element that serves to inhibit roping and ridging. When excessively contained, manganese fume is generated during welding, which causes the precipitation of MnS phase, and thus the elongation is lowered.
  • S Sulfur
  • Chromium (Cr) is an alloying element added to improve the corrosion resistance of steel, the critical content of chromium is 12 wt%.
  • stainless steel containing carbon and nitrogen may cause intergranular corrosion, and the content is limited to the above range in consideration of the possibility of intergranular corrosion and an increase in manufacturing cost.
  • Nickel (Ni) is an austenite stabilizing element along with copper and manganese, which increases the austenite fraction and inhibits roping and leasing.It also serves to improve corrosion resistance by adding a small amount. Increasing the unit price limits the content to the above range.
  • Copper (Cu) is an austenite stabilizing element, which increases the austenite fraction to inhibit roping and leasing, and improves the corrosion resistance by adding a small amount. Increasing the unit price limits the content to the above range.
  • 2 * [Si] +10 ([C] + [N]) value is 2.2 or more. That is, by simultaneously expressing the solid solution strengthening effect of the base material with increasing silicon content and the chromium carbide precipitation strengthening effect with increasing carbon content, tensile strength and ductility, which are tensile properties of cold rolled products, can be simultaneously increased. Referring to Figure 1, by controlling the content of Si, C, N, while maintaining the strength of the tensile strength of 520MPa or more, [TS0 (MPa)] + 10 [EL0 (%)] value satisfies 780, high strength, high ductility ferrite A stainless steel sheet can be obtained.
  • the microstructured strained structure refers to a state before a recovery phenomenon or recrystallization of a metal structure occurs as a strained band structure formed by hot rolling.
  • the microstructured deformed structure increases the thickness hardness average value of the hot rolled product and ultimately serves to improve the tensile strength of the cold rolled product. If the area ratio ( ⁇ ) of the microstructure is less than 0.2, sufficient tensile strength cannot be improved. If the area ratio ( ⁇ ) of the microstructure is more than 0.5, the ductility is low and workability cannot be secured. It is limited to.
  • the high strength, high ductility ferritic stainless steel sheet preferably has a value of 10 * [A (%)] + 1000 * [B (wt%)] of 6.5 or more.
  • a and B are the equilibrium austenite fractions at A: 1000 ° C., respectively, and the equilibrium carbon concentration present in B: austenite.
  • austenite stabilizing element increases, the austenite phase fraction increases, and the equilibrium carbon concentration present in the austenite increases.
  • [TS (MPa)] + 10 [EL (%)] is represented by 780 or more.
  • Method for producing a high strength, high ductility ferritic stainless steel sheet is carbon (C): 0.065 ⁇ 0.09%, nitrogen (N): 0.035 ⁇ 0.06%, silicon (Si): 0.6 ⁇ 1.0% , Manganese (Mn): 0.01-0.70%, phosphorus (P): 0.001-0.035%, sulfur (S): 0.001-0.005%, chromium (Cr): 15.0-17.0%, nickel (Ni): 0.001-0.50% , Copper (Cu): 0.001 to 0.50%, the balance of iron (Fe) and unavoidable impurities, 2 * [Si] + 10 ([C] + [N]) value of 2.2 or more hot rolled steel sheet to the TD ( Transverse Direction) includes the process of partial annealing such that the surface microstructure is [area of unannealed deformed tissue] / [area of unannealed deformed tissue + area of recovery and recrystallized tissue]
  • the partial annealing means that the deformation band remains for 100% of the recrystallized structure by the whole recovery annealing of the hot rolled product.
  • micro-annealed strain bands are present, and the area ratio ( ⁇ ) of the microstructure is controlled to 0.2 to 0.5 so that the microhardness (Hv) of the TD (Transverse Direction) surface of the hot-annealed product is 160 or more and less than 190 in the entire thickness range. Can be implemented.
  • Partial annealing is preferably carried out by annealing in the temperature range of 780 ⁇ 850 °C.
  • the annealing temperature is a temperature at which some annealed recrystallized tissue and microannealed strain bands can be mixed.
  • the microannealed structure is difficult to form and thus tensile strength may be difficult to obtain. In this case, it is difficult to secure the recrystallized structure, and thus the elongation cannot be secured.
  • This hot-rolled steel sheet may be manufactured as a final steel sheet through cold rolling in a conventional manner, it is obvious that other additional processes may be added as needed.
  • the method of manufacturing a high strength, high ductility ferritic stainless steel sheet according to an embodiment of the present invention further includes a process of performing bright annealing (BA, Bright Annealing) of 800 ⁇ 900 °C based on the material temperature of the steel sheet after cold rolling can do.
  • BA Bright Annealing
  • the maximum concentration (wt%) of Si observed in the Si-Oxide passivation layer formed in the polar surface layer ( ⁇ 15 nm) is observed more than the Cr-Oxide passivation layer, and in this case, the corrosion resistance is significantly improved. Can be.
  • Table 1 was changed to the alloy component of the ferritic stainless steel according to the present invention and the steel type was divided into the invention and comparative examples.
  • the slabs produced in the casting process for the steels listed in Table 1 were reheated at the cracking zone temperature of 1,180 °C for 60 minutes in the furnace, and then rolled to a completion temperature of 800 °C or higher by a roughing mill and a continuous finishing rolling mill to produce hot rolled sheets. Then, in a batch annealing, the temperature of the innermost inner coil of the coil is increased to 0.1 ° C / s or more from room temperature to 500 ° C and 0.01 ° C when heated to a temperature range of 780 ° C to 850 ° C. After the temperature was raised to below °C / s, and maintained at different times in the temperature range of 780 ⁇ 850 °C. After that, cooling was performed at 0.015 ° C / s or less to 500 ° C, and then annealing heat treatment was performed at 0.03 ° C / s or less to room temperature.
  • the microstructured strained structure refers to a state before a recovery phenomenon or recrystallization of a metal structure occurs as a deformation band structure formed by hot rolling.
  • ⁇ represents a numerical value defined as TS (MPa) + 10 * El (%).
  • the value of ⁇ 0 in the 0 ° direction with respect to the rolling direction in the above-described plate surface is a value obtained by using the tensile strength TS and the elongation El values obtained at the tensile test of the cold rolled product.
  • Tensile test to obtain the tensile strength in Table 2 was taken from the B-type tensile test piece of JIS13 in the direction of 0 degrees to the rolling direction on the plate surface, and subjected to a tensile test according to JIS Z 2241, the temperature at the tensile test The crosshead speed at room temperature and strain rate was performed at 20 mm / min.
  • the steel grade A ⁇ G satisfies ⁇ ⁇ 2.2.
  • the steel grades A to G satisfy 0.2 ⁇ ⁇ ⁇ 0.5.
  • A-G steel grades satisfy ⁇ ⁇ 780.
  • H grades and I grades can be seen that the ⁇ value is 1.4, 1.55 outside the ⁇ value range of the present invention.
  • the C content and Si content are low at the same time, the precipitation strengthening effect by Cr-carbide precipitate is low, and the Si content is low, so that the solid solution strengthening effect of the matrix is lowered, and the ⁇ value of the cold rolled product is outside the scope of the present invention. Confirmed.
  • J grades and K grades of ⁇ are 1.7, 1.85, which is relatively higher than H grade or I grade, but it can be seen that it is outside the range of ⁇ value of the present invention.
  • the steel grades J and K have a high C content and have sufficient precipitation strengthening effect due to Cr-carbide precipitates, but the Si content is low, so that the solid solution strengthening effect of the matrix is lowered, and the ⁇ value of the cold rolled product is out of the present invention. It was.
  • the L and M steel grades of ⁇ values of 1.9 and 2.0 are relatively higher than those of the H steel grades or I steel grades, but are out of the range of ⁇ values of the present invention.
  • the L and M grades have a high Si content, which may lead to a solid-solution strengthening effect of the matrix, but the C content is low, so that the precipitation strengthening effect by Cr-carbide precipitates is low, and the ⁇ value of the cold rolled product is out of the present invention. Confirmed.
  • N grades and O grades have a ⁇ value of 2.2 to 2.3, which satisfies the ⁇ value of the present invention, and the C content and Si content are high at the same time, and the ⁇ of the cold rolled product is enhanced by the precipitation strengthening effect by Cr-carbide precipitate and the solid solution effect on Si.
  • the Cr content does not satisfy the corrosion resistance required for automobile and general fastener applications at a level of 13%, which is outside the scope of the present invention.
  • the B-type tensile test piece of JIS 13 was collected in three directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction on the plate surface of the cold rolled product, and JIS
  • the results of the tensile test according to Z 2241 are shown.
  • the temperature at the time of tensile test is prescribed
  • the values of ⁇ were calculated as ⁇ 0 , ⁇ 45 , and ⁇ 90 using the tensile strength (TS) and El (%) values obtained in each direction.
  • the grades A to G of the steel sheet are 520 MPa or more in all of the TS 0 , TS 45 , and TS 90 values in all three directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction, and ⁇ 0 , ⁇ 45 , ⁇ 90 values. It shows that all are 780 or more.
  • the comparative example of H ⁇ M steel is less than 520MPa for all TS 0 , TS 45 , TS 90 values in all three directions of 0 °, 45 °, and 90 ° with respect to the rolling direction, ⁇ 0 , ⁇ 45 , ⁇ 90 It can be seen that all of the values have a value less than 780.
  • FIG. 1 is a graph showing the value of [TS 0 (MPa)] + 10 [EL 0 (%)] according to the value of 2 * [Si] +10 ([C] + [N]).
  • Cr-Carbide according to the solid-solution strengthening effect of the base metal according to the increase of Si content and the increase of the C content
  • 2 is an area ratio ( ⁇ ) ⁇ unannealed deformed tissue area ⁇ / ⁇ unannealed deformed tissue area + recovery and recrystallized tissue area ⁇ of the microstructure of the TD (Transverse Direction) plane after hot-annealing satisfies 0.2 or more and 0.5 or less
  • TD Transverse Direction
  • Example 3 is a comparative graph of Inventive Example B and Comparative Example I for the microhardness (Hv) of the TD (Transverse Direction) plane after hot-rolling annealing.
  • Example B is illustrated as an example of the present invention in FIG. 3, and an example of I is shown as a comparative example.
  • Figure 4 is a graph showing the 10 * A + 1000 * B value consisting of the equilibrium austenite fraction (A or ⁇ MAX) and the equilibrium carbon concentration (B) present in the austenite at 1000 °C of the stainless steel sheet according to the present invention .
  • a or ⁇ MAX the equilibrium austenite fraction
  • B the equilibrium carbon concentration
  • Example 5 is hot rolled according to an annealing temperature of BAF (Batch Annealing Furnace) for general 430 (C 400ppm, Example H), C-upper (C 800ppm, Example K), C up and Si additive (Example E) It is a graph showing the average microhardness (Hv) of the TD (Transverse Direction) surface of the product. As the C content increases, the average hardness value of the thickness of the hot rolled product increases significantly as compared with the existing 430 system as the C content increases and the Si compound is added. This can be explained by the precipitation strengthening effect by Cr-carbide precipitate and the solid solution effect on Si, as described above.
  • BAF Batch Annealing Furnace
  • the surface of the cold rolled product was analyzed by GDS (Glow Discharge Spectroscopy) after complex annealing and complex corrosion evaluation was performed.
  • the composite corrosion test was carried out in three cycles, the first cycle was brine spraying for 2 hours at 35 °C ⁇ 1 °C, the second cycle was dry for 60 hours at 60 °C ⁇ 1 °C for less than 30% for 4 hours The third cycle was carried out for 2 hours at a humidity of 95% or more at 50 °C ⁇ 1 °C.
  • Figure 6 is a graph showing the element distribution of the polar surface layer when analyzing the surface of the cold-rolled product by GDS (Glow Discharge Spectroscopy). 7 is a photograph of corrosion corrosion after the evaluation of complex corrosion.
  • Si content is compared with the existing 430 system.
  • the maximum concentration (wt%) of Si observed in the Si-Oxide passivation layer formed in the polar surface layer ( ⁇ 15 nm) was observed to be higher than that of the Cr-Oxide passivation layer.
  • the cold-rolled product of the present invention in which the Si content is increased compared to the existing 430 system it was confirmed that the corrosion resistance (degradation effect of rust generation area) is significantly increased.

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Abstract

본 발명에 의한 고강도, 고연성의 페라이트 스테인리스 강판은 중량 퍼센트(wt%)로, 탄소(C): 0.065~0.09%, 질소(N): 0.035~0.06%, 실리콘(Si): 0.6~1.0%, 망간(Mn): 0.01~0.70%, 인(P): 0.001~0.035%, 황(S): 0.001~0.005%, 크롬(Cr): 15.0~17.0%, 니켈(Ni): 0.001~0.50%, 구리(Cu):0.001~0.50%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상이고, [TS(MPa)]+10[EL(%)] 값이 780이상을 만족하며, 인장강도 520MPa 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조방법
본 발명은 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스강판 및 그의 제조방법 에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 및 일반 호스용 패스너(Fastener) 용도로 사용할 수 있도록 고강도를 유지하면서 고연성을 갖춘 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
페라이트계 스테인리스강은 오스테나이트계 스테인리스강 보다 가격이 저렴하고 열팽창률이 낮으며 표면광택, 성형성 및 내산화성이 양호하여 내열기구, 싱크대 상판, 외장재, 가전제품, 전자부품 등에 널리 사용되고 있다.
자동차 또는 일반 호스 등에 사용되는 패스너(Fastener)는 플라스틱 호스 또는 파이프를 체결하는 부분이다. 따라서, 높은 강도를 필요로 하며, 벤딩시 크랙 발생이 없어야 하기 때문에 연성도 동시에 우수하여야 한다. 또한, 실내뿐만 아니라 자동차 등 실외 환경에 사용되어 내식성을 요구하기 때문에 스테인리스강이 소재로서 그 사용량이 증대되고 있는 상황이다.
일반적으로 제조되는 410UF와 같은 유틸리티 페라이트(Utility Ferrite)의 경우 크롬(Cr)의 함유량이 12% 수준으로 내식성이 열위하며, 연신율도 낮아 패스너용으로는 사용할 수 없다. 따라서, 상대적으로 크롬(Cr)의 함유량이 높은 430계를 소재로 사용하려고 시도하고 있으나, 낮은 인장강도로 인하여 패스너로 사용하기에 강도가 낮은 문제점이 있다. 특히, 패스너로 사용하기 위해서는 인장강도(TS) 520 MPa 이상, 항복강도(YS) 205MPa 이상, 연신율(El) 22% 이상을 만족하여야 하며, 또한 표면도 200 미만을 만족할 필요가 있다. 이를 위해서는 성분계 개발 및 제조공정의 최적화가 선행되어 하는 실정이다.
430계로 대표되는 페라이트계 스테인리스강에서의 주요 품질 이유는 리징(Ridging) 개선, 오렌지필(Orange Peel) 개선, 성형시 면내 이상성 개선과 관련하여 선행 특허 기술들이 다수 존재하나, 자동차 및 일반 호스의 패스너 용도로 있도록 고강도, 고연성을 동시에 만족할 수 있는 성분계에 대한 검토와 최적화에 대하여 기술개발이 시급한 실정이다.
본 발명은 이러한 문제점을 해결하기 위해 안출된 것으로, 본 발명의 목적은 패스너 용도로 사용할 수 있도록 기본 성분계의 함량 조절 및 탄소(C), 규소(Si) 및 질소(N)의 함량을 조절하고 열연 후 소둔에 의한 미세조직 제어로서 고강도, 고연성 구현이 가능한 페라이트계 스테인리스강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.
위 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도, 고연성의 페라이트 스테인리스강은 wt%로, C: 0.065~0.09%, N: 0.035~0.06%, Si: 0.6~1.0%, Mn: 0.01~0.70%, P: 0.001~0.035%, S: 0.001~0.005%, Cr: 15.0~17.0%, Ni: 0.001~0.50%, Cu: 0.001~0.50%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, Γ = 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상이고, 열연소둔 후의 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직에 과한 면적비 Ω = [미소둔 변형조직의 면적] / [미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적]가 0.2~0.5인 것을 특징으로 한다.
상기 열연소둔 후의 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 경도(Hv)가 두께 전 범위에서 160~190일 수 있다.
냉연소둔 후 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향에 대하여 인장강도 TS0, TS45, TS90 값 모두 520MPa 이상이고, 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향에 대하여 ξ = [TS(MPa)]+10[EL(%)] 인 ξ0, ξ45, ξ90 값 모두 780 이상일 수 있다.
광휘소둔 후 강판 표면에 형성된 Si-Oxide 부동태층에 포함된 Si의 최대 농도가 20 wt% 이상일 수 있다.
10*[A(%)]+1000*[B(wt%)] 값이 6.5 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도, 고연성의 페라이트 스테인리스강의 제조방법은 wt%로, C: 0.065~0.09%, N: 0.035~0.06%, Si: 0.6~1.0%, Mn: 0.01~0.70%, P: 0.001~0.035%, S: 0.001~0.005%, Cr: 15.0~17.0%, Ni: 0.001~0.50%, Cu: 0.001~0.50%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상인 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 열간압연, 열연소둔, 냉간압연 및 냉연소둔을 실시하되, 상기 열연소둔 후 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직에 관한 면적비(하기의 Ω) 값이 0.2~0.5를 만족하는 것을 특징으로 한다.
상기 열연소둔은 열연강판을 780~850℃의 온도범위에서 3~5시간 상소둔(Batch Annealing)하는 것을 특징으로 한다.
냉연 소둔을 거친 강판의 인장강도(TS)가 520MPa 이상이고, ξ = [TS(MPa)]+10[EL(%)] 값이 780 이상일 수 있다.
상기 냉연소둔 이후에 800~900℃의 범위에서 광휘소둔을 실시하여 강판 표면에 형성된 Si-Oxide 부동태층에 포함된 Si의 최대 농도가 20 wt% 이상이 되도록 하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 의한 고강도, 고연신의 페라이트계 스테인리스강 및 그의 제조방법에 따르면 성분계의 조정에 의해 520MPa 이상 수준의 인장강도를 유지하면서도 연신율을 향상되어 고강도, 고연신의 특성을 모두 양호하게 유지하고, 표면의 규소, 크롬 산화물의 부동태막에 의한 내식성이 향상된 페라이트계 스테인리스강을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 2*[Si]+10([C]+[N]) 값에 따른 [TS0(MPa)]+10[EL0(%)] 값을 나타낸 그래프이다.
도 2는 열연소둔 후 TD(Transverse Direction)면의 소둔 미세조직이 {미소둔 변형조직 면적} / {미소둔 변형조직 면적 + 회복 및 재결정조직 면적} 비가 0.2 이상 0.5 이하를 만족하는 발명예와 비교예의 표면사진이다.
도 3은 열연소둔 후 TD(Transverse Direction)면의 미세경도(Hv)에 대한 발명예와 비교예의 비교그래프이다.
도 4는 본 발명에 따른 스테인리스강판의 1000℃ 에서의 평형 오스테나이트 분율(A또는 γMAX)과 오스테나이트 내에 존재하는 평형 탄소농도(B)로 구성되는 10*A + 1000*B 수치를 나타낸 그래프이다.
도 5는 일반 430(C 400ppm), C상향재(C 750ppm), C상향 및 Si첨가재에 대하여, BAF(Batch Annealing Furnace) 소둔온도에 따른 열연 제품의 TD(Transverse Direction)면의 평균 미세경도(Hv)를 나타낸 그래프이다.
도 6은 냉연제품의 표면을 GDS(Glow Discharge Spectroscopy)로 분석 시에 극표층의 원소분포를 나타낸 그래프이다.
도 7은 복합부식평가후의 부식발청 사진이다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 의한 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스강에 대하여 설명하기로 한다.
본 발명에 따른 스테인리스 강은 중량 퍼센트(wt%)로, 탄소(C): 0.065~0.09%, 질소(N): 0.035~0.06%, 실리콘(Si): 0.6~1.0%, 망간(Mn): 0.01~0.70%, 인(P): 0.001~0.035%, 황(S): 0.001~0.005%, 크롬(Cr): 15.0~17.0%, 니켈(Ni): 0.001~0.50%, 구리(Cu): 0.001~0.50%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, Γ = 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상이고, 열연소둔 후의 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직이 Ω = [미소둔 변형조직의 면적] / [미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적]가 0.2~0.5인 것을 특징으로 한다.
이하, 성분계의 한정이유를 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없으며 성분의 함량 범위는 중량퍼센트(wt%)이다.
탄소(C): 0.065~0.09%
탄소(C)는 상소둔(Batch Annealing) 과정에서 (Cr,Fe)23C6, (Cr,Fe)7C3 탄화물로 석출되어 강도를 향상시킬 수 있는 있는 성분이다. 다만, 강판 내에 과량이 첨가되는 경우에는 연신율을 저하 시켜 제품의 가공성을 현저히 저하시키기 때문에 상기 범위로 한정한다.
질소(N): 0.035~0.06%
질소(N)는 탄소와 동등하게 불순물원소로 존재하며 탄소와 함께 상소둔(Batch Annealing) 과정에서 Cr2N 질화물로 석출되어 강도를 향상시킬 수 있는 성분이다. 다만, 강판 내에 과량이 첨가되는 경우에는 가공성을 저해시킬 뿐만 아니라 냉연제품의 스트레처 스트레인의 원인이 되기 때문에 상기 범위로 한정한다.
규소(Si): 0.6~1.0%
규소(Si)는 제강시 탈산제 역할로 첨가되는 원소로 페라이트 안정화원소이다. 통상적으로 스테인리스강 내에 다량 함유되면 재질의 경화를 일으켜서 연성을 저하시키기 때문에 0.4% 이하로 관리한다. 그러나 본 발명에서는 자동차 패스너의 소재로 사용되기 위해서는 규소를 최적으로 사용할 필요가 있다. 본 발명에서는 규소의 함량을 늘려 고용강화 효과로 인장강도 및 항복강도를 향상시켰으며, 과도하게 첨가되는 경우 연신율이 감소하므로 상기 범위로 한정한다.
망간(Mn): 0.01~0.70 %
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화원소로서 로핑 및 리징을 억제하는 역할을 한다. 과도하게 함유되는 경우 용접시 망간계 퓸이 발생하며 MnS 상 석출의 원인이 되어 연신율을 저하시키기 때문에 상기 범위로 한정한다.
인(P): 0.001~0.035%
인은 산세시 입계부식을 일으키거나 열간가공성을 저해시키기 때문에 그 함량을 상기 범위로 한정한다.
황(S): 0.001~0.005%
황(S)은 결정입계에 편석되어 열간가공성을 저해시키기 때문에 그 함량을 상기 범위로 한정한다.
크롬(Cr): 15.0~17.0%
크롬(Cr)은 강의 내식성을 향상시키기 위해 첨가하는 합금원소로 크롬의 임계함량은 12 wt%이다. 다만, 탄소 및 질소가 함유된 스테인리스강은 입계부식이 일어날 수 있으며, 입계부식 가능성 및 제조단가 증가를 고려하여 그 함량을 상기 범위로 한정한다.
니켈(Ni): 0.001~0.50%
니켈(Ni)은 구리, 망간과 함께 오스테나이트 안정화 원소로 오스테나이트 분율을 증가시켜 로핑 및 리징을 억제하는 효과가 있으며 미량 첨가로 내식성을 향상시키는 역할을 하나 과도하게 첨가하는 경우 가공성의 열화 및 제조단가 증가로 그 함량을 상기 범위로 한정한다.
구리(Cu): 0.01~0.50%
구리(Cu)는 니켈, 망간과 함께 오스테나이트 안정화 원소로 오스테나이트 분율을 증가시켜 로핑 및 리징을 억제하는 효과가 있으며 미량 첨가로 내식성을 향상시키는 역할을 하나 과도하게 첨가하는 경우 가공성의 열화 및 제조단가 증가로 그 함량을 상기 범위로 한정한다.
또한, 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상인 것이 바람직하다. 즉 규소의 함량 증가에 따른 모재의 고용강화 효과와 탄소 함량 증가에 따른 크롬 탄화물 석출강화 효과를 동시에 발현시킴으로써 냉연제품의 인장특성인 인장강도와 연성을 동시에 증가 시킬 수 있다. 도1를 참조하면, Si, C, N의 함량을 조절하여 인장강도 520MPa 이상의 강도를 유지하면서도 [TS0(MPa)]+10[EL0(%)]값이 780을 만족하는 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스 강판을 얻을 수 있다.
본 발명에서 상기 조성으로 제조된 슬라브를 열간 압연한 다음 열연소둔 후 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직에 관한 면적비(Ω)인 [미소둔 변형조직의 면적]/[미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적] 값이 0.2~0.5인 것이 바람직하다. 본 발명에서 미소둔 변형조직이라 함은 열간압연에 의하여 형성된 변형 밴드(band) 조직으로 금속조직의 회복 현상 또는 재결정 현상이 발생되기 전의 상태를 의미한다. 미소둔 변형조직은 열연제품의 두께층 평균 경도 값을 상승시켜 최종적으로는 냉연제품의 인장강도 향상을 도모시키는 역할을 한다. 상기 미세조직에 관한 면적비(Ω)가 0.2미만인 경우에는 충분한 인장강도 향상을 도모할 수 없으며, 상기 미세조직에 관한 면적비(Ω) 가 0.5초과인 경우에는 연성이 낮아서 가공성을 확보할 수 없으므로 상기 범위로 한정한다.
상기 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스 강판은 10*[A(%)]+1000*[B(wt%)]의 값이 6.5이상인 것이 바람직하다. 여기서 A와 B는 각각 A: 1000 ℃에서의 평형 오스테나이트 분율, B: 오스테나이트 내에 존재하는 평형 탄소농도이다. 본 발명에서는 오스테나이트 안정화 원소가 증가함에 따라 이에 대한 오스테나이트 상분율이 증가하고, 오스테나이트 내에 존재하는 평형 탄소농도도 증가함을 알 수 있었다. 이와 같이 10*[A(%)]+1000*[B(wt%)]의 값이 6.5이상인 경우에 [TS(MPa)]+10[EL(%)]이 780 이상으로 나타나게 된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스 강판의 제조방법은 탄소(C): 0.065~0.09%, 질소(N): 0.035~0.06%, 실리콘(Si): 0.6~1.0%, 망간(Mn): 0.01~0.70%, 인(P): 0.001~0.035%, 황(S): 0.001~0.005%, 크롬(Cr): 15.0~17.0%, 니켈(Ni): 0.001~0.50%, 구리(Cu):0.001~0.50%, 잔부 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상인 열연강판을 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직이 [미소둔 변형조직의 면적]/[미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적]가 0.2~0.5가 되도록 부분 소둔(Partial Annealing)하는 과정을 포함한다.
상기 부분 소둔은 열연제품의 전체 회복 소둔에 의한 재결정 조직이 100%를 차지하는 것에 대하여 변형 밴드(Band)가 잔존케 하는 것을 의미하는 것이다. 이 경우 미소둔 변형 밴드가 존재하게 되고 미세조직에 관한 면적비(Ω)가 0.2~0.5로 제어하여 열연소둔 제품의 TD(Transverse Direction)면의 미세경도(Hv)가 두께 전 범위에서 160 이상 190 미만을 구현할 수 있게 된다.
상기 부분 소둔(Partial Annealing)하는 과정은 780~850℃의 온도범위에서 상소둔으로 행하여지는 것이 바람직하다. 상소둔 온도는 일부 소둔된 재결정 조직과 미소둔 변형 밴드를 혼합하게 할 수 있는 온도로서 너무 높은 온도에서 소둔하는 경우에는 미소둔 변형 조직이 형성되기 어려워 인장강도 확보가 어려울 수 있으며, 낮은 온도에서 소둔하는 경우에는 재결정 조직의 확보가 어려워 연신율을 확보할 수 없으므로 상기 범위로 한정한다.
이렇게 열연소둔된 강판은 통상적인 방법으로 냉간압연을 거쳐 최종 강판으로 제조될 수 있으며, 필요에 따라 다른 부가적인 공정이 추가될 수 있음은 자명하다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도, 고연성의 페라이트계 스테인리스강판의 제조방법은 냉간압연 후의 강판은 재료온도 기준으로 800~900℃의 광휘소둔(BA, Bright Annealing)하는 공정을 더 포함할 수 있다. 광휘소둔을 거치는 경우 Cr-Oxide 부동태층 보다 극표층(~15nm)에 생성된 Si-Oxide 부동태층에 관찰되는 Si의 최대 농도(wt%)가 20 이상 관찰되고 이 경우 내부식성이 월등하게 향상될 수 있다.
이하에서는 실시예를 들어 본 발명에 대하여 보다 자세히 설명한다.
표1에 본발명에 따른 페라이트계 스테인리스강의 합금성분으로 변화시켜 발명예와 비교예로 강종을 나누어 표시하였다.
강종 합금성분(wt%) 비고
C Si Mn Cr Ni Cu N
A 0.065 0.60 0.3 16.5 0.1 0.1 0.035 본발명예
B 0.070 0.65 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040
C 0.080 0.70 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040
D 0.085 0.60 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040
E 0.075 0.60 0.3 16.2 0.1 0.1 0.050
F 0.080 0.80 0.3 16.2 0.1 0.1 0.035
G 0.070 0.80 0.3 16.2 0.1 0.1 0.045
H 0.040 0.30 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040 비교예
I 0.050 0.30 0.3 16.2 0.1 0.1 0.045
J 0.070 0.30 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040
K 0.080 0.30 0.3 16.2 0.1 0.1 0.045
L 0.030 0.60 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040
M 0.040 0.60 0.3 16.2 0.1 0.1 0.040
N 0.065 0.60 0.3 13.2 0.1 0.1 0.035
O 0.070 0.60 0.3 13.4 0.1 0.1 0.040
표1에 기재되어 있는 강종에 대하여 연주공정에서 생산된 슬라브를 가열로의 균열대 온도1,180℃에서 60분 재가열한 후 조압연기와 연속마무리 압연기에 의해 800℃ 이상의 완료온도로 압연하여 열연판을 제조하고 그 후 열연 상소둔(Batch annealing)에서 코일의 가장 안쪽의 내권부의 온도 기준으로 승온시에 상온에서 500℃까지는 0.1℃/s 이상으로 승온을 하고 780~850℃ 온도역까지는 가열시에는 0.01℃/s 이하로 승온을 한 후, 780~850℃ 온도 구간에서 시간을 달리하여 유지하였다. 그 후 500℃까지는 0.015℃/s 이하로 냉각을 행하고, 그 후 상온까지 0.03℃/s 이하로 냉각을 행하는 상소둔 열처리를 실시하였다.
표 2에는 표 1의 합금성분을 가지는 성분계에 대하여, Γ = 2*Si(wt%)+10*(C+N)(wt%) 로 정의되는 수치를 나타내었으며, 또한 열연 상소둔 조건을 변경하여 소둔을 행한 후의 열연 제품의 TD(Transverse Direction)면의 미세조직에 관한 면적비 Ω = {미소둔 변형조직 면적} / {미소둔 변형조직 면적 + 회복 및 재결정조직 면적}로 정의되는 수치를 나타내었다. 여기서 미소둔 변형조직이라 함은 열간압연에 의하여 형성된 변형 밴드(band) 조직으로 금속조직의 회복 현상 또는 재결정 현상이 발생되기 전의 상태를 의미한다. ξ는 TS(MPa) + 10*El(%)로 정의되는 수치를 나타내었다. 상기의 판면에 있어서 압연방향에 대하여 0˚방향으로 ξ0값은 냉연제품의 인장시험시에 얻어진 인장강도(TS)와 연신율(El)값을 이용하여 얻어진 값이다.
표 2에서의 인장강도를 얻기 위한 인장시험은 판면에 있어서 압연방향에 대하여 0˚방향으로JIS13의B형 인장시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 따라 인장 시험을 실시하였으며, 인장 시험시의 온도는 상온이며, 변형속도인 크로스헤드 스피드(crosshead speed)는 20mm/min 로 수행되었다.
강종 Γ = 2*Si+10*(C+N) BAF열처리 온도(℃) BAF열처리유지시간(Hr) Ω=미세조직에 관한 면적비 ξ0= TS(MPa)+ 10*El(%) 비고
A 2.20 840 4hr 0.21 790 본발명예
B 2.40 830 5hr 0.25 792
C 2.60 820 5hr 0.25 805
D 2.40 850 5hr 0.21 795
E 2.40 780 3hr 0.4 802
F 2.75 790 3hr 0.4 793
G 2.75 790 5hr 0.35 792
H 1.40 820 10hr 0.05 752 비교예
I 1.55 800 10hr 0.05 753
J 1.70 830 7hr 0.25 766
K 1.85 830 7hr 0.25 768
L 1.90 780 10hr 0.04 767
M 2.00 780 10hr 0.04 767
N 2.20 780 4hr 0.21 791
O 2.30 800 5hr 0.25 789
A~G강종은 페라이트계 스테인레스강의 탄소(C), 질소(N), 실리콘(Si) 및 Γ = 2Si+10(C+N) 을 조절하여 진공용해한 것으로 상기의 강을 슬라브 형태로 가열로의 균열대 온도 1,180℃에서 60분 재가열한 후 조압연기와 연속마무리 압연기에 의해 800℃ 이상의 완료온도로 압연하여 열연판을 제조하고 그 후 열연 상소둔(Batch Annealing)을 행하고 냉간압연 및 냉연소둔을 실시하였다.
상기 A~G강종은 Γ ≥ 2.2 를 만족함을 알 수 있다. 또한, A~G강종은 0.2 ≤ Ω ≤ 0.5 를 만족함을 알 수 있다. 또한, A~G강종은 ξ ≥ 780 를 만족함을 알 수 있다.
H강종 및 I강종은 Γ 수치가 1.4, 1.55 로 본 발명의 Γ 수치 범위를 벗어남을 알 수 있다. C함량 및 Si함량이 동시에 낮아, Cr-carbide 석출물에 의한 석출강화 효과가 낮으며, Si 함유량이 낮아 모재(matrix)의 고용강화 효과를 낮추어, 냉연제품의 ξ 수치가 본 발명의 범위를 벗어남을 확인하였다.
J강종 및 K강종은 Γ 수치가 1.7, 1.85 로 H강종 또는 I강종 보다는 상대적으로 높으나 본 발명의 Γ 수치 범위를 벗어남을 알 수 있다. J강종 및 K강종은 C함량이 높아 Cr-carbide 석출물에 의한 석출강화 효과는 충분히 있으나, Si 함유량이 낮아 모재(matrix)의 고용강화 효과를 낮추어, 냉연제품의 ξ 수치가 본 발명의 벗어남을 확인하였다.
L강종 및 M강종은 Γ 수치가 1.9, 2.0으로 H강종 또는 I강종 보다는 상대적으로 높으나 본 발명의 Γ 수치 범위를 벗어남을 알 수 있다. L강종 및 M강종은 Si 함유량이 높아 모재(matrix)의 고용강화 효과를 가져올 수 있으나, C함량이 낮아 Cr-carbide 석출물에 의한 석출강화 효과가 적어, 냉연제품의 ξ 수치가 본 발명의 벗어남을 확인하였다.
N강종 및 O강종은 Γ 수치가 2.2~2.3 로 본 발명의 Γ 수치는 만족하며, C함량 및 Si함량이 동시에 높아, Cr-carbide 석출물에 의한 석출강화 효과 및 Si에 고용효과로 냉연제품의 ξ 수치수치가 본 발명의 범위에 속하나, Cr 함량이 13% 수준으로 자동차 및 일반 패스너 용도로 요구되는 내식성을 만족하지 못하여 본 발명의 범위를 벗어남을 확인하였다.
하기 표 3 에 상기 표 1의 합금성분을 가지는 성분계에 대하여, 냉연제품의 판면에 있어서 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향으로JIS13의B형 인장시험편을 채취하여, JIS Z 2241에 따라 인장 시험을 실시한 결과를 나타내었다. 인장 시험시의 온도는 상온으로 규정하며, 변형속도인 크로스헤드 스피드(crosshead speed)는 20mm/min 로 인장시험을 실시하였다. 각 방향별로 얻어진 인장강도(TS), El(%)값을 이용하여 ξ 수치를 ξ0, ξ45, ξ90 값으로 산출한 값을 나타내었다.
강종 인장강도(TS, MPa) 연신율(El, %) ξ 비고
TS0 TS45 TS90 El0 El45 El90 ξ0 ξ45 ξ90
A 523 536 561 26.7 28.2 26.2 790 818 823 본발명예
B 530 537 563 26.2 27.3 26.0 792 810 823
C 550 567 581 25.5 26.2 24.7 805 829 828
D 535 540 574 26.0 26.8 25.1 795 808 825
E 545 559 575 25.7 26.0 24.5 802 819 820
F 563 571 585 23.0 23.7 22.2 793 808 807
G 552 565 579 24.0 24.4 23.2 792 809 811
H 472 470 477 28.0 27.5 27.9 752 745 756 비교예
I 478 475 483 27.5 27.2 27.7 753 747 760
J 498 491 503 26.8 26.3 26.6 766 754 769
K 502 498 505 26.6 26.1 26.5 768 759 770
L 505 501 511 26.2 25.3 26.0 767 754 771
M 507 504 514 26.0 25.8 26.2 767 762 776
상기 A~G강종은 판면에 있어서 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향 모두에서 TS0, TS45, TS90 값 모두 520MPa 이상이고,ξ0, ξ45, ξ90 값 모두 780 이상인 것을 나타낸다.
H~M강의 비교예는 판면에 있어서 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향 모두에서 TS0, TS45, TS90 값 모두520MPa 미만이고,ξ0, ξ45, ξ90 값 모두 780 미만 값을 가지는 것을 알 수 있다.
도 1은 2*[Si]+10([C]+[N]) 값에 따른 [TS0(MPa)]+10[EL0(%)] 값을 나타낸 그래프이다. 도1을 참조하면 본 발명에서 2*[Si]+10([C]+[N]) 값의 2.2로 제어함으로써, Si함량 증가에 따른 모재의 고용강화 효과와 C함량 증가에 따른 Cr-Carbide 석출강화 효과를 동시에 발현시킴으로써, 냉연제품의 인장특성인 인장강도와 연성을 동시에 증가시키는 ξ = TS0(MPa) + 10*El0(%) 수치를 780 이상으로 구현할 수 있음을 알 수 있다.
도 2는 열연소둔 후 TD(Transverse Direction)면의 미세조직에 관한 면적비(Ω) {미소둔 변형조직 면적} / {미소둔 변형조직 면적 + 회복 및 재결정조직 면적}가 0.2 이상 0.5 이하를 만족하는 발명예와 비교예의 표면사진이다. 도 2에서는 본 발명의 예로 발명예 E(Ω=0.4), D(Ω=0.21)의 미세조직을 나타내었으며, 상대적으로 조직을 비교하기 위해 비교예L (Ω=0.04)의 미세조직을 나타내었다.
도 3은 열연소둔 후 TD(Transverse Direction)면의 미세경도(Hv)에 대한 발명예 B와 비교예 I의 비교 그래프이다.
도 2 및 도 3을 참조하면, 본 발명에서는 고강도를 구현 하고자 상자소둔로(Batch Annealing Furnace, BAF)에서 성분에 따른 적정 소둔조건을 도출하여, 즉 열연제품의 완전한 소둔 회복 재결정 조직이 100%가 아니라, 변형band를 잔존케하는 Partial Annealing 방법을 도입하여 미세조직에 관한 면적비(Ω)가 0.2~0.5로 제어하여 열연소둔 제품의 TD(Transverse Direction)면의 미세경도(Hv)가 두께 전 범위에서 160 이상 190 미만을 구현할 수 있음을 알 수 있다. 도 3에서의 본 발명의 예로 실시예 B를 나타내었으며, 비교예로 I의 예시를 나타내었다.
도 4는 본 발명에 따른 스테인리스강판의 1000℃ 에서의 평형 오스테나이트 분율(A 또는 γMAX)과 오스테나이트 내에 존재하는 평형 탄소농도(B)로 구성되는 10*A + 1000*B 수치를 나타낸 그래프이다. 본 발명에 경우에는 6.5 이상을 나타내게 된다. 도 4에서의 본 발명의 예로 실시예 E를 나타내었으며, 비교예로 실시예 H를 나타내었다.
도 5는 일반 430(C 400ppm, 실시예 H), C상향재(C 800ppm, 실시예 K), C상향 및 Si첨가재(실시예 E)에 대하여, BAF(Batch Annealing Furnace) 소둔온도에 따른 열연 제품의 TD(Transverse Direction)면의 평균 미세경도(Hv)를 나타낸 그래프이다. C함량이 증가할수록, C함량 증가 및 Si복합 첨가에 따라 열연제품의 두께층 평균 경도값이 기존 430계 대비하여 월등하게 상승됨을 확인할 수 있다. 이는 앞에서 기술한 바와 같이, Cr-carbide 석출물에 의한 석출강화 효과 및 Si에 고용효과로 설명될 수 있다.
냉간압연 후의 광휘소둔에 의한 내식성 향상을 확인하기 위해 광휘소둔 후에 냉연제품의 표면을 GDS(Glow Discharge Spectroscopy)로 분석하고, 복합부식평가를 수행하였다. 복합부식평가는 3 사이클로 진행되었으며, 제1사이클은 염수분무로 35℃±1℃ 에서 2시간 동안 진행되었으며, 제2사이클은 드라이 상태에서 60℃±1℃에서 30%이하의 습도에서 4시간 동안 진행되었으며, 제3사이클은 50℃±1℃에서 95% 이상의 습도에서 2시간 동안 진행하였다.
도 6은 냉연제품의 표면을 GDS(Glow Discharge Spectroscopy)로 분석 시에 극표층의 원소분포를 나타낸 그래프이다. 도 7은 복합부식평가후의 부식발청 사진이다.
도 6 및 도 7를 참조하면, 800℃ 이상 900℃ 이하의 BA(Bright Annealing) 열처리 공정을 경유하는 냉연제품의 표면을 GDS(Glow Discharge Spectroscopy)로 분석 시에, 기존 430계 대비하여 Si함량을 상향시킨 본 발명의 예에서는 Cr-Oxide 부동태층 보다 극표층(~15nm)에 생성된 Si-Oxide 부동태층에 관찰되는 Si의 최대 농도(wt%)가 20 이상이 관찰되었으며, 복합부식평가 후의 부식발청 사진 및 면적율을 관찰한 결과 기존 430계 대비 Si 함량이 Si함량이 상향된 본 발명의 냉연제품의 경우가 내부식성(녹발생 면적율 저하 효과)이 월등하게 상승됨을 확인할 수 있었다.
이상 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해해야만 한다. 본 발명의 범위는 상기 상세한 설명보다는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 균등 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변경된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.

Claims (11)

  1. wt%로, C: 0.065~0.09%, N: 0.035~0.06%, Si: 0.6~1.0%, Mn: 0.01~0.70%, P: 0.001~0.035%, S: 0.001~0.005%, Cr: 15.0~17.0%, Ni: 0.001~0.50%, Cu: 0.001~0.50%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    Γ = 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상이고,
    열연소둔 후 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직에 관한 면적비 Ω = [미소둔 변형조직의 면적] / [미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적]가 0.2~0.5인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인리스강.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연소둔 후의 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 경도(Hv)가 두께 전 범위에서 160~190인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인리스강.
  3. 청구항 1에 있어서,
    냉연소둔 후 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향에 대하여 인장강도 TS0, TS45, TS90 값 모두 520MPa 이상이고, 압연방향에 대하여 0˚, 45˚, 90˚방향의 3방향에 대하여 ξ = [TS(MPa)]+10[EL(%)] 인 ξ0, ξ45, ξ90 값 모두 780 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인레스강.
  4. 청구항 1에 있어서,
    광휘소둔 후 강판 표면에 형성된 Si-Oxide 부동태층에 포함된 Si의 최대 농도가 20 wt% 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인레스강.
  5. 청구항 1에 있어서,
    10*[A(%)]+1000*[B(wt%)] 값이 6.5 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인레스강. (여기서, A: 1000 ℃에서의 평형 오스테나이트 분율, B: 오스테나이트 내에 존재하는 평형 탄소농도)
  6. wt%로, C: 0.065~0.09%, N: 0.035~0.06%, Si: 0.6~1.0%, Mn: 0.01~0.70%, P: 0.001~0.035%, S: 0.001~0.005%, Cr: 15.0~17.0%, Ni: 0.001~0.50%, Cu: 0.001~0.50%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    Γ = 2*[Si]+10([C]+[N]) 값이 2.2 이상이고,
    ξ = [TS(MPa)]+10[EL(%)] 값이 780 이상을 만족하며,
    인장강도(TS)가 520MPa 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인리스강.
  7. 청구항 6에 있어서,
    열연소둔 후의 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직에 관한 면적비 Ω = [미소둔 변형조직의 면적] / [미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적]가 0.2~0.5인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인리스강.
  8. wt%로, C: 0.065~0.09%, N: 0.035~0.06%, Si: 0.6~1.0%, Mn: 0.01~0.70%, P: 0.001~0.035%, S: 0.001~0.005%, Cr: 15.0~17.0%, Ni: 0.001~0.50%, Cu: 0.001~0.50%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    2*[Si]+10([C]+[N])값이 2.2 이상인 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 열간압연, 열연소둔, 냉간압연 및 냉연소둔을 실시하되,
    상기 열연소둔 후 강판의 TD(Transverse Direction) 면의 미세조직에 관한 면적비(하기의 Ω) 값이 0.2~0.5를 만족하는 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인리스강의 제조방법.
    (Ω = [미소둔 변형조직의 면적] / [미소둔 변형조직의 면적 + 회복 및 재결정조직의 면적])
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 열연소둔은 열연강판을 780~850℃의 온도범위에서 3~5 시간 상소둔(Batch Annealing)하는 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인리스강의 제조방법.
  10. 제8항에 있어서,
    상기 냉연소둔을 거친 강판의 인장강도(TS)가 520MPa 이상이고, ξ = [TS(MPa)]+10[EL(%)] 값이 780 이상인 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인레스강의 제조방법.
  11. 제8항에 있어서,
    상기 냉연소둔 이후에 800~900℃의 범위에서 광휘소둔을 실시하여 강판 표면에 형성된 Si-Oxide 부동태층에 포함된 Si의 최대 농도가 20 wt% 이상이 되도록 하는 것을 특징으로 하는 강도 및 연성이 우수한 페라이트 스테인레스강의 제조방법.
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